(57)【要約】【課題】優れた耐水蒸気酸化性を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を提供する。【解決手段】本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：１４〜２８％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｎ：０．３％以下、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜１０％、Ｔａ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜１．５％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０２％、Ａｌ：０〜０．３％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．０２％、及び、希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。上記ステンレス鋼溶接継手はさらに、投射材によるブラスト処理が実施された表面を有する。さらに、溶接熱影響部の表面から５０μｍ深さ位置での結晶粒度番号が、母材部の厚さ中央部での結晶粒度番号よりも大きい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
質量％で、
Ｃ：０．２％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｃｒ：１４〜２８％、
Ｎｉ：６〜３０％、
Ｎ：０．３％以下、
Ｍｏ：０〜５％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｔａ：０〜５％、
Ｃｕ：０〜５％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜１．５％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｃａ：０〜０．０２％、
Ｍｇ：０〜０．０２％、
Ａｌ：０〜０．３％、
Ｚｒ：０〜０．５％、
Ｂ：０〜０．０２％、及び、
希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
投射材によるブラスト処理が実施された表面とを有し、
溶接熱影響部の前記表面から５０μｍ深さ位置での結晶粒度番号が、母材部の厚さ中央部での結晶粒度番号よりも大きい、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
【請求項２】
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
前記溶接熱影響部の前記表面から５０μｍ深さ位置での結晶粒度番号は９以上である、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
Ｎ：０．００５〜０．３％、
Ｍｏ：０．１〜５％、
Ｗ：０．１〜１０％、
Ｔａ：０．１〜５％、
Ｃｕ：０．１〜５％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜１．５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、
Ａｌ：０．０００１〜０．３％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０２％、及び、
希土類元素：０．０００１〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
前記オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は鋼管であり、
前記表面は前記鋼管の内面である、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接継手に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、発電プラントでは、炭酸ガスの総排出量の低減が求められている。そのため、発電プラントは、高効率の発電を求められる。例えば、火力発電ボイラでは、高効率の発電のために、蒸気の高温高圧化が求められている。
【０００３】
蒸気を高温高圧化した場合、ボイラの過熱器管及び再熱器管等の管壁温度が上昇する。そのため、このようなボイラに利用される鋼材（鋼管）では、高温強度とともに、水蒸気による高温酸化に対する耐性（以下、耐水蒸気酸化性という）が求められる。
特許文献１〜１４は、鋼材の耐水蒸気酸化性を高める技術を提案する。これらの文献に提案された技術は、次の５つに分類される。
【０００４】
（１）ピーニング加工により冷間加工層を形成する技術
特許文献１〜３では、鋼管の内面に対してピーニング加工を実施して耐水蒸気酸化性を高める。具体的には、特許文献１では、鋼管に対して最終熱処理を実施した後、鋼管内面に対して、粒子吹き付けによるピーニング加工を実施する。特許文献２では、鋼管に対してピーニング加工を実施して、１０μｍ以上の加工層を形成する。特許文献３では、既設のボイラから取り出した鋼管に対して熱処理を実施する。熱処理された鋼管に対して化学洗浄を実施して、内面のスケールを除去する。化学洗浄後、鋼管内面に対してショットブラスト加工を実施して冷間加工層を形成する。
