WO2004087979A1 - 焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手 - Google Patents

焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手 Download PDF

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Masaaki Tabuchi
Hirokazu Okada
Masayuki Kondo
Susumu Tsukamoto
Fujio Abe
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National Institute For Materials Science
Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Mitsubishi Heavy Industries, Ltd.
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Definitions

  • the present invention is applicable to welding inspection of tempered martensitic heat-resistant steel. More specifically, the present invention relates to a welded joint for a tempered martensitic heat-resistant steel in which the formation of a HAZ fine-grained portion that significantly reduces creep strength is suppressed.
  • Tempered martensitic heat-resistant steel has excellent high-temperature creep strength, as typified by ASMET 91, ⁇ 92, ⁇ 122, and has a high-temperature plan, including thermal power plants and nuclear power plants. It is used for heat-resistant and pressure-resistant members.
  • the pressure-resistant members of tempered martensite heat-resistant steel are manufactured by welding, and the welded parts have a structure different from that of the base metal, so the creep strength is lower than that of the base metal. There are often. Therefore, the creep strength of the weld is an important factor for high-temperature plant performance.
  • Welding methods used for heat-resistant and pressure-resistant parts in high-temperature plants include TIG welding, covered arc welding, submerged arc welding, etc.
  • the structure of the welded part is affected by the heat applied during welding. Changes occur (heat affected zone, ⁇ ⁇ ).
  • ⁇ ⁇ ⁇ of tempered martensitic heat-resistant steel changes its structure by being exposed to a temperature of more than one point A C even if the temperature rises momentarily during welding.
  • the creep strength is reduced as compared with the case. In other words, if a creep test is performed using a welded joint including a base metal and a welded portion as a test piece parallel portion, it will break at the HAZ.
  • tempering Ferrite which is the parent of the martensite structure
  • the austenite structure newly formed during this transformation forms a structure similar to that of the original tempered martensite.
  • austenite grains generated at a temperature equal to or higher than the AC 1 point are generated and grow so as to erode the structure of ferrite grains without depending on the structure of ferrite grains, which is the parent phase of tempered martensite.
  • comes to a temperature equal to or higher than C3 points A all matrix becomes O austenite, original tempering martensite Bok tissue is lost.
  • Austenite grains become coarse at temperatures from above the A 3 point to the melting point, and the former austenite grain size is relatively large compared to the structure of the part exposed to temperatures near the A 1 to A 3 points. Microstructure (HAZ coarse-grained part).
  • the former austenite grain size of the base material is larger than the former austenite grain size of the HAZ coarse grain portion. That is, in HAZs such as P92 and P122 which are normalized at the following temperature at 1090, the prior austenite grain size is smaller than that of the base material.
  • HAZs such as P92 and P122 which are normalized at the following temperature at 1090
  • the prior austenite grain size is smaller than that of the base material.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides a welded joint of a tempered martensitic heat-resistant steel in which formation of a HAZ fine grain portion where the creep strength is significantly reduced is suppressed. This is an issue to be solved.
  • Patent Document 1 JP-A-8-8848
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-192 77761
  • Patent Document 3 JP-A-6-65689
  • Patent Document 4 JP-A-11-1-06686
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-71845
  • Patent Document 6 Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-43986 Disclosure of the Invention
  • the present invention solves the above-mentioned problems by providing a heat-resistant steel having a tempered martensite structure in which the creep strength of the fine-grained portion in the weld heat-affected zone is 90% or more of the creep strength of the base metal.
  • Characterized tempered marte Welding welding of heat-resistant stainless steel (Claim 1) is provided.
  • the heat-resistant steel having a tempered martensitic structure contains 0.003 to 0.03% by weight (claim 2), a tempered martensitic structure.
  • the heat-resistant steel having the following is expressed by weight: C: 0.03 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.9%, Mn: 0.01 to 1.5%, Cr: 8.0 ⁇ 13.0 A1: 0.0005 ⁇ 0.02%, Mo + W / 2: 0.1 ⁇ 2.0%, V: 0.05 ⁇ 0.5%, N: 0.06% or less , Nb: 0.01% to 0.2%, (Ta + Ti + Hf + Zr): One or more of 0.01% to 0.2%, with the balance being Fe and unavoidable impurities (Claim 3), heat-resistant steel having a tempered martensite structure, further, in weight%, Co: 0.1 to 5.0%, Ni: 0.5%
  • Cu contains at least one or more of 1.7% or less (Claim 4), and the heat-
  • % P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, 0: 0.02% or less, Mg: 0.01% or less, Ca: 0.01% or less, Y and rare earth elements: It provides that one or more of 0.01% or less in total are contained (Claim 5).
  • the creep strength referred to in the present application includes creep rupture strength.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing a welding heat affected zone and its fine grained portion in a welded joint.
  • FIG. 2 is a correlation diagram showing the relationship between stress and rupture time in a creep test at 650 of a P2 material and a P2 material welded joint.
  • austenite In the phenomenon in which the ferrite of the parent phase transforms to austenite when the tempered martensitic heat-resistant steel is heated as in welding, austenite If the grain formation can be made to depend on the shape, crystal orientation, etc. of the ferrite grains in the parent phase, the austenite structure generated during heating should be similar or similar to the tempered martensite structure before welding. It is. Further, when cooled after heating, the austenite formed by heating above the point transforms to martensite during the cooling process, and the structure is similar to or similar to the tempered martensite structure before welding. It should be. Thus, if the formation of austenite grains can be made to depend on the shape and crystal orientation of the ferrite grains in the parent phase, the HAZ structure would not change significantly and would exhibit roughly the same creep strength as the base metal. Can be
  • austenite grains depends on the shape and crystal orientation of the ferrite grains in the matrix, it is difficult to maintain the entire HAZ in a structure similar to that of the matrix. This is because, at the point where the A 3 or more points are exposed during welding and the temperature is higher than the annealing temperature of the base metal, the austenite structure similar to the tempered martensite structure of the base material is formed, This is because there is a possibility that the particles grow and the particle size becomes coarse.
  • the HAZ fine particles generally occupy half the width of the HAZ, and are exposed to temperatures lower than the normalizing temperature, and correspond to the HAZ fine particles.
