JP3745567B2 - 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 - Google Patents
電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ボイラ用鋼およびそれを使用した電縫ボイラ鋼管に関するものであり、さらに詳しくは高温・高圧環境下で使用するクリープ破断強度に優れ、かつ電縫溶接部特性に優れたボイラ用鋼および電縫溶接部特性に優れた電縫ボイラ鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、ボイラ用、化学工業用、原子力用等の高温耐熱耐圧部材にはオーステナイト系ステンレス鋼、Ｃｒ含有量が９〜１２％（％は重量％を意味する。以下同じ。）の高Ｃｒフェライト鋼、Ｃｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼あるいは炭素鋼等の材料が用いられている。そして、これらは対象となる部材の使用温度、圧力等の使用環境と経済性を考慮して適宜選択される。
【０００３】
ところで、これら材料のうちのＣｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴としては、Ｃｒを含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性および高温強度に優れることや、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて格段に安価で、かつ熱膨張係数が小さくて応力腐食割れを起こさないこと、さらには高Ｃｒフェライト鋼に比べても安価であって靭性、熱伝導性および溶接性に優れることが挙げられる。
【０００４】
このような低Ｃｒフェライト鋼の代表例として、ＪＩＳに規格されているSTBA20，STBA22，STBA23，STBA24等が知られており、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称されている。また、高温強度を向上させる目的で析出強化元素であるＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｂを添加した低Ｃｒフェライト鋼が、特開昭５７−１３１３４９号、特開昭５７−１３１３５０号、特開昭６１−１６６９１６号、特開昭６２−５４０６２号、特開昭６３−１８０３８号、特開昭６３−６２８４８号、特開昭６４−６８４５１号、特開平１−２９８５３号、特開平３−６４４２８号、特開平３−８７３３２号等の公報で提案されている。
【０００５】
さらに、析出強化型の低Ｃｒフェライト鋼として、タービン用材料である１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼や、高速増殖炉用構造材料である２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼等が良く知られている。しかし、これらの低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイト系ステンレス鋼に比べると高温での耐酸化性、耐食性に劣り、また高温強度も低いため、５５０℃以上での使用に問題がある。
【０００６】
そこで、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、特開平２−２１７４３８号公報、特開平２−２１７４３９号公報には、Ｗの多量添加やＣｕとＭｇの複合添加を行った低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。また、特開平４−２６８０４０号公報には、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善し、併せて高強度化に伴う靭性低下を抑制するため、Ｎ量を制限した上でＢを微量添加した低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。
【０００７】
これらの材料を電縫溶接した場合、電縫溶接部には多数の高融点酸化物が生成し、電縫溶接時に内面に取り込まれ、電縫溶接部特性、つまり電縫溶接部の欠陥面積率が高く、５５０℃以上の高温環境下で電縫溶接部のクリープ破断強度、靭性等の特性が満足できず、電縫溶接鋼管用に適材とはいえない。従って、５５０℃以上の高温で使用可能な低Ｃｒフェライト鋼はシームレス鋼管である。しかしシームレス鋼管は、製造コストが高く、経済的にも有用な材料とはいえない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
このような技術の状況に鑑みて本発明は、Ｃｒを含有しない普通鋼（一般ボイラ用鋼）であって、高温長時間側で高いクリープ破断強度を示し、特に電縫溶接部に生成する欠陥の少ない電縫溶接性優れたボイラー用鋼、および該鋼を用いた電縫溶接部欠陥の少ない電縫ボイラー鋼管を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、５５０℃以上の高温でも使用可能であり、かつ、従来のシームレス鋼管と比較して製造コストが安く、経済的効果の高い電縫溶接ボイラー鋼管に関するものである。 本発明者らは一般ボイラ用鋼において、電縫溶接部に生成する欠陥が少なく、クリープ破断強度、靭性等の特性が良好な鋼および鋼管を得るために、鋭意検討を重ねた結果、一般ボイラ用鋼では、電縫溶接時に生成するＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物が溶接欠陥の発生に大きく影響することがわかり、それぞれの混合酸化物の融点を低下させることにより、電縫溶接時に酸化物は溶融し、スラグ成分として溶接部からスクイズアウトでき、混合酸化物に起因する電縫溶接部の溶接欠陥が少なくなることが分かった。
【００１０】