【０００５】
（２）スケールの密着性を高める技術
特許文献４及び５では、鋼管内面のスケールの密着性を高めて耐水蒸気酸化性を高める。具体的には、特許文献４では、希土類元素を含有するオーステナイト系ステンレス鋼管を準備する。この鋼管に対して溶体化処理を実施する。溶体化処理された鋼管内面に対して粒子吹き付けによるピーニング加工を実施する。特許文献５では、９〜２８質量％のＣｒを含有する鋼管を準備する。この鋼管の冷間加工後の内面の最大高さを１５μｍ以上とする。さらに、この鋼管の内面層のビッカース硬さと肉厚中央部のビッカース硬さとの差を１００以上にする。これらの処理により、スケールの密着性が高まる。
【０００６】
（３）高加工度の冷間加工を実施する技術
特許文献６〜９では、鋼管に対して高加工度の冷間加工を実施して、鋼管の耐水蒸気酸化性を高める。具体的には、特許文献６では、１６〜２０重量％のＣｒを含有するオーステナイトステンレス鋼に対して高加工度の冷間加工を実施する。冷間加工後の鋼管では、鋼管内面近傍位置でのＣｒ濃度が１４重量％以上である。さらに、鋼管内面から１００μｍ位置の深さの硬さが、母材の平均硬さの１．５倍以上であるか、Ｈｖ３００以上であるかのいずれかである。特許文献７では、８〜２８質量％のＣｒを含有する鋼管に対して高加工度の冷間加工を実施する。これにより、鋼管内面に硬度の高い加工層が形成される。特許文献８及び９では、鋼管に対して高加工度の冷間加工を実施する。特許文献８では、冷間加工後の鋼管の内面から１０〜２０μｍ深さ位置の金属組織が、体積率で０．３％以上のサブグレイン（小角粒界及び大角粒界）組織を有する。特許文献９では、冷間加工後の鋼管の内面の金属組織において、ＸＲＤ測定により得られた平均転位密度が３．０×１０14／ｍ2以上である。
【０００７】
（４）冷間加工層を形成した後、溶体化処理を実施する技術
特許文献１０〜１３では、鋼管内面に冷間加工層を形成した後、溶体化処理を実施して、鋼管の耐水蒸気酸化性を高める。具体的には、特許文献１０では、オーステナイト系ステンレス鋼管に対して溶体化処理を実施する。溶体化処理後の鋼管内面に対して、ショット加工、グラインダ加工、又は、研磨加工等の冷間加工を実施する。冷間加工実施後の鋼管に対して、再度、溶体化処理を実施する。特許文献１１では、オーステナイト系ステンレス鋼管に対して、２０％以上の加工率の冷間加工を実施する。冷間加工後の鋼管に対して、２．９℃／秒以下の昇温速度で固溶化熱処理を実施する。特許文献１２では、オーステナイト系鉄合金管の内面に、結晶粒度Ｎｏ．７よりも細粒であり、３０μｍ以上の厚さを有する細粒層を形成する。細粒層が形成された鋼管に対して２０％以上の冷間加工を実施する。冷間加工後の鋼管に対して再結晶化処理を実施する。特許文献１３では、鋼管内面から２０μｍの深さ位置における硬さがＨｖ３２０以上となるように、オーステナイト系ステンレス鋼管に対して冷間加工を実施する。冷間加工後の鋼管に対して溶体化処理を実施する。
【０００８】
（５）溶体化処理後においても細粒組織を維持する技術
特許文献１４では、溶体化処理後においても細粒組織を維持することにより、鋼管の耐水蒸気酸化性を高める。具体的には、鋼管におけるＣ及びＮの総含有量を０．１５％にする。この場合、溶体化処理後においても、鋼管内面層は、結晶粒度番号がＮｏ．７以上の細粒組織を有する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭４９−１３５８２２号公報
【特許文献２】特開昭５２−８９３０号公報
【特許文献３】特開昭６３−５４５９８号公報
【特許文献４】特開平６−３２２４８９号公報
【特許文献５】特開２００６−３０７３１３号公報
【特許文献６】国際公開第２００８／０２３４１０号
【特許文献７】特開２００９−６８０７９号公報
【特許文献８】国際公開第２０１１／１５５２９６号
【特許文献９】国際公開第２０１３／００１９５６号
【特許文献１０】特開昭５３−１１４７２２号公報
【特許文献１１】特開昭５４−１３８８１４号公報
【特許文献１２】特開昭５５−５８３２９号公報
【特許文献１３】特開昭５８−３９７３３号公報
【特許文献１４】特開昭５８−１３３３５２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上述の特許文献１〜１４の対策により、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐水蒸気酸化性は高まる。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼材に対して溶接施工を実施して溶接継手とした場合、耐水蒸気酸化性が低下する場合がある。特に、溶接施工後の鋼材（溶接継手）に対して熱処理を実施する場合、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の耐水蒸気酸化性が低下する。
【００１１】