  • Most of the materials can be maintained in the same organization as the base material. Therefore, when the formation of austenite grains depends on the shape and crystal orientation of the ferrite grains in the parent phase, and most of the region corresponding to the HAZ fine grains is maintained in a texture similar to that of the base material, HAZ is reduced.
  • the HAZ width should be narrower than that of the conventional tempered martensitic heat-resistant steel joint, and the creep strength of the welded joint should be improved. Such an apparent decrease in the HAZ width can be regarded as the disappearance or reduction of the conventional HAZ fine granules.
  • austenite grains even if the formation of austenite grains depends on the ferrite shape and crystal orientation of the matrix, near the former austenite grain boundaries of the tempered martensitic heat-resistant steel of the matrix, Depends on shape, crystal orientation, etc. New austenite is easily formed. For this reason, austenite grains partially independent of the shape, crystal orientation, etc. of the ferrite grains in the parent phase are formed.
  • the transformation of the tempered martensitic heat-resistant steel is transformed into austenite when heated, and at the same time, recrystallization of the austenite grains occurs, and the grain refinement is conspicuous.
  • the austenite grains generated by this recrystallization grow independently of the original tempered martensite structure shape and crystal orientation. Therefore, by suppressing the formation and growth of austenite grains that do not depend on the original tempered martensite structure, which is considered to have been caused by recrystallization, it is possible to form an austenite structure that depends on the structure of the original matrix. It is considered possible.
  • the tempered martensitic heat-resistant steel welded joint of the present invention is manufactured based on the above principle, and the creep strength of the fine grain portion in the heat affected zone becomes 90% or more of the creep strength of the base metal.
  • the composition of the tempered martensitic heat-resistant steel used for the welded joint can be selected.
  • B is segregated at the grain boundaries, because the decrease grain boundary energy, tempered martensite heat-resistant steel exposed to A C 1 point or more temperature From the grain boundaries, the nucleation and growth of austenite grains independent of the crystal orientation of the original ferrite grains are suppressed, or the formation and growth of recrystallized austenite grains are suppressed.
  • the phenomenon of transformation into o-stenite grains depending on the crystal orientation of the original ferrite grains appears remarkably.
  • the content of B is suitably 0.003 to 0.03% by weight. If it is less than 0.003%, the effect of lowering the grain boundary energy due to grain boundary segregation is not sufficient, and if it exceeds 0.03%, excessive formation of boride causes toughness and workability. Is significantly impaired.
  • the B content is between 0.004 and 0.02%.
  • composition of tempered martensitic heat-resistant steel It is necessary to consider the composition of tempered martensitic heat-resistant steel in order to bring out the above effect of B.
  • the composition of the tempered martensitic heat-resistant steel that is effective for making the formation of austenite grains dependent on the shape, crystal orientation, and the like of the ferrite grains in the matrix is exemplified below.
  • the content of N is preferably 0.06% or less by weight. N forms nitrides with Nb and V and contributes to creep strength.However, if it exceeds 0.06%, the amount of BN, which is a nitride with B, increases. Significantly decreases, and the weldability also decreases. When increasing the austenite grain size of the base material, the N content is preferably 0.01% or less, though it depends on the amount of B added.
  • the content of C is preferably from 0.03 to 0.15% by weight.
  • C is an austenite stabilizing element that stabilizes the tempered martensite structure and forms carbides to contribute to creep strength. If the content is less than 0.03%, precipitation of carbides is so small that sufficient cleave strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.15%, it hardens remarkably in the process of forming a tempered martensitic structure, thereby reducing workability and toughness.
  • the content of C is preferably 0.05 to 0.12%.
  • the content of Si is suitably from 0.01 to 0.9% by weight.
  • Si is an important element for ensuring oxidation resistance, and also functions as a deoxidizer in the steelmaking process. If the content is less than 0.01%, sufficient oxidation resistance cannot be obtained, and if it exceeds 0.9%, the toughness decreases.
  • the Si content is between 0.1 and 0.6%.
  • the content of Mn is suitably from 0.01 to 1.5% by weight.
  • Mn functions as a deoxidizer in the steelmaking process, and is an important additive element from the viewpoint of reducing A1 used as a deoxidizer. If it is less than 0.01%, a sufficient deoxidizing function cannot be obtained, and if it exceeds 1.5%, the creep strength is significantly reduced.
  • the content of Mn is preferably from 0.2 to 0.8%.
  • the content of Cr is suitably from 8.0 to 13.0% by weight. Cr is an element essential for ensuring oxidation resistance. If the content is less than 8.0%, sufficient oxidation resistance cannot be obtained, and if the content exceeds 13.0%, the precipitation amount of ⁇ ferrite increases, and the creep strength and toughness significantly decrease.
  • the Cr content is between 8.0 and; L 0.5%.
  • A1 is suitably 0.0005 to 0.02% by weight.
  • A1 is an important element as a deoxidizing agent, and must be contained in an amount of 0.0005% or more. If the content exceeds 0.02%, the creep strength is significantly reduced.
  • Mo and W are the Mo equivalent (Mo + W / 2), but is preferably 0.1 to 2.0% by weight.
  • Mo and W are solid solution strengthening elements and also form carbides to contribute to creep strength. However, at least 0.1% is required for the solid solution strengthening effect. On the other hand, if it exceeds 2.0%, precipitation of intermetallic compounds is promoted, and creep strength and toughness are significantly reduced.
  • Mo + W / 2 is between 0.3 and 1.7%.
  • V is preferably 0.05 to 0.5% by weight. V forms fine carbonitrides and contributes to creep strength. If it is less than 0.05%, carbonitride precipitation is small and sufficient creep strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.5%, the toughness is significantly impaired.
  • the Nb content is preferably 0.01 to 0.2% by weight.
  • Nb like V, forms fine carbonitrides and contributes to creep strength. If it is less than 0.01%, carbonitride precipitation is so small that sufficient cleave strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.2%, the toughness is significantly impaired.
  • Ta, Ti, Hf, and Zr like Nb and V, form fine carbonitrides and contribute to creep strength. If Nb is not added, sufficient creep strength cannot be obtained unless a total of 0.01% or more is added. When Nb is added, it is not always necessary to add Nb, but if the total content exceeds 0.2%, the toughness decreases.