本発明は上記知見に基づいて成されたものであり、ＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系状態図に基づいてＳｉおよびＭｎの含有量の関係式を導き出し、それぞれの含有量を規定することでＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の低融点化を図ることにより、電縫溶接部の溶接欠陥を低下させ、電縫溶接部クリープ特性、靭性の劣化を防止することを特徴とする。
【００１１】
すなわち、本発明は以下の構成を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．０％を含有し、
Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以下に制限し、
（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）を０．００５以上１．５以下、
但し、（Ｓｉ％），（Ｍｎ％）は夫々Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
とし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなると共に、電縫溶接時に生成するＳｉＯ2 およびＭｎＯの混合酸化物の融点が１６００℃以下であることを特徴とする電縫溶接性に優れたボイラ用鋼に、さらに、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、 Ｖ ：０．０２〜１．０％、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ｂ ：０．０００３〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１％以下を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、 Ｗ ：０．０１〜３．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１２】
（２）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．０％を含有し、
Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以下に制限し、
（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）を０．００５以上１．５以下、
但し、（Ｓｉ％），（Ｍｎ％）は夫々Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
とし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなると共に、電縫溶接時に生成するＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の面積率が０．１％以下である電縫溶接部からなることを特徴とする電縫溶接部の欠陥が少なく、クリープ破断強度および靭性に優れた電縫ボイラ鋼管に、さらに、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、 Ｖ ：０．０２〜１．０％、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ｂ ：０．０００３〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１％以下を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、 Ｗ ：０．０１〜３．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、一般ボイラ用鋼において、特に電縫溶接した場合に、電縫溶接部の欠陥および特性に大きな影響を与える、ＳｉＯ2 とＭｎＯの２元系混合酸化物の融点を、２元系酸化物の状態図に基づき規定するＳｉとＭｎの添加量の関係式によって制御し、電縫溶接部の溶接欠陥面積率を極めて低くし、電縫溶接部におけるクリープ特性、靭性等の劣化を防止することを特徴とする。
【００１４】
本発明は、一般ボイラ用鋼およびこの鋼を用いた電縫溶接ボイラー鋼管を対象とするが、これらの成分組成を前記のように限定した理由は次の通りである。
Ｃは、Ｃｒ，Ｆｅ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂと炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与すると共、それ自体がオーステナイト安定化元素として組織を安定化する。本発明鋼は、焼きならし・焼きもどし処理によってフェライトとマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの混合した組織になるが、Ｃ含有量はこれらの組織のバランス制御のためにも重要である。
そして、Ｃ含有量が０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となると共に、δフェライト量が多くなりすぎて強度と靭性を損なう。一方、０．２０％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性を損なう。従って、Ｃ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とした。
【００１５】
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐水蒸気酸化特性を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では不十分であり、１．０％を超えると靭性が著しく低下し、クリープ破断強度に対しても有害である。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上１．０％以下とした。
【００１６】