本発明の目的は、優れた耐水蒸気酸化性を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：１４〜２８％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｎ：０．３％以下、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜１０％、Ｔａ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜１．５％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０２％、Ａｌ：０〜０．３％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．０２％、及び、希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。上記ステンレス鋼溶接継手はさらに、投射材によるブラスト処理が実施された表面を有する。さらに、溶接熱影響部の表面から５０μｍ深さ位置での結晶粒度番号が、母材部の厚さ中央部での結晶粒度番号よりも大きい。
【発明の効果】
【００１３】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、優れた耐水蒸気酸化性を有する。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、内面をショットブラストされたオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を従来どおり熱処理した後、溶接熱影響部上に生成される酸化スケールを調査した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
【００１５】
溶接熱影響部の内面上の酸化スケールは、溶接熱影響部以外の部分である母材部の内面上の酸化スケールよりも厚かった。溶接熱影響部の酸化スケール（以下、ＨＡＺスケールという）は、外層スケールと、内層スケールと、クロミア（Ｃｒ2Ｏ3）とを含んだ。外層スケールは主としてＦｅ3Ｏ4であった。内層スケールは、外層スケールの下に形成され、Ｆｅ及びＣｒを含有するスピネル型の酸化物であった。クロミアは内層スケールと溶接熱影響部との界面に形成された。クロミアは連続的に形成されず、断続的（不連続）に形成されていた。
【００１６】
一方、母材部の酸化スケール（以下、母材スケールという）も、ＨＡＺスケールと同様に、外層スケールと、内層スケールと、クロミアとを含んだ。しかしながら、母材スケールでは、クロミアが連続的に形成されていた。
【００１７】
上述のとおり、母材スケールでは、クロミアが連続的に形成されたため、耐水蒸気酸化性が高かった。一方、ＨＡＺスケールでは、クロミアが不連続に形成されたため、耐水蒸気酸化性が母材と比較して低かった。
【００１８】
本発明者らは、溶接熱影響部と母材部とでのクロミアの形成の違いについて調査した。その結果、溶接熱影響部の内面から５０μｍ深さ位置における結晶粒は、母材部の肉厚中央部の結晶粒よりも大きかった。さらに、溶接熱影響部の内面近傍の結晶粒界上には、粗大なＣｒ炭化物も析出していた。
【００１９】
以上の結果から、次の事項が推定される。ショットブラスト等のブラスト処理によりオーステナイト系ステンレス鋼材の表面に加工層が形成される。加工層の結晶粒は微細である。しかしながら、加工層を有する鋼材を溶接して溶接継手を製造し、その後熱処理を実施すれば、溶接熱影響部が加工層の一部に形成される。この場合、溶接後の熱処理中、又は、熱処理後の冷却過程において、溶接熱影響部の結晶粒が粗大化し、結晶粒界に粗大なＣｒ炭化物が析出する。粗大なＣｒ炭化物の生成により、鋼中のＣｒが低減する。さらに、結晶粒が粗大である場合、表面にＣｒが供給されにくい。そのため、水蒸気酸化環境において、クロミア（Ｃｒ2Ｏ3）が不連続に形成される。
【００２０】
溶接熱影響部の表面から５０μｍ深さ位置の結晶粒が、母材部の厚さ中央部の結晶粒よりも小さければ、結晶粒界に粗大なＣｒ炭化物が析出しにくい。さらに、結晶粒が微細であれば、粒界が多数存在するため、粒界を介してＣｒが内面に供給されやすい。そのため、溶接熱影響部においても、クロミアが連続的に形成されやすく、耐水蒸気酸化性が高まる。
【００２１】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：１４〜２８％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｎ：０．３％以下、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜１０％、Ｔａ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜１．５％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０２％、Ａｌ：０〜０．３％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．０２％、及び、希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。上記ステンレス鋼溶接継手はさらに、投射材によるブラスト処理が実施された表面を有する。さらに、溶接熱影響部の表面から５０μｍ深さ位置での結晶粒度番号が、母材部の厚さ中央部での結晶粒度番号よりも大きい。
【００２２】
好ましくは、上記溶接熱影響部の表面から５０μｍ深さ位置での結晶粒度番号は９以上である。
【００２３】