  • the content of Co is preferably 0.1 to 5.0% by weight.
  • Co is In order to suppress the formation of ⁇ ferrite and facilitate the formation of a tempered martensite structure, it is necessary to add 0.1% or more. However, if it exceeds 5.0%, not only does the creep strength decrease, but also the cost is reduced because it is an expensive element.
  • the content of Co is 0.5-3.5%
  • N i ⁇ Pi Cu are both austenite stabilizing element, [delta] suppresses the formation of Blow I bets, but ⁇ can be added either one or two in order to improve the toughness, N i Is more than 0.5% by weight, and if Cu is added more than 1.7%, the creep strength is significantly reduced.
  • P, S, 0, Mg, Ca, Y and rare earth elements are all unavoidable impurities, and the lower the content, the better.
  • Content is% by weight, P: 0.03%, S: 0.01%, 0: 0.02%, Mg: 0.01%, Ca: 0.01%, Y And rare earth elements: If it exceeds 0.01%, the cleave ductility decreases.
  • the tempered martensitic steel in the tempered martensitic steel welded joint of the present invention one or two or more of the above elements are contained in each predetermined amount, and the remainder is Fe and unavoidable impurities. It can be.
  • the unavoidable impurities include Sn, As, Sb, Se and the like, and these elements are grain boundary segregated.
  • a component that tends to promote void formation during creep during the manufacturing process may be mixed. It is preferable to reduce such impurity elements as much as possible.
  • a welded joint in which the HAZ fine grain portion where the cleave strength is significantly reduced is sufficiently suppressed is realized.
  • Increased reliability of heat-resistant and pressure-resistant welded joints used in power generation poilers, turbines, nuclear power generation facilities, chemical industries, etc. and also enable long-term use at high temperatures, extending the life of various plants In addition to lowering manufacturing and running costs, more efficient equipment can be realized.
  • Example 1 For welding welding of the tempered martensitic steel of the present invention. This will be described in more detail.
  • Table 1 shows the composition, shape and heat treatment of the materials used for the production of welded joints and the microstructure confirmation test of HAZ.
  • the P1, P2 materials and the T1 to T3 materials were produced from 180 kg ingots using a vacuum melting furnace.
  • the Pl and P2 materials were formed into a 3 Omm thick plate by hot forging and subjected to the heat treatment shown in Table 1.
  • the T1 to T3 materials were formed into steel pipes with an outer diameter of 84 mm and a wall thickness of 12.5 mm by hot extrusion, and were subjected to the heat treatment shown in Table 1.
  • S 1 B is ASME P122 material, and the heat treatment is as shown in Table 1.
  • S2 is a commercially available equivalent of the conventional ASME P92 material, and the heat treatment is as shown in Table 1.
  • Welded joints were made by repeating the same materials for Pl, P2, T1-T3, S1B, and S2.
  • Welding joint production conditions are all gas- According to the tungsten arc welding method, the voltage was 10 to 15 V, the current was 100 to 200 A, the Ar shielding gas, and the post-weld heat treatment was 740 to 14 hours.
  • Welding materials are AWS ER ⁇ iCr 13 material for joints of Pl, P2 material and T1 ⁇ T3 material, and S1B material and S2 material Welding material was used.
  • We measured the region where the HAZ fine grain portion of these welded joints was dependent on the ferrite grain shape and crystal orientation in the tempered martensite structure of the base metal. In this measurement, as shown in FIG. 1, the HAZ fine-grained portion was a base metal side portion obtained by dividing the HAZ from the weld metal to the base metal side into two parts.
  • the HAZ width was measured by a micro-Vickers hardness tester to be the length from the part softened by the heat effect to the molten metal as compared with the base metal hardness.
  • etching was performed at the time of observation with an optical microscope, and the width of the region that was more cloudy than the base material was visually measured. Specifically, a section of the HAZ of the welded joint is cut out, mirror-polished, etched, and then subjected to optical microscopy to determine the tempered martensite structure of the base material, which depends on the shape and crystal orientation of the ferrite grains. was measured.
  • Table 2 shows the area ratio of the HAZ fine-grained area in the HAZ fine grain area that depends on the ferrite grain shape and crystal orientation of the base metal structure.
  • P l P 2 material
  • the area ratio is over 75%. From this, most of the microstructure of the fine-grained part has the same austenite grain size as the base metal, and the fine austenitic grains such as the conventional tempered martensitic heat-resistant steel are used. It is understood that it is not a grain part. On the other hand, the fine-grained portions of the conventional S1 and S2 materials were all occupied by fine old austenite grains.
  • the region where the ferrite grains in the tempered martensite structure of the base material are aggressive in the shape and crystallographic orientation if the region has the same crystal orientation in contact, the shading and pattern of etching Considering the temperature and time to which the fine grain portion is exposed, the size of the austenite grains grown by recrystallization is relatively small. Is considered to be a region transformed depending on the orientation of the original ferrite grains.
  • the creep rupture time of 110 MPa at 650 was 1930 hours for the P2 welded joint, 1300 hours for the S1B base metal, and 950 hours for the S1B welded joint.
  • the welded P2 material showed excellent creep strength.
  • FIG. 2 shows the relationship between the stress and the rupture time in the creep test at 650 of the P2 material and the welded joint of the P2 material.
  • the creep strength of the weld fiber of P2 material is It is above the dotted line corresponding to 90% of the creep strength, and is clearly confirmed to be 90% or more of the creep strength of the base metal.
  • the creep strength at 65 0 of the welding joint of the present invention was 90% or more of the creep strength of the base metal.
  • the creep strength at 650 of the welded joints of S1B and S2 materials was less than 90% of the creep strength of the base material at low stress of 9 OMPa or less.
  • the tempered martensitic heat-resistant copper welded joint of the present invention has an area in the HAZ fine-grained area that depends on the shape and crystal orientation of the ferrite grains in the tempered martensite structure of the base material.
  • the ratio was large, and it was confirmed that the creep strength of the HAZ fine grain portion was 90% or more of the creep strength of the base metal.