Ｍｎは、脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な元素である。効果を十分得るためには０．１０％以上の添加が必要であり、２．０％を超すとクリープ破断強度が低下する場合がある。従ってＭｎ含有量は０．１０％以上２．０％以下とした。
【００１７】
ＮｂはＣ，Ｎと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、クリープ破断強度の上に寄与する。特に、６２５℃以下では安定な微細析出物を形成してクリープ破断強度を著しく改善する効果がある。さらに、結晶粒を微細化し、靭性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なうようになる。従って、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．５％以下とした。
【００１８】
Ｖは、Ｎｂと同様にＣ，Ｎと結合してＮＶ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長間側のクリープ破断強度の向上に寄与するが、その含有量が０．０２％未満ではその効果は十分ではない。しかし、１．０％を超えてＶが添加されるとＶ（Ｃ，Ｎ）の析出量が過剰となり、かえって強度と靭性を損なうようになる。従って、Ｖ含有量は０．０２％以上１．０％以下とした。
【００１９】
Ｎは、マトリックス中に固溶あるいは窒化物、炭窒化物として析出し、主にＶＮ，ＮｂＮまたはそれぞれの炭窒化物の形態をとって固溶強化にも析出強化にも寄与する。本発明では、Ｔｉと結合してＴｉＮ、さらにＢと結合してＢＮとして析出し、それぞれクリープ破断強度向上に寄与する。０．００１％未満の添加では強化への寄与がほとんどなく、また０．０８％を超えて添加すると、母材靭性と強度の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００１％以上０．０８％以下とした。
【００２０】
Ｂは、次に示す効果を確保するために添加される元素である。Ｃと共偏析するることにより微細炭化物（具体的にはＭ23Ｃ6 炭化物）を安定化する。しかし、Ｂ含有量が０．０００３％未満では上記の効果が得られず、一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えるとＢが結晶粒界に過剰に偏析し、Ｃとの共偏析によって炭化物が凝集粗大化する場合があり、その結果として加工性、靭性および溶接性を著しく損ねることになる。従って、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．０１％以下とした。
【００２１】
Ａｌは、脱酸剤として有効であるが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下するで、０．０１％以下とした。
【００２２】
Ｍｏは、固溶強化と微細炭化物析出による強化の作用を有していてクリープ破断強度の向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では上記効果が得られず、一方、２．０％を超えるとその効果が飽和するばかりか、溶接性、靭性を損なうようになる。従って、Ｍｏを添加する場合には０．０１％以上２．０％以下が好ましい。なお、ＭｏとＷとを複合添加する場合には、単独添加の場合に比べて鋼の強度が一段と向上し、特に高温クリープ破断強度が改善される。
【００２３】
Ｗは、固溶による強化作用と微細炭化物の析出による強化作用を発揮するので、クリープ破断強度の向上に有効な元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｗ含有量が３．０％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なう。従って、Ｗ含有量は０．０１以上３．０％以下とした。なお、ＷはＭｏと複合添加することによって鋼の強度向上効果が顕著化することは既に述べた通りである。
【００２４】
Ｐ，Ｓ，Ｏは、本発明鋼においては不純物として混入してくるが、本発明の効果を発揮する上で、Ｐ，Ｓは強度を低下させ、Ｏは酸化物として析出して靭性を低下させるので、それぞれ上限値を０．０３０％、０．０１０％、０．０２０％とした。
【００２５】
本発明は、上記のように一般ボイラ用鋼の成分を規定すると共に、さらに、電縫溶接部に生成する欠陥が少なく、クリープ破断強度および靭性を良好にするために、ＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の生成元素であるＳｉおよびＭｎ含有量を下記（１）式で規定し、制御する必要がある。
０．００５≦（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）≦１．５・・・（１）
但し、（Ｓｉ％），（Ｍｎ％）は夫々Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）を示す。
【００２６】
本発明者らの実験から、一般ボイラ用鋼（Ｓｉ−Ｍｎ成分系）では、ＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物が電縫溶接部の欠陥の発生に大きく影響するが、それらの混合酸化物の融点が１６００℃以下であれば、電縫溶接時には電縫溶接部中に酸化物として残らず、溶融し、スラグ成分としてスクイズアウトされるため、電縫溶接部の溶接欠陥が生じにくいことが分かった。
【００２７】
これらの酸化物の状態図を考えた場合、ＳｉＯ2 が多くなるほど混合酸化物は低融点化し、ＭｎＯが多くなるほど混合酸化物を高融点化する。本発明では、これらのことを考慮して、ＳｉＯ2 ，ＭｎＯの生成元素であるＳｉ，Ｍｎの添加量を上記（１）式によって規定することによって、電縫溶接部欠陥および特性に大きな影響を与える混合酸化物の生成を制御する。
【００２８】