上記オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、Ｎ：０．００５〜０．３％、Ｍｏ：０．１〜５％、Ｗ：０．１〜１０％、Ｔａ：０〜５％、Ｃｕ：０．１〜５％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０００１〜０．３％、Ｚｒ：０．０００１〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０２％、及び、希土類元素：０．０００１〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
【００２４】
以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手について詳しく説明する。各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２５】
［化学組成］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の化学組成は、次の元素を含有する。
【００２６】
Ｃ：０．２％以下
炭素（Ｃ）は、不可避的に含有され、鋼の強度及びクリープ強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、溶体化処理後であって未固溶の炭化物が残存し、強度が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、靭性等の機械的特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２％以下である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
【００２７】
Ｓｉ：２．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、不可避的に含有される。Ｓｉは鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐水蒸気酸化性を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは０．８％である。
【００２８】
Ｍｎ：０．１〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）はＳｉと同様に、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜３．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１％よりも高く、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は３．０％未満であり、さらに好ましくは２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
【００２９】
Ｃｒ：１４〜２８％
クロム（Ｃｒ）は鋼の高温強度を高める。Ｃｒはさらに、水蒸気酸化環境において、鋼の表面に酸化物（Ｃｒ2Ｏ3）を形成し、耐水蒸気酸化性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果は得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１４〜２８％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１４％よりも高く、さらに好ましくは１５％であり、さらに好ましくは１６％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２８％未満であり、さらに好ましくは２７％であり、さらに好ましくは２６％である。
【００３０】
Ｎｉ：６〜３０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼中のオーステナイト組織を安定化する。Ｎｉはさらに、クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和し、製造コストも増加する。したがって、Ｎｉ含有量は６〜３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は６％よりも高く、さらに好ましくは７％であり、さらに好ましくは８％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３０％未満であり、さらに好ましくは２５％であり、さらに好ましくは２１％である。
【００３１】
Ｎ：０．３％以下
窒素（Ｎ）は不可避的に含有される。Ｎは積極的に含有されなくてもよい。Ｎを積極的に含有する場合、Ｎは鋼に固溶して鋼の強度を高める。Ｎはさらに、他の元素と結合して窒化物を形成し、鋼を析出強化する。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼の靭性及び溶接性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．３％以下である。鋼を強化するためにＮを積極的に含有する場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．３％未満であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％である。Ｎを積極的に含有しない場合、Ｎ含有量は０．００５％未満である。