  • the heat history at which the HAZ structure is formed means that the temperature rise rate reaches the peak temperature at several tens to 100 K / sec, and the peak temperature is maintained for a very short time of about several seconds or less, After passing through the process, the heat history shows that the cooling rate returns to about 100 to 300 in several tens of KZ seconds. From this, the structure formed by the above-mentioned heat treatment at 950 for 1 h is longer than the condition exposed during actual welding, so that the number of structures that do not depend on the base metal structure increases. Conceivable. The heating rate of the heat treatment for ⁇ 1 h at 950 was 20 / min. In addition, the ⁇ point of each test was 95 Table 3
  • Table 3 shows the area ratio of the structure that depends on the base material structure for each of the samples that were subjected to the heat treatment of 95 O-1 h.
  • the S 1 B and S 2 materials do not depend on the base material structure at all, while the P 2 and T 2 materials depend on the base material structure in 60%, The results were similar to those of the HAZ fine grain part of the welded joint.
  • a welded joint of tempered martensitic heat-resistant steel in which the HAZ fine-grained portion where the creep strength is significantly reduced is suppressed.

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Abstract

焼戻マルテンサイト組織を有する耐熱鋼の溶接熱影響部における細粒部のクリープ強度が、母材のクリープ強度の90%以上であり、クリープ強度が著しく低下するHAZ細粒部の形成を抑制するものとする。

Description

明 細 書 焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手 技術分野
本願発明は、焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接鑑手に闋するもので ある。 さらに詳しくは、 本願発明は、 クリープ強度が著しく低下する H A Z細粒部の形成が抑制された焼戻マルテンサイ ト系耐熱鋼の溶接継 手に関するものである。 背景技術
焼戻マルテンサイト耐熱鋼は、 A S M E T 9 1、 Ρ 9 2、 Ρ 1 2 2 に代表されるように、 優れた高温クリープ強度を有し、 火力発電プラン トゃ原子力発電設備をはじめとする高温プラン卜の耐熱耐圧部材に使 用されている。 だが、 多くの場合、 高温プラントにおいて焼戻マルテン サイ卜耐熱鋼の耐圧部材ゃ耐圧部品は溶接により作製され、 溶接部は、 母材と異なる組織を有するため、母材よりクリープ強度が低下する場合 がしばしばある。 したがって、 溶接部のクリープ強度は、 高温プラント の性能にとって重要なファクタ一となっている。
高温プラントにおける耐熱耐圧部に使用する溶接方法には、 T I G溶 接、 被覆アーク溶接、 サブマージアーク溶接等が挙げられるが、 いずれ の方法によっても、 溶接部には、 溶接時に加えられる熱により組織が変 化する部分（熱影響部、 ΗΑ Ζ )が生じる。 焼戻マルテンサイト耐熱鋼の Η Α Ζは、溶接時に瞬間的な温度上昇であっても、 A C 1点以上の温度に さらされることにより組織が変化するため、 母材 （非熱影響部） と比べ クリープ強度が低下するという問題がある。 すなわち、 母材と溶接部を 含んだ溶接継手を試験片平行部としてクリープ試験を行うと、 H A Zに おいて破斬する。
焼戻マルテンサイト耐熱鋼は A c i点以上の温度にさらされると、焼戻 マルテンサイ ト組織の母 ί|であるフェライトがォ一ステナイトに変態 する。 この変態において新たに生じたオーステナイトの組織は、 元の焼 戻マルテンサイトの組織を壌すように形成する。つまり、 AC1点以上の 温度で生じるオーステナイト粒は、焼戻マルテンサイトの母相であるフ ェライト粒による組織に依存せず、 フェライト粒による組織を侵食する ように生成し、 粒成長する。 AC3点以上の温度になると、 母相は全てォ ーステナイトとなり、 元の焼戻マルテンサイ卜の組織は失われる。
したがって、 AC1点〜 AC3点付近の温度ではォ一ステナイト粒が多 数新たに生じるため、粒径が非常の細かい組織（H A Z細粒部）になる。
Ac 3点付近以上から融点にかけての温度ではオーステナイ ト粒は粗大 化し、 AC1点〜 AC3点付近の温度にさらされた部分の組織と比較する と、 相対的に旧オーステナイト粒径が大きい組織 （HAZ粗粒部） とな る。