図１は、一般ボイラ用鋼および低Ｃｒフェライト系ボイラー用鋼における（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）、または（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％＋Ｃｒ％）と電縫溶接部の溶接欠陥面積率の関係を本発明鋼と従来鋼の場合で比較したものを示し、また図２はそのときの電縫溶接部の靭性と溶接欠陥面積率の関係を示す。ここで、電縫溶接部の溶接欠陥面積率は、電縫溶接部を光学顕微鏡で観察し、一般電ボイラ用鋼については、ＳｉＯ2 およびＭｎＯを主とする混合酸化物の総面積を測定し、低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼については、ＳｉＯ2 ，ＭｎＯおよびＣｒ2 Ｏ3 を主とするの混合酸化物を測定し、単位面積当たりの面積率を算出して、溶接欠陥面積率としたものである。また、靭性の測定は、電縫鋼管のＣ方向（円周方向Ｃ）に沿ってシャルピー試験片を採取し、１００℃でシャルピー試験を行った。
【００２９】
図１および２から上記（１）式に示された（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）の値が０．００５未満の場合、ＭｎＯの酸化物が電縫溶接部に残留し、溶接欠陥の原因となるため、電縫溶接部のクリープ破段強度および靭性が劣化する。また、上記式の値が１．５を超える場合、ＳｉＯ2 の酸化物が電縫溶接部に残留し、溶接欠陥の原因となるため、電縫溶接部のクリープ破断強度および靭性が劣化する。従って本発明では、上記（１）式の上、下限値を夫々１．５，０．００５に限定する。
【００３０】
また、上記の成分を有する本発明鋼を用いた電縫ボイラ鋼管は、一般ボイラ用鋼を用いた電縫ボイラ鋼管の場合は、その電縫溶接部中のＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の面積率が０．１％以下であることが必要である。上記の２元系混合酸化物の面積率が０．１％を超えると電縫溶接部の溶接欠陥面積率が０．１％超になり、クリープ破段強度および靭性が劣化するため、上限を０．１％とする。
【００３１】
【実施例】
表１、表３に示す化学成分の各鋼を１５０kg真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たインゴットを１０５０〜１３００℃で加熱、圧延し、厚さ３、５、１０、１５および２０mmの板とした。圧延終了温度は全て９００〜１０００℃の間となるように制御した。次に熱処理は、全て固溶化熱処理を施し、さらに７８０℃×１hr→空冷の焼戻し処理をした。そして、熱処理後の各鋼の母材および電縫溶接部特性を、クリープ破断試験，シャルピー衝撃試験，溶接欠陥面積率測定により評価した。この場合、溶接欠陥面積率測定に用いた試験片の焼戻し処理前後での電縫溶接部破面酸化物形態等は変化しない。
【００３２】
なお、評価試験の中、クリープ破断試験にはφ６mm×ＧＬ３０mmの引張試験片を用いた。また、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrの試験を行い、外挿して５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度を求めた。シャルピー衝撃試験では１０mm×１０mm×５５mmの２mmＶノッチ試験片（ＪＩＳ４号試験片）を用い、延性−脆性破面遷移温度（vTrs）を求めた。溶接欠陥面積率測定は、１００℃でシャルピー試験を行った試験片を用い、光学顕微鏡にて測定した。
【００３３】
表１には本発明鋼の化学成分と評価結果、また表３には比較鋼の化学成分と評価結果を示す。本発明鋼（No．６）は比較鋼（No．１０１、１０２）に比べていずれの特性も優れていることが判る。
【００３４】
比較鋼の鋼番１０２の場合、（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）の値が１．５を超え、ＳｉＯ2 の酸化物が電縫溶接部に残留し、溶接欠陥の原因となり、溶接部の強度、靭性等の特性が劣化する。
比較鋼の鋼番１０１の場合、Ｃ含有量が０．０１％未満では炭化物の析出が不十分となると共に、δフェライト量が多くなり過ぎて強度と靭性を損なう。一方、０．２０％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性を損なう。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、高温・高圧環境下で使用するクリープ破断強度に優れ、かつ電縫溶接性に優れたボイラ鋼および電縫溶接部特性に優れた電縫ボイラ鋼管を製造でき、かつ製造コストが安く経済的な材料であり、産業の発展に寄与するところが極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 溶接欠陥面積率とＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ量の関係を示す図。
【図２】 溶接欠陥面積率と靭性の関係を示す図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、ボイラ用鋼およびそれを使用した電縫ボイラ鋼管に関するものであり、さらに詳しくは高温・高圧環境下で使用するクリープ破断強度に優れ、かつ電縫溶接部特性に優れたボイラ用鋼および電縫溶接部特性に優れた電縫ボイラ鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、ボイラ用、化学工業用、原子力用等の高温耐熱耐圧部材にはオーステナイト系ステンレス鋼、Ｃｒ含有量が９〜１２％（％は重量％を意味する。以下同じ。）の高Ｃｒフェライト鋼、Ｃｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼あるいは炭素鋼等の材料が用いられている。そして、これらは対象となる部材の使用温度、圧力等の使用環境と経済性を考慮して適宜選択される。
【０００３】