【００３２】
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものである。  
【００３３】
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手はさらに、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ及びＣｕからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼の高温強度を高める。
【００３４】
Ｍｏ：０〜５％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｔａ：０〜５％、
Ｃｕ：０〜５％
モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、タンタル（Ｔａ）及び銅（Ｃｕ）はいずれも、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素は鋼の高温強度を高める。しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜５％であり、Ｗ含有量は０〜１０％であり、Ｔａ含有量は０〜５％であり、Ｃｕ含有量は０〜５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は５％未満であり、さらに好ましくは４．５％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は１０％未満であり、さらに好ましくは８％である。Ｔａ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は５％未満であり、さらに好ましくは４．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は５％未満であり、さらに好ましくは４％である。
【００３５】
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手はさらに、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼を析出強化する。
【００３６】
Ｖ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜１．５％、
Ｔｉ：０〜０．５％
バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）及びチタン（Ｔｉ）はいずれも、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素はいずれも、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を形成し、鋼を析出強化する。しかしながら、これらの元素の含有量が高すぎれば、鋼の加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜１．０％であり、Ｎｂ含有量は０〜１．５％であり、Ｔｉ含有量は０〜０．５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．８％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は１．５％未満であり、さらに好ましくは１．０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％である。
【００３７】
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｂ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の強度、加工性及び耐水蒸気酸化性を高める。
【００３８】
Ｃａ：０〜０．０２％、
Ｍｇ：０〜０．０２％、
Ａｌ：０〜０．３％、
Ｚｒ：０〜０．５％、
Ｂ：０〜０．０２％、
ＲＥＭ：０〜０．１％
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、アルミニウム（Ａｌ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ボロン（Ｂ）及び希土類元素（ＲＥＭ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素はいずれも、鋼の強度、加工性及び耐水蒸気酸化性を高める。しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０２％であり、Ｍｇ含有量は０〜０．０２％であり、Ａｌ含有量は０〜０．３％であり、Ｚｒ含有量は０〜０．５％であり、Ｂ含有量は０〜０．０２％であり、ＲＥＭ含有量は０〜０．１％である。本明細書でいうＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。また、本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ〜７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