ところで、 市販されている P 92や P 122等では、 母材の旧オース テナイト粒径が H A Z粗粒部の旧オーステナイ ト粒径よりも大きくな つている。 すなわち、 1090で以下の温度で焼きならしされている P 92や P 122等の HAZでは、母材より旧オーステナイト粒径が細か い。 これまでに P 92や P 122等の焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶 接継手についてクリーブ強度を調査してきた結果、 HAZ細粒部でクリ ープ強度が著しく低下することが分かっている。 P 92や P 122等の 焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手では、 クリープ試験において、 HAZ細粒部で破断する T YP E— I V破壊が生じ、 65 O ではクリ 一プ破断時間は母材の 20 %程度まで低下する。
そこで、 HAZ細粒部におけるクリープ強度の劣化抑制のために、 母 材中に T i、 Z r、 H f 系の炭窒化物を生成させることが提案されてい る （たとえば、 特許文献 1参照）。 また、 粒子径が 0. 002〜0. 1 iimの M g含有酸化物粒子及ぴ M g含有酸化物とこれを核として析出 する炭窒化物とからなる粒子径が 0. 005~2 zmの複合粒子の 1種 又は 2種を合計で 1 X 104〜 1 X 108個 Zmm2含有させることが提 案されている （たとえば、 特許文献 2参照）。 さらに、 T a酸化物によ る HAZのクリープ強度の劣化抑制が提案されている （たとえば、 特許 文献 3参照）。 さらにまた、 Wと Moのパランスを最適なものとするこ とや Wの添加と Nb, T aによる炭窒化物により HAZのクリーブ強度 の劣化を抑制することが提案されている （たとえば、 特許文献 4、 5参 照）。 この他、 C uと N iの添加によって HAZの固溶強化と延性向上 を図り、 H A Zのクリープ強度の劣化抑制が提案されている（たとえば、 特許文献 6参照）。
しかしながら、 P 92や P 1 22等の溶接継手のクリープ試験におい て、 HAZ、 特に HAZ細粒部で見られる破壊は、 旧ォ一ステナイト粒 界を主とする粒界でボイドが形成され、 これが連結していくことによる。 このような破壌からすれば、 旧オーステナイト粒径が小さいことは、 ボ ィドの生成サイトを多くし、 ボイドが連結しやすくなるため、 HAZの クリーブ強度劣化の重要な要因の一つと考えられる。
本願発明は、 以上のとおりの事情に鑑みてなされたものであり、 クリ ープ強度が著しく低下する HAZ細粒部の形成が抑制された焼戻マル テンサイ ト系耐熱鋼の溶接継手を提供することを解決すべき課題とし ている。
特許文献 1 特開平 8 — 8 5848号公報
特許文献 2 特開 200 1— 1 92 7 7 6 1号公報
特許文献 3 特開平 6 — 6 56 89号公報
特許文献 4 特開平 1 1 - 1 0686 0号公報
特許文献 5 . 特開平 9 — 7 1 845号公報
特許文献 6 ： 特開平 5 -43 9 86号公報 発明の開示
本願発明は、 上記の課題を解決するものとして、 焼戻マルテンサイ卜 組織を有する耐熱鋼の溶接熱影響部における細粒部のクリープ強度が、 母材のクリープ強度の 9 0 %以上であることを特徴とする焼戻マルテ ンサイト系耐熱鋼の溶接維手 （請求項 1) を提供する。
本願発明は、 好ましい態様として、 焼戻マルテンサイト組織を有する 耐熱鋼が、 重量％で、 Β ·· 0. 003〜0. 03 %を含有すること （請 求項 2)、 焼戻マルテンサイ卜組織を有する耐熱鋼が、 重量％で、 C ： 0. 03〜0. 15%、 S i ： 0. 01〜0. 9%、 Mn : 0. 01〜 1. 5%、 C r : 8. 0〜13. 0 A 1 ： 0. 0005〜0. 02%、 M o +W/ 2 : 0. 1〜 2. 0 %、 V： 0. 05〜 0 · 5 %、 N： 0. 06 %以下、 Nb : 0. 01〜0. 2%、 （Ta + T i +H f + Z r) : 0. 01〜0. 2 %の内のいずれか 1種又は 2種以上を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物であること (請求項 3)、 焼戻マルテンサイト 組織を有する耐熱鋼が、 さらに、 重量％で、 Co : 0. 1〜5. 0%、 N i ： 0. 5 %以下、 C u ： 1. 7 %以下の内のいずれか 1種又は 2種 以上を含有すること （請求項 4)、 そして、 焼戻マルテンサイト組織を 有する耐熱鍋が、 さらにまた、 重量％で、 P： 0. 03 %以下、 S： 0. 01 %以下、 0 : 0. 02 %以下、 Mg ： 0. 01 %以下、 C a ： 0. 01%以下、 Y及び希土類元素：合計で 0. 01 %以下の内のいずれか 1種又は 2種以上を含有すること （請求項 5) を提供する。
なお、 本出願において言及するクリープ強度とは、 クリープ破断強度 を含むものである。 図面の簡単な説明
図 1は、溶接継手における溶接熱影響部とその細粒部について概略的 に示した図である。
図 2は、 P 2材と P 2材の溶接継手の 650ででのクリープ試験にお ける応力と破断時間の関係を示した相関図である。 発明を実施するための最良の形態
焼戻マルテンサイ ト系耐熱鋼を溶接時のように加熱した際に母相の フェライトがオーステナイトに変態する現象において、 オーステナイト 粒の形成を母相のフェライト粒の形-状や結晶方位等に依存させること ができれば、 加熱時に生じるオーステナイ卜組織は、 溶接前の焼戻マル テンサイト組織と同様若しくは類似した組織となるはずである。 また、 加熱終了後、 冷却される際に、 点以上の加熱により形成されたォー ステナイ卜は、冷却過程でマルテンサイト変態して組織は溶接前の焼戻 マルテンサイト組織と同様若しくは類似した組織となるはずである。 こ のように、 オーステナイト粒の形成を母相のフェライト粒の形状や結晶 方位等に依存させることができれば、 H A Zの組織に大きな変化がなく なり、 概ね母材と同じクリープ強度を示すものと考えられる。
ただし、 オーステナイト粒の形成を母相のフェライ卜粒の形状や結晶 方位等に依存させるとしても、 HA Zの全域を母材と同様な組織に維持 させることは難しい。なぜならば、溶接時に A C 3点以上かつ母材の焼な らし温度以上の温度にさらされた箇所では、母材の焼戻マルテンサイト 組織と同様なオーステナイト組織が形成された後、 オーステナイト粒が 成長して粒径が粗大化してしまう可能性があるからである。