ところで、これら材料のうちのＣｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴としては、Ｃｒを含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性および高温強度に優れることや、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて格段に安価で、かつ熱膨張係数が小さくて応力腐食割れを起こさないこと、さらには高Ｃｒフェライト鋼に比べても安価であって靭性、熱伝導性および溶接性に優れることが挙げられる。
【０００４】
このような低Ｃｒフェライト鋼の代表例として、ＪＩＳに規格されているSTBA20，STBA22，STBA23，STBA24等が知られており、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称されている。また、高温強度を向上させる目的で析出強化元素であるＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｂを添加した低Ｃｒフェライト鋼が、特開昭５７−１３１３４９号、特開昭５７−１３１３５０号、特開昭６１−１６６９１６号、特開昭６２−５４０６２号、特開昭６３−１８０３８号、特開昭６３−６２８４８号、特開昭６４−６８４５１号、特開平１−２９８５３号、特開平３−６４４２８号、特開平３−８７３３２号等の公報で提案されている。
【０００５】
さらに、析出強化型の低Ｃｒフェライト鋼として、タービン用材料である１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼や、高速増殖炉用構造材料である２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼等が良く知られている。しかし、これらの低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイト系ステンレス鋼に比べると高温での耐酸化性、耐食性に劣り、また高温強度も低いため、５５０℃以上での使用に問題がある。
【０００６】
そこで、５５０℃以上の高温でのクリ−プ強度を改善するため、特開平２−２１７４３８号公報、特開平２−２１７４３９号公報には、Ｗの多量添加やＣｕとＭｇの複合添加を行った低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。また、特開平４−２６８０４０号公報には、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善し、併せて高強度化に伴う靭性低下を抑制するため、Ｎ量を制限した上でＢを微量添加した低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。
【０００７】
これらの材料を電縫溶接した場合、電縫溶接部には多数の高融点酸化物が生成し、電縫溶接時に内面に取り込まれ、電縫溶接部特性、つまり電縫溶接部の欠陥面積率が高く、５５０℃以上の高温環境下で電縫溶接部のクリープ破断強度、靭性等の特性が満足できず、電縫溶接鋼管用に適材とはいえない。従って、５５０℃以上の高温で使用可能な低Ｃｒフェライト鋼はシームレス鋼管である。しかしシームレス鋼管は、製造コストが高く、経済的にも有用な材料とはいえない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
このような技術の状況に鑑みて本発明は、Ｃｒを含有しない普通鋼（一般ボイラ用鋼）であって、高温長時間側で高いクリープ破断強度を示し、特に電縫溶接部に生成する欠陥の少ない電縫溶接性優れたボイラー用鋼、および該鋼を用いた電縫溶接部欠陥の少ない電縫ボイラー鋼管を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、５５０℃以上の高温でも使用可能であり、かつ、従来のシームレス鋼管と比較して製造コストが安く、経済的効果の高い電縫溶接ボイラー鋼管に関するものである。 本発明者らは一般ボイラ用鋼において、電縫溶接部に生成する欠陥が少なく、クリープ破断強度、靭性等の特性が良好な鋼および鋼管を得るために、鋭意検討を重ねた結果、一般ボイラ用鋼では、電縫溶接時に生成するＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物が溶接欠陥の発生に大きく影響することがわかり、それぞれの混合酸化物の融点を低下させることにより、電縫溶接時に酸化物は溶融し、スラグ成分として溶接部からスクイズアウトでき、混合酸化物に起因する電縫溶接部の溶接欠陥が少なくなることが分かった。
【００１０】
本発明は上記知見に基づいて成されたものであり、ＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系状態図に基づいてＳｉおよびＭｎの含有量の関係式を導き出し、それぞれの含有量を規定することでＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の低融点化を図ることにより、電縫溶接部の溶接欠陥を低下させ、電縫溶接部クリープ特性、靭性の劣化を防止することを特徴とする。
【００１１】
すなわち、本発明は以下の構成を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．０％を含有し、
Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以下に制限し、
（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）を０．００５以上１．５以下、
但し、（Ｓｉ％），（Ｍｎ％）は夫々Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
とし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなると共に、電縫溶接時に生成するＳｉＯ2 およびＭｎＯの混合酸化物の融点が１６００℃以下であることを特徴とする電縫溶接性に優れたボイラ用鋼に、さらに、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、 Ｖ ：０．０２〜１．０％、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ｂ ：０．０００３〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１％以下を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、 Ｗ ：０．０１〜３．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１２】