【００３９】
Ｃａ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０２％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０２％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．３％未満であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０２％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０７％である。
さらに好ましくは、これらの元素（Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｂ及びＲＥＭ）の総含有量は０．８％以下である。
【００４０】
［ミクロ組織等］
上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材同士を溶接した継手であり、たとえば鋼管溶接継手や鋼板溶接継手である。オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、母材部と、溶接熱影響部とを備える。本明細書において母材部（Ｂａｓｅ  Ｍａｔｅｒｉａｌ  Ｚｏｎｅ）とは、溶接熱の熱影響を受けない母材部分を意味する。オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の溶接金属の化学組成は特に限定されない。
【００４１】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手はさらに、投射材によるブラスト処理が実施された表面を有する。投射材によるブラスト処理はたとえば、ショットピーニング、ショットブラスト、サンドブラスト等である。投射材はたとえば粒子であり、粒子は、鋼、鋳鋼、ステンレス、硝子、珪砂、アルミナ、アモルファス、ジルコニア等である。投射材の形状は球形であってもよいし、カットワイヤ、ラウンドカットワイヤ、グリッドであってもよい。ブラスト処理ではたとえば、圧縮空気、羽根車（インペラ式）による遠心力、高圧水、超音波等を用いて投射材を鋼材表面に吹き付けてもよい。
【００４２】
ブラスト処理された表面に、加工層が形成される。加工層の結晶粒は微細であるため、Ｃｒを表面に供給しやすい。したがって、ブラスト処理により加工層が形成された場合、表面にクロミア（Ｃｒ2Ｏ3）皮膜が連続的に形成されやすく、耐水蒸気酸化性が高まる。以降の説明において、ブラスト処理により加工層が形成された表面を、「加工表面」という。
【００４３】
溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ）のうち、鋼材の加工表面から５０μｍ深さ位置（ＨＡＺ表面層部という）での結晶粒は、母材部のうち、鋼材の厚さの中央部（母材中央部という）での結晶粒よりも微細である。より具体的には、ＨＡＺ表面層部でのＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒度番号は、母材中央部での結晶粒度番号よりも大きい。ここで、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手が鋼板である場合、母材部の厚さ中央部は、板厚中央部を意味する。オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手が鋼管である場合、母材部の厚さ中央部は、肉厚中央部を意味する。
【００４４】
結晶粒度番号は次の方法により決定される。上述のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を、加工表面と垂直に切断する。切断面のうち、溶接熱影響部における加工表面から５０μｍの深さ位置（ＨＡＺ表面層部）において任意の４視野を決定する。各視野において、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に規定される結晶粒度の顕微鏡試験方法を実施して、オーステナイト結晶粒度番号を求める。具体的には、各視野を含むサンプルを採取する。サンプルの視野面を、周知の腐食液（グリセレジア、カーリング試薬、マーブル試薬、王水、硝酸−塩酸−グリセリン混合試薬等）を用いて腐食し、結晶粒界を現出させる。腐食された各視野面において、各視野の結晶粒度番号を求める。ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）の７．１．２に規定された結晶粒度標準図との比較により、各視野における結晶粒度番号を求める。４つの視野の結晶粒度番号の平均を、ＨＡＺ表面層部の結晶粒度番号と定義する。
【００４５】
母材中央部の結晶粒度番号も、ＨＡＺ表面層部の結晶粒度番号と同様の方法で求める。具体的には、母材部のうち、厚さ中央部の任意の４視野を決定する。上述の方法により、視野を含むサンプルの視野面を腐食し、各視野の結晶粒度番号を求める。求めた結晶粒度番号の平均を、母材中央部の結晶粒度番号と定義する。
【００４６】