しかしながら、 H A Z細粒部は、 図 1に示したように、 概ね H A Zの 幅半分の領域を占め、おおよそ焼ならし温度より低い温度にさらされる 程度であり、 HA Z細粒部に相当する領域の大半を母材と同様な組織に 維持することはできると考えられる。 したがって、 オーステナイト粒の 形成を母相のフェライト粒の形状や結晶方位等に依存させ、 HA Z細粒 部に相当する領域の大半を母材と同様な絍織に維持させた場合、 HA Z を溶接時の入熱により組織が大きく変化した箇所と仮定すると、 HA Z 幅は、 従来の焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の継手と比べ狭くなり、 溶接 継手のクリープ強度は向上するはずである。 このような見かけの HA Z 幅の減少は、従来の H A Z細粒部の消失若しくは減少と見ることができ る。
また、 オーステナイト粒の形成を母相のフェライト竝の形状や結晶方 位等に依存させても、母材の焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の旧オーステ ナイト粒界近傍では、母相のフェライト粒の形状や結晶方位等に依存せ ず、 新たにオーステナイトが形成されやすい。 このため、 部分的に母相 のフェライ ト粒の形状や結晶方位等に依存しないオーステナイ ト粒が
A c i点以上に加熱された箇所に形成されることになるが、このようなォ —ステナイトの量が少なくて、大半が母相のフェライト粒の形状や結晶 方位等に钹存したオーステナイト粒とすることができれば、 H A Z細粒 部の減少に相当すると考えられる。
さらに、 焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の変態は、 加熱した際にオース テナイトに変態すると同時にォ一ステナイト粒の再結晶が生じ、細粒化 が顕著になっているとも考えられる。 この再結晶で生じたオーステナィ ト粒は、元の焼戻マルテンサイト組織の形状や結晶方位等に依存せずに 成長する。 したがって、 再結晶により生じたと考えられる元の焼戻マル テンサイ ト組織に依存しないオーステナイト粒の生成や成長を抑制す ることにより、元の母相の組織に依存するオーステナイト組織を形成さ せることができると考えられる。
本願発明の焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手は、 以上の原理に 基づいて作製され、 溶接熱影響部における細粒部のクリープ強度が、 母 材のクリープ強度の 9 0 %以上となる。
具体的には、 本願発明の焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手を実 現するためには、溶接継手に使用する焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の組 成を選定することができる。 たとえば、 焼戻マルテンサイト系耐熱鋼に Bを添加することにより、 Bが粒界に偏析し、 粒界エネルギーが下がる ため、 A C 1点以上の温度にさらされた焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の粒 界から元のフェライト粒の結晶方位に依存しないオーステナイ ト粒の 核生成や成長が抑制され、若しくは再結晶オーステナイト粒の生成や成 長が抑制される。 その結果、 元のフェライト粒の結晶方位に依存したォ —ステナイ卜粒に変態する現象が顕著に現れる。
Bの含有量は、重量％で、 0 . 0 0 3〜0 . 0 3 %が適当であ.る。 0 . 0 0 3 %未満では粒界偏析による粒界エネルギー低下の効果が十分で なく、 0 . 0 3 %を超えると硼化物の過剰な形成によって靭性ゃ加工性 が著しく損なわれる。好適には、 Bの含有量は、 0. 004〜0. 02% である。
以上の Bの効果を引き出すためには焼戻マルテンサイ ト系耐熱鋼の 組成を考盧する必要がある。オーステナイト粒の形成を母相のフェライ ト粒の形状や結晶方位等に依存させるのに有効となる焼戻マルテンサ ィト系耐熱鋼の組成は以下に例示される。
Nの含有量は、 重量％で、 0. 06%以下が適当である。 Nは、. Nb や Vと窒化物を形成してクリープ強度に寄与するが、 0. 06%を超過 すると、 Bとの窒化物である BNの量が多くなるため、 添加した Bの効 果が著しく低下し、 また、 溶接性も低下する。 母材の旧オーステナイト 粒径を大きくする場合、 Nの含有量は、 Bの添加量にもよるが、 0. 0 1 %以下が好適である。
Cの含有量は、重量％で、 0. 03〜 0. 15 %が適当である。 Cは、 オーステナイト安定化元素であり、焼戻マルテンサイト組織を安定化さ せるとともに、 炭化物を形成してクリープ強度に寄与する。 0. 03% 未満の含有では炭化物の析出が少なく十分なクリーブ強度が得られな い。 一方、 0. 15 %を超過すると、 焼戻マルテンサイト組織を形成す る過程で著しく硬化してしまい加工性が低下する他、 靱性も低下する。 Cの含有量は、 好適には、 0. 05〜0. 12%である。
S iの含有量は、 重量％で、 0. 01~0. 9%が適当である。 S i は、 耐酸化性の確保に重要な元素であり、 製鋼工程で脱酸剤としても機 能する。 0. 01 %未満の含有では十分な耐酸化性を得ることができず、 0. 9%を超過すると靭性が低下する。好ましくは、 S i含有量は、 0. 1〜0. 6%である。
Mnの含有量は、 重量％で、 0. 01〜1. 5%が適当である。 Mn は、 製鋼工程で脱酸剤として機能し、 脱酸剤として使用する A 1の低減 を図る点からも重要な添加元素である。 0. 01 %未満では十分な脱酸 機能を得られず、 1. 5 %を超過するとクリープ強度が著しく低減する。 Mnの含有量は、 0. 2〜0. 8%が好適である。 C rの含有量は、 重量％で、 8. 0〜13. 0%が適当である。 C r は、 耐酸化性の確保に不可欠な元素である。 8. 0%未満の含有では十 分な耐酸化性得ることができず、 13. 0%を超過すると、 δフェライ トの析出量が増加してクリープ強度ゃ靭性が著しく低下する。好適には、 C rの含有量は、 8. 0〜； L 0. 5%である。
A 1の含有量は、重量％で、 0. 0005〜0. 02 %が適当である。 A 1は、 脱酸剤として重要な元素であり、 0. 0005 %以上含まれて いることが必要である。 0. 02%を超過して含まれるとクリープ強度 が著しく低下する。