（２）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．０％を含有し、
Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以下に制限し、
（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）を０．００５以上１．５以下、
但し、（Ｓｉ％），（Ｍｎ％）は夫々Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
とし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなると共に、電縫溶接時に生成するＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の面積率が０．１％以下である電縫溶接部からなることを特徴とする電縫溶接部の欠陥が少なく、クリープ破断強度および靭性に優れた電縫ボイラ鋼管に、さらに、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、 Ｖ ：０．０２〜１．０％、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ｂ ：０．０００３〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１％以下を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、 Ｗ ：０．０１〜３．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、一般ボイラ用鋼において、特に電縫溶接した場合に、電縫溶接部の欠陥および特性に大きな影響を与える、ＳｉＯ2 とＭｎＯの２元系混合酸化物の融点を、２元系酸化物の状態図に基づき規定するＳｉとＭｎの添加量の関係式によって制御し、電縫溶接部の溶接欠陥面積率を極めて低くし、電縫溶接部におけるクリープ特性、靭性等の劣化を防止することを特徴とする。
【００１４】
本発明は、一般ボイラ用鋼およびこの鋼を用いた電縫溶接ボイラー鋼管を対象とするが、これらの成分組成を前記のように限定した理由は次の通りである。
Ｃは、Ｃｒ，Ｆｅ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂと炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与すると共、それ自体がオーステナイト安定化元素として組織を安定化する。本発明鋼は、焼きならし・焼きもどし処理によってフェライトとマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの混合した組織になるが、Ｃ含有量はこれらの組織のバランス制御のためにも重要である。
そして、Ｃ含有量が０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となると共に、δフェライト量が多くなりすぎて強度と靭性を損なう。一方、０．２０％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性を損なう。従って、Ｃ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とした。
【００１５】
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐水蒸気酸化特性を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では不十分であり、１．０％を超えると靭性が著しく低下し、クリープ破断強度に対しても有害である。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上１．０％以下とした。
【００１６】
Ｍｎは、脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な元素である。効果を十分得るためには０．１０％以上の添加が必要であり、２．０％を超すとクリープ破断強度が低下する場合がある。従ってＭｎ含有量は０．１０％以上２．０％以下とした。
【００１７】
ＮｂはＣ，Ｎと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、クリープ破断強度の上に寄与する。特に、６２５℃以下では安定な微細析出物を形成してクリープ破断強度を著しく改善する効果がある。さらに、結晶粒を微細化し、靭性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なうようになる。従って、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．５％以下とした。
【００１８】
Ｖは、Ｎｂと同様にＣ，Ｎと結合してＮＶ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長間側のクリープ破断強度の向上に寄与するが、その含有量が０．０２％未満ではその効果は十分ではない。しかし、１．０％を超えてＶが添加されるとＶ（Ｃ，Ｎ）の析出量が過剰となり、かえって強度と靭性を損なうようになる。従って、Ｖ含有量は０．０２％以上１．０％以下とした。
【００１９】