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手では、後述するようにブラスト処理後に溶接を実施し、さらに熱処理を実施しても、ＨＡＺ表面層部の結晶粒が、母材中央部の結晶粒よりも小さい。そのため、ＨＡＺ表面層部には、結晶粒界が多く存在する。結晶粒界は、表面にＣｒを供給するパス（経路）となる。溶接熱影響部の加工表面近傍は、母材中央部よりも細粒であるため、Ｃｒを表面に供給しやすい。そのため、溶接熱影響部の加工表面にもクロミア（Ｃｒ2Ｏ3）を連続的に生成しやすく、耐水蒸気酸化性が高まる。
【００４７】
好ましくは、ＨＡＺ表面層部の結晶粒度番号は９以上である。この場合、ＨＡＺ表面層部には、Ｃｒを内面に供給するための粒界が十分存在するため、耐水蒸気酸化性がさらに高まる。
【００４８】
［製造方法］
上述のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法の一例を説明する。本実施形態の製造方法は、鋼材（鋼管、鋼板等）を準備する工程（準備工程）と、鋼材の表面に対してブラスト処理を実施して加工層を形成する工程（加工層形成工程）と、加工層が形成された鋼材に対して溶接を実施して溶接継手を製造する工程（溶接工程）と、溶接継手に対して熱処理を実施する工程（熱処理工程）とを備える。以下、各工程について説明する。
【００４９】
［準備工程］
上述の化学組成を有する素材を準備する。素材は、連続鋳造法（ラウンドＣＣを含む）により製造された鋳片であってもよい。また、造塊法により製造されたインゴットを熱間加工して製造された鋼片でもよい。鋳片から製造された鋼片でもよい。
【００５０】
準備された素材を加熱炉又は均熱炉に装入し、加熱する。続いて、加熱した素材を熱間加工してオーステナイト系ステンレス鋼材を製造する。オーステナイト系ステンレス鋼管を製造する場合、たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施する。具体的には、素材を穿孔機により穿孔圧延して素管にする。続いて、マンドレルミルやサイジングミルにより、素管をさらに圧延する。熱間加工として熱間押出を実施してもよいし、熱間鍛造を実施してもよい。必要に応じて、熱間加工された素管に対して軟化熱処理を行った後、冷間加工してもよい。冷間加工はたとえば、冷間圧延や、冷間引抜等である。素材を熱間加工してオーステナイト系ステンレス鋼板を製造してもよい。以上の工程によりオーステナイト系ステンレス鋼材が製造される。
【００５１】
［加工層形成工程］
準備されたオーステナイト系ステンレス鋼材の表面に対して、投射材を用いたブラスト処理を実施して、加工層を形成する。オーステナイト系ステンレス鋼管の場合、たとえば、鋼管内面に対してブラスト処理を実施して加工層を形成する。オーステナイト系ステンレス鋼板の場合、一表面に対してブラスト処理を実施して加工層を形成する。要するに、水蒸気酸化環境にさらされる鋼材表面に対して、ブラスト処理により加工層を形成する。
【００５２】
好ましくは、ブラスト処理により形成される加工層の最大深さは、鋼材の厚さ（肉厚、板厚等）の１／４以下とする。加工層の深さが鋼材厚さの１／４よりも大きくなれば、機械的特性が低下するためである。冷間圧延や冷間抽伸により加工層を形成した場合、加工層の最大深さは鋼材厚さの１／４以上になりやすい。したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手では、ブラスト処理により鋼材の表面に加工層を形成する。
【００５３】
［溶接工程］
加工層形成工程後のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、溶接を実施して溶接継手を製造する。溶接方法は特に限定されない。溶接方法はたとえば、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接や、ＭＡＧ溶接、被覆アーク溶接、レーザ溶接等がある。
【００５４】
［熱処理工程］
溶接後の溶接継手に対して、熱処理を実施する。熱処理により、溶接により鋼材に導入された応力を除去する。
【００５５】
溶接後の熱処理における好ましい熱処理温度は８００〜１１５０℃である。熱処理温度が低すぎれば、溶接により発生した残留応力の除去が不十分となる。一方、熱処理温度が高すぎれば、ＨＡＺ表面層部の結晶粒が粗大化し、母材中央部の結晶粒よりも大きくなる。この場合、耐水蒸気酸化性が低下する。したがって、好ましい熱処理温度は８００〜１１５０℃である。熱処理温度の好ましい上限は１１５０℃未満であり、さらに好ましくは１１３０℃であり、さらに好ましくは１１００℃である。
【００５６】
溶接後の熱処理の好ましい均熱時間（熱処理温度で保持する時間）は、５〜２４０分である。均熱時間が短すぎれば、残留応力の除去が不十分となる。一方、均熱時間が長すぎれば、ＨＡＺ表面層部の結晶粒が粗大化し、母材中央部の結晶粒よりも大きくなる。この場合、耐水蒸気酸化性が低下する。したがって、好ましい均熱時間は５〜２４０分である。均熱時間の好ましい下限は１０分である。均熱時間の好ましい上限は２１０分であり、さらに好ましくは１８０分である。
【００５７】
以上の製造工程により、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手が製造される。
【実施例】
【００５８】