Moと Wの含有量は、 Mo当量である（Mo +W/2)が、重量％で、 0. 1〜2. 0 %が適当である。 Moと Wは、 固溶強化元素であるとと もに炭化物を形成してクリープ強度に寄与するが、 固溶強化効果を発揮 させるには少なくとも 0. 1%が必要である。 一方、 2. 0%を超過す ると、 金属間化合物の析出が促進され、 クリープ強度及び靭性が著しく 低下する。 好ましくは、 Mo+W/2は、 0. 3〜1. 7%である。
Vの含有量は、 重量％で、 0. 05〜0. 5%が適当である。 Vは、 微細炭窒化物を形成してクリープ強度に寄与する。 0. 05%未満では 炭窒化物析出が少なく十分なクリープ強度が得られない。一方、 0. 5% を超過すると靭性が著しく損なわれる。
Nbの含有量は、 重量％で、 0. 01〜0. 2%が適当である。 Nb は、 Vと同様に、微細炭窒化物を形成してクリープ強度に寄与する。 0. 0 1 %未満では炭窒化物析出が少なく十分なクリーブ強度が得られな い。 一方、 0. 2 %を超過すると靭性が著しく損なわれる。
Ta、 T i、 H f 、 Z rは、 Nbや Vと同様に、 微細炭窒化物を形成 してクリープ強度に寄与する。 Nbが添加されていない場合には、 合計 で 0. 01 %以上の添加がないと十分なクリープ強度が得られない。 N bが添加されている場合には必ずしも添加する必要はないが、合計の含 有量が 0. 2 %を超過すると靭性が低下する。
C oの含有量は、重量％で、 0. 1〜 5. 0 %が適当である。 C oは、 δフェライトの生成を抑制し、焼戻マルテンザィト組織を形成しやすく するためには、 0. 1 %以上の添加が必要である。 ただし、 5. 0 %を 超過すると、 クリープ強度が低下するばかりか、 高価な元素であるため 絰済性が悪くなる。 好適には、 C oの含有量は 0. 5〜3. 5 %であ る
N i及ぴ Cuは、 ともにオーステナイト安定化元素であり、 δフェラ ィトの生成を抑制し、 靭性の向上を図るためにいずれか 1種または 2種 を添加することができる β ただし、 N iは、 重量％で、 0. 5 %を超え て、 Cuは 1. 7 %を超えて添加すると、 クリープ強度が著しく低下す る。
P、 S、 0、 Mg、 C a、 Y及び希土類元素は、 いずれも不可避的不 純物であり、その含有量は低ければ低いほど好ましい。含有量は、重量％ で、 P : 0. 03 %、 S ： 0. 0 1 %、 0 : 0. 0 2 %, M g ： 0. 0 1 %、 C a： 0. 0 1 %、 Y及び希土類元素： 0. 0 1 %を超過すると、 クリーブ延性が低下する。
本願発明の焼戻マルテンサイ ト系鋼の溶接継手における焼戻マルテ ンサイト系鋼では、 以上の元素は、 各所定量において 1種又は 2種以上 が含有されるようにし、残部を F e及び不可避的不純物とすることがで きる。 なお、 不可避的不純物には、 S n、 A s、 S b、 S e等も挙げら れ、 これらの元素は粒界偏析しゃすい。 また、 製造工程中にクリープ時 にボイド形成を助長しやすい成分が混入する可能性がある。 このような 不純物元素は極力低減させるのが好ましい。
本願発明により、 クリーブ強度が著しく低下する H A Z細粒部が十分 に抑制された溶接継手が実現される。 発電用ポイラ ·タービン、 原子力 発電設備、化学工業等の分野で使用される耐熱耐圧溶接継手部材の信頼 性が向上し、 また、 高温で長時間の使用が可能になり、 各種プラントの 長寿命化、 製造コスト及ぴランニングコストの低下に加え、 さらに高効 率な設備の実現も可能となる。
以下実施例を示し、本願発明の焼戻マルテンサイト系鋼の溶接維手に ついてさらに詳しく説明する。 実 施 例
Figure imgf000011_0001
Mg<0.01%, Ca<0.01%, Y及び希土類元素 <0.01% 表 1は、溶接継手の作製及び HA Zの組織確認試験に使用した素材の 組成、形状及び熱処理を示している。 P 1、 P 2材及ぴ T 1〜T 3材は、 180 k gのインゴットを真空溶解炉を用いて作製した。 P l、 P 2材 は、 熱間鍛造により 3 Omm厚の板に成形し、 表 1に示したとおりの熱 処理を施した。 T1〜T3材は、 熱間押し出しにより外径 84mm—肉 厚 12. 5mmの鋼管に成形し、表 1に示したとおりの熱処理を施した。 S 1 Bは、 ASME P 122材であり、 熱処理は表 1に示したとおり である。 S 2は、従来材である AS ME P 92材の市販同等材であり、 熱処理は表 1に示したとおりである。
P l、 P 2材、 T 1〜T3材、 S 1 B材、 S 2材について、 同じもの を継いで溶接継手を作製した。 溶接継手の作製条件は、 いずれもガス - タングステン ·アーク溶接法にしたがい、 電圧 1 0〜 1 5 V、 電流 1 0 0〜2 0 0 A、 A rシールドガス、溶接後熱処理 740 一 4 hとした。 溶接材料は、 P l、 P 2材、 T 1〜T 3材の継手には AWS ER Ν i C r一 3材を使用し S 1 B材、 S 2材の鎞手には共金系の溶接材 を使用した。 これら溶接継手の HAZ細粒部が、 母材の焼戻マルテンサ ィト組織におけるフェライ ト粒の形状や結晶方位に依存している領域 を測定した。この測定において、 HA Z細粒部を、図 1に示したように、 HAZを溶接金属から母材側にかけて 2分割した母材側の部分とした。
HAZ幅は、 マイクロビッカース硬度計を用いた測定により、 母材硬さ と比較して熱影響により軟化した箇所から溶金までの長さとした。軟化 が不鮮明なものについては、 光学顕微鏡観察の際にエッチングし、 母材 より強く曇りを呈した領域の幅を目視にて測定した。 具体的には、 溶接 継手の HAZにおいて断面を切り出し、 鏡面研磨を行った後、 エツチン グして光学顕微鏡により母材の焼戻マルテンサイト組織のフェライト 粒の形状や結晶方位に依存している領域の面積を測定した。
表 2
Figure imgf000012_0001
表 2に、溶接鎞手の H A Z細粒部における母材の組織のフェライト粒 の形状や結晶方位に依存している領域の面積比を示した。 P l、 P 2材 及び T 1〜Τ 3材では、 面積比は 75 %以上に及ぶ。 このことから、 Η ΑΖ細粒部の組織の大半が、母材と同程度の旧オーステナイト粒径を有 し、従来の焼戻マルテンサイト系耐熱鋼のような微細な旧オーステナイ ト粒による ΗΑΖ細粒部ではないことが理解される。 一方、 従来材であ る S 1 Β材と S 2材の ΗΑΖ細粒部は、全て微細な旧ォ一ステナイト粒 によって占められていた。