Ｎは、マトリックス中に固溶あるいは窒化物、炭窒化物として析出し、主にＶＮ，ＮｂＮまたはそれぞれの炭窒化物の形態をとって固溶強化にも析出強化にも寄与する。本発明では、Ｔｉと結合してＴｉＮ、さらにＢと結合してＢＮとして析出し、それぞれクリープ破断強度向上に寄与する。０．００１％未満の添加では強化への寄与がほとんどなく、また０．０８％を超えて添加すると、母材靭性と強度の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００１％以上０．０８％以下とした。
【００２０】
Ｂは、次に示す効果を確保するために添加される元素である。Ｃと共偏析するることにより微細炭化物（具体的にはＭ23Ｃ6 炭化物）を安定化する。しかし、Ｂ含有量が０．０００３％未満では上記の効果が得られず、一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えるとＢが結晶粒界に過剰に偏析し、Ｃとの共偏析によって炭化物が凝集粗大化する場合があり、その結果として加工性、靭性および溶接性を著しく損ねることになる。従って、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．０１％以下とした。
【００２１】
Ａｌは、脱酸剤として有効であるが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下するで、０．０１％以下とした。
【００２２】
Ｍｏは、固溶強化と微細炭化物析出による強化の作用を有していてクリープ破断強度の向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では上記効果が得られず、一方、２．０％を超えるとその効果が飽和するばかりか、溶接性、靭性を損なうようになる。従って、Ｍｏを添加する場合には０．０１％以上２．０％以下が好ましい。なお、ＭｏとＷとを複合添加する場合には、単独添加の場合に比べて鋼の強度が一段と向上し、特に高温クリープ破断強度が改善される。
【００２３】
Ｗは、固溶による強化作用と微細炭化物の析出による強化作用を発揮するので、クリープ破断強度の向上に有効な元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｗ含有量が３．０％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なう。従って、Ｗ含有量は０．０１以上３．０％以下とした。なお、ＷはＭｏと複合添加することによって鋼の強度向上効果が顕著化することは既に述べた通りである。
【００２４】
Ｐ，Ｓ，Ｏは、本発明鋼においては不純物として混入してくるが、本発明の効果を発揮する上で、Ｐ，Ｓは強度を低下させ、Ｏは酸化物として析出して靭性を低下させるので、それぞれ上限値を０．０３０％、０．０１０％、０．０２０％とした。
【００２５】
本発明は、上記のように一般ボイラ用鋼の成分を規定すると共に、さらに、電縫溶接部に生成する欠陥が少なく、クリープ破断強度および靭性を良好にするために、ＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の生成元素であるＳｉおよびＭｎ含有量を下記（１）式で規定し、制御する必要がある。
０．００５≦（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）≦１．５・・・（１）
但し、（Ｓｉ％），（Ｍｎ％）は夫々Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）を示す。
【００２６】
本発明者らの実験から、一般ボイラ用鋼（Ｓｉ−Ｍｎ成分系）では、ＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物が電縫溶接部の欠陥の発生に大きく影響するが、それらの混合酸化物の融点が１６００℃以下であれば、電縫溶接時には電縫溶接部中に酸化物として残らず、溶融し、スラグ成分としてスクイズアウトされるため、電縫溶接部の溶接欠陥が生じにくいことが分かった。
【００２７】
これらの酸化物の状態図を考えた場合、ＳｉＯ2 が多くなるほど混合酸化物は低融点化し、ＭｎＯが多くなるほど混合酸化物を高融点化する。本発明では、これらのことを考慮して、ＳｉＯ2 ，ＭｎＯの生成元素であるＳｉ，Ｍｎの添加量を上記（１）式によって規定することによって、電縫溶接部欠陥および特性に大きな影響を与える混合酸化物の生成を制御する。
【００２８】
図１は、一般ボイラ用鋼および低Ｃｒフェライト系ボイラー用鋼における（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）、または（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％＋Ｃｒ％）と電縫溶接部の溶接欠陥面積率の関係を本発明鋼と従来鋼の場合で比較したものを示し、また図２はそのときの電縫溶接部の靭性と溶接欠陥面積率の関係を示す。ここで、電縫溶接部の溶接欠陥面積率は、電縫溶接部を光学顕微鏡で観察し、一般電ボイラ用鋼については、ＳｉＯ2 およびＭｎＯを主とする混合酸化物の総面積を測定し、低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼については、ＳｉＯ2 ，ＭｎＯおよびＣｒ2 Ｏ3 を主とするの混合酸化物を測定し、単位面積当たりの面積率を算出して、溶接欠陥面積率としたものである。また、靭性の測定は、電縫鋼管のＣ方向（円周方向Ｃ）に沿ってシャルピー試験片を採取し、１００℃でシャルピー試験を行った。
【００２９】
図１および２から上記（１）式に示された（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）の値が０．００５未満の場合、ＭｎＯの酸化物が電縫溶接部に残留し、溶接欠陥の原因となるため、電縫溶接部のクリープ破段強度および靭性が劣化する。また、上記式の値が１．５を超える場合、ＳｉＯ2 の酸化物が電縫溶接部に残留し、溶接欠陥の原因となるため、電縫溶接部のクリープ破断強度および靭性が劣化する。従って本発明では、上記（１）式の上、下限値を夫々１．５，０．００５に限定する。
【００３０】