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
【００５９】
【表１】
2015137419.tif 000002
【００６０】
表１を参照して、鋼番号１〜９の化学組成は本実施形態の化学組成の範囲内であった。一方、鋼番号１０のＣｒ含有量は低すぎた。なお、鋼番号１、５〜１０のＮ含有量は０．００５％未満であり、不純物レベルであった。
【００６１】
鋼番号１〜８及び１０の化学組成の溶鋼を真空溶解により製造した。これらの溶鋼を用いて、１８０ｋｇのインゴットを製造した。インゴット対して熱間鍛造及び熱間押出しを実施して、１１０ｍｍの外径と、１２ｍｍの肉厚とを有する鋼管を製造した。
【００６２】
鋼番号１の鋼管に対して、表面スケールを除去した。その後、鋼番号１の鋼管に対して溶体化処理を実施した。
【００６３】
鋼番号２〜８、１０の素管に対しては冷間圧延を実施して、５０．８ｍｍの外径と、８ｍｍの肉厚とを有する鋼管を製造した。そして、製造された鋼管に対して、鋼番号１と同じ条件で溶体化処理を実施した。
【００６４】
鋼番号９の化学組成の溶鋼を真空溶解により製造した。この溶鋼を用いて、５０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造及び熱間圧延を実施して１０ｍｍの厚さを有する鋼板を製造した。鋼板に対して冷間圧延を実施して３ｍｍの厚さを有する鋼板を製造した。冷間圧延後の鋼板に対して、鋼番号１と同じ条件で溶体化処理を実施した。必要に応じて、鋼番号の鋼管を複数製造した。
【００６５】
各鋼番号の鋼管の内面に対して、同じ条件でショットブラストを実施した。鋼番号９の鋼板に対しては、鋼板の一面に対してショットブラストを実施した。その後、同じ鋼番号の鋼管同士、又は鋼板同士を溶接し、溶接継手を製造した。溶接はＴＩＧ溶接にて実施した。各鋼番号の溶接金属の化学組成は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼管の化学組成の範囲内であった。
各溶接継手に対して、表２に示す試験番号１〜２３の熱処理を実施した。
【００６６】
【表２】
2015137419.tif 000003
【００６７】
表２に、各試験番号で実施された熱処理の熱処理温度（℃）と均熱時間（分）とを示す。熱処理を実施した後、次の試験を実施した。
【００６８】
［結晶粒度の顕微鏡試験］
各試験番号の溶接継手のＨＡＺ表面層部と、母材中央部とにおいて、上述の方法により結晶粒度番号を求めた。腐食液には希釈王水を用いた。ＨＡＺ表面層部及び母材中央部の結晶粒度番号を表２に示す。
【００６９】
［水蒸気酸化試験］
各試験番号の溶接継手から、溶接部を含み、かつ、管内面又は鋼板のうち加工表面（ショットブラストされた表面）を含む試験片を採取した。試験片を治具に吊り下げたまま、横型管状加熱炉に挿入した。加熱炉内において、試験片に対して６００℃で２００時間均熱して酸化試験を実施した。試験中の加熱炉内の雰囲気は、溶存酸素量が１００ｐｐｂの水蒸気雰囲気とした。均熱後、試験片を常温（２５℃）まで炉冷した。常温まで冷却した試験片を樹脂に埋め込んだ。加工表面に対して垂直に切断し、断面に対して鏡面研磨を実施した。研磨後、溶接熱影響部に生成した酸化スケールの断面を光学顕微鏡で観察した。各試験番号において、任意の４視野において溶接熱影響部の酸化スケール厚さを測定した。測定された値の平均値を、その試験番号の酸化スケール厚さ（μｍ）と定義した。
【００７０】
［試験結果］
表２を参照して、試験番号１、２、４〜９、１２〜１６及び１９〜２２では、化学組成が適切であった。さらに、ＨＡＺ表面層部の結晶粒度番号は、母材中央部の結晶粒度番号よりも大きかった。そのため、これらの試験番号では、水蒸気酸化試験で生成された酸化スケールの厚さは２０μｍ以下であり、優れた耐水蒸気酸化性が得られた。
【００７１】
特に、試験番号１、４〜８、１２〜１６及び１９〜２２では、ＨＡＺ表面層部の結晶粒度番号が９以上であった。そのため、これらの試験番号では、試験番号２及び９と比較して酸化スケールの厚さが薄く、１５μｍ以下であった。
【００７２】
一方、試験番号３、１０及び１７では、化学組成が適切であったものの、熱処理温度が高すぎた。そのため、ＨＡＺ表面層部の結晶粒度番号が、母材中央部の結晶粒度番号よりも小さかった。その結果、酸化スケールの厚さが２０μｍを超え、耐水蒸気酸化性が低かった。
【００７３】
試験番号１１及び１８では、化学組成が適切であったものの、熱処理の均熱時間が長すぎた。そのため、ＨＡＺ表面層部の結晶粒度番号が、母材中央部の結晶粒度番号よりも小さかった。その結果、酸化スケールの厚さが２０μｍを超え、耐水蒸気酸化性が低かった。
試験番号２３では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、酸化スケールの厚さが２０μｍを超え、耐水蒸気酸化性が低かった。
【００７４】
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
【産業上の利用可能性】
【００７５】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、耐水蒸気酸化性が要求される環境に用いられる鋼材として広く適用できる。特に、発電設備のボイラ、配管、廃熱回収ボイラ、熱交換器等に用いられる鋼材として好適である。