なお、母材の燒戻マルテンサイト組織のフェライト粒の形状や結晶方 位に俊存している領域の測定においては、 酶接する同じ結晶方位を有す る領域であるならばエッチングの濃淡や模様等が同じようになること、 ΗΑΖ細粒部のさらされる温度と時間を考慮すると、再結晶により成長 したオーステナイト粒の大きさは比較的小さいこと、 また、 再結晶によ るオーステナイト粒以外の領域は元のフェライ ト粒の方位等に依存し て変態した領域であるということを考慮した。
そして、 P l、 Ρ 2材、 Τ 1〜Τ 3材の溶接継手についてクリープ試 験を行った。 クリープ試験は、 温度 650で、 付加応力は 100、 1 1 0、 120、 130MP aとした。 100MP aでは溶金界面で破断し、 1 10 MP a以上では、 いずれの溶接継手においても母材で破断し、 H AZ細粒部の優れたクリープ強度が確認された。 一方、 従来の焼戻マル テンサイト系耐熱鋼の S 1 B材、 S 2材の溶接継手についてのクリープ 試験の結果 （温度 650で、 付加応力 1 10、 90MP a)、 いずれも HAZ細粒部で被断し、 H A Z細粒部が母材よりクリープ強度が低いこ とが確認された。
なお、 650でにおける 1 10 MP aのクリープ破断時間は、 P 2材 の溶接継手で 1930時間であり、 S 1 B材の母材は 1300時間、 S 1 B材の溶接継手は 950時間であった。 P 2材の溶接維手は優れたク リーブ強度を示した。
図 2に、 P 2材と P 2材の溶接継手の 650ででのクリープ試験にお ける応力と破断時間の闋係を示す。
図 2において、 P 2材の溶接維手のクリープ強度は、 P 2材のクリー プ強度の 9 0 %に相当する点線より上にあり、 明らかに母材のクリープ 強度の 9 0 %以上であることが確認される。 同様に、 本願発明の溶接継 手の 6 5 0 でのクリープ強度は、母材のクリープ強度の 9 0 %以上で あった。
一方、 S 1 B材及ぴ S 2材の溶接継手の 6 5 0 でのクリープ強度は、 いずれも 9 O M P a以下の低応力では、 どちらも母材のクリープ強度の 9 0 %未満であった。
以上の結果より、本願発明の焼戻マルテンサイト系耐熱銅の溶接継手 は、 H A Z細粒部において母材の焼戻マルテンサイト組織におけるフエ ライト粒の形状や結晶方位に依存している領域の面積比が大きく、 H A Z細粒部のクリープ強度が母材のクリープ強度の 9 0 %以上であるこ とが確認された。
次に、 P 2材、 T 2材、 S 1 B材及び S 2材から 1 O mm X 1 0 mm X 2 O mm程度の小片を切り出し、 溶接時に H A Z細粒部が形成される 箇所がさらされるような温度環境である 9 5 0 に 1 h保持した後、 空 冷し、 次いで溶接後熱処理 （7 4 0で一 4 h後、 空冷） を施した。 この ような熱処理を施し、母材の焼戻マルテンサイト組織におけるフェライ ト粒の形状や結晶方位に依存している領域の面積比を測定することに より、 母材組織に依存している組織の安定性を評価することができる。 通常、 H A Zの組織が形成される熱履歴とは、 昇温速度が数十〜 1 0 0 K/秒でピーク温度に達し、 ピーク温度に数秒程度以下の極めて短い時 間の保持若しくは保持なしの過程を経た後、 降温速度が数十 KZ秒程度 で 1 0 0〜3 0 0で程度に戻るような熱履歴である。 このことから、 上 記した 9 5 0で— 1 hの熱処理により形成される組織は、 実際の溶接時 にさらされる条件よりも保持時間が長いため、母材組織に依存しない組 織が多くなると考えられる。 なお、 9 5 0で— 1 hの熱処理の昇温速度 は 2 0で/分とした。 また、 いずれの試钭の Απ点も 9 5 0で以下であ 表 3
Figure imgf000015_0001
表 3に、 9 5 O — 1 hの熱処理を施した各試料について、 母材組織 に依存している組織の面積比を示した。 S 1 B材と S 2材は母材組織に 依存している組織はまったくなく、 一方、 P 2材と T 2材は母材組織に 依存している組織は 6 0 %に及んでおり、溶接継手の H A Z細粒部の結 果と同様な結果となった。
もちろん、 本願発明は、 以上の実施例に限定されることはなく、 細部 については様々な態様が可能であることはいうまでもない。 産業上の利用可能性
以上で詳しく説明したとおり、 本願発明によって、 クリープ強度が著 しく低下する H A Z細粒部が抑制された焼戻マルテンサイト系耐熱鋼 の溶接継手が実現される。

Claims

請求の範囲
1. 焼戻マルテンサイト組織を有する耐熱鋼の溶接熱影響部における 細粒部のクリープ強度が、母材のクリープ強度の 90%以上であること を特徵とする焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手。
2. 焼戻マルテンサイト組織を有する耐熱鋼が、 重量％で、 B ： 0. 003〜0. 03 %を含有する請求項 1記載の焼戻マルテンサイト系耐 熱鋼の溶接継手。
3. 焼戻マルテンサイト組織を有する耐熱鋼が、 重量％で、 C ： 0. 03〜 0. 1 5%、 S i ： 0. 01〜 0. 9 %、 M n ： 0. 01〜 1. 5%、 C r ： 8. 0〜13. 0 A 1 ： 0. 0005〜0. 02%、 Mo +W/ 2 : 0. ：!〜 2. 0 % , V： 0. 05〜0. 5%、 N : 0. 06%以下、 Nb : 0. 01〜0. 2%、 （Ta + T i +H f +Z r) : 0. 01-0. 2%の内のいずれか 1種又は 2種以上を含有し、 残部が F e及ぴ不可避的不純物である請求項 2記載の焼戻マルテンサイト系 耐熱鋼の溶接継手。
4. 焼戻マルテンサイト組織を有する耐熱鋼が、 さらに、 重量％で、 C o ： 0. 1〜5. 0 N 1 ： 0. 5 %以下、 C u ： 1. 7 %以下の 内のいずれか 1種又は 2種以上を含有する請求項 3記載の焼戻マルテ ンサイト系耐熱鋼の溶接継手。
5. 焼戻マルテンサイト組織を有する耐熱鋼が、 さらにまた、 重量％ で、 P ： 0. 03 %以下、 S ： 0. 01 %以下、 0 : 0. 02 %以下、 Mg： 0. 01 %以下、 C a： 0. 01 %以下、 Y及び希土類元素：合 計で 0. 01 %以下の内のいずれか 1種又は 2種以上を含有する請求項 4記載の焼戻マルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手。
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