また、上記の成分を有する本発明鋼を用いた電縫ボイラ鋼管は、一般ボイラ用鋼を用いた電縫ボイラ鋼管の場合は、その電縫溶接部中のＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の面積率が０．１％以下であることが必要である。上記の２元系混合酸化物の面積率が０．１％を超えると電縫溶接部の溶接欠陥面積率が０．１％超になり、クリープ破段強度および靭性が劣化するため、上限を０．１％とする。
【００３１】
【実施例】
表１、表３に示す化学成分の各鋼を１５０kg真空溶解炉で溶解し、鋳造して得たインゴットを１０５０〜１３００℃で加熱、圧延し、厚さ３、５、１０、１５および２０mmの板とした。圧延終了温度は全て９００〜１０００℃の間となるように制御した。次に熱処理は、全て固溶化熱処理を施し、さらに７８０℃×１hr→空冷の焼戻し処理をした。そして、熱処理後の各鋼の母材および電縫溶接部特性を、クリープ破断試験，シャルピー衝撃試験，溶接欠陥面積率測定により評価した。この場合、溶接欠陥面積率測定に用いた試験片の焼戻し処理前後での電縫溶接部破面酸化物形態等は変化しない。
【００３２】
なお、評価試験の中、クリープ破断試験にはφ６mm×ＧＬ３０mmの引張試験片を用いた。また、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrの試験を行い、外挿して５５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度を求めた。シャルピー衝撃試験では１０mm×１０mm×５５mmの２mmＶノッチ試験片（ＪＩＳ４号試験片）を用い、延性−脆性破面遷移温度（vTrs）を求めた。溶接欠陥面積率測定は、１００℃でシャルピー試験を行った試験片を用い、光学顕微鏡にて測定した。
【００３３】
表１には本発明鋼の化学成分と評価結果、また表３には比較鋼の化学成分と評価結果を示す。本発明鋼（No．６）は比較鋼（No．１０１、１０２）に比べていずれの特性も優れていることが判る。
【００３４】
比較鋼の鋼番１０２の場合、（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）の値が１．５を超え、ＳｉＯ2 の酸化物が電縫溶接部に残留し、溶接欠陥の原因となり、溶接部の強度、靭性等の特性が劣化する。
比較鋼の鋼番１０１の場合、Ｃ含有量が０．０１％未満では炭化物の析出が不十分となると共に、δフェライト量が多くなり過ぎて強度と靭性を損なう。一方、０．２０％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性を損なう。
【００３５】
【表１】
【表３】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、高温・高圧環境下で使用するクリープ破断強度に優れ、かつ電縫溶接性に優れたボイラ鋼および電縫溶接部特性に優れた電縫ボイラ鋼管を製造でき、かつ製造コストが安く経済的な材料であり、産業の発展に寄与するところが極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 溶接欠陥面積率とＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ量の関係を示す図。
【図２】 溶接欠陥面積率と靭性の関係を示す図。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｖ ：０．０２〜１．０％、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、
Ｂ ：０．０００３〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１％以下
を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｗ ：０．０１〜３．０％
の１種または２種を含有し、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以下
に制限し、
（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）を０．００５以上１．５以下、
但し、（Ｓｉ％），（Ｍｎ％）は夫々Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
とし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなると共に、電縫溶接時に生成するＳｉＯ2 およびＭｎＯの混合酸化物の融点が１６００℃以下であることを特徴とする電縫溶接性に優れたボイラ用鋼。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｖ ：０．０２〜１．０％、
Ｎ ：０．００１〜０．０８％、
Ｂ ：０．０００３〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１％以下
を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｗ ：０．０１〜３．０％
の１種または２種を含有し、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以下
に制限し、
（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％）を０．００５以上１．５以下、
但し、（Ｓｉ％），（Ｍｎ％）は夫々Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
とし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなると共に、電縫溶接時に生成するＳｉＯ2 およびＭｎＯの２元系混合酸化物の面積率が０．１％以下である電縫溶接部からなることを特徴とする電縫溶接部の欠陥が少なく、クリープ破断強度および靭性に優れた電縫ボイラ鋼管。
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