(57)【要約】【課題】溶接熱影響部にクリープ損傷を生じにくい、長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：１．９〜２．６％、Ｍｏ：０．８７〜１．２０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行う耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法において、前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、前記母材を１回または複数回焼ならす。【選択図】      図８
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：１．９〜２．６％、Ｍｏ：０．８７〜１．２０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行う耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法において、
前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、前記母材を１回または複数回焼ならすことを特徴とする長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法。
【請求項２】
前記母材が、質量％で、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｍｏ：０．８７〜１．１３％を含有することを特徴とする請求項１記載の製造方法。
【請求項３】
前記母材の焼ならしを少なくとも２回以上行うことを特徴とする請求項２記載の製造方法。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：１．９〜２．６％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．２０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｗ：１．４５〜１．７５％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行う耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法において、
前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、前記母材を１回または複数回焼ならすことを特徴とする長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３〜０．９％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．４〜０．７％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行う耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法において、
前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、前記母材を１回または複数回焼ならすことを特徴とする長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法。
【請求項６】
前記母材が、質量％で、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．４０〜０．６５％を含有することを特徴とする請求項５記載の製造方法。
【請求項７】
前記母材が、質量％で、Ｖ：０．２２〜０．５０％をさらに含有することを特徴とする請求項５記載の製造方法。
【請求項８】
前記母材は、焼鈍されるか、または、焼ならし焼戻しされたものであることを特徴とする請求項１ないし７のうちのいずれか１項記載の製造方法。
【請求項９】
前記母材に前記焼ならしを施した後、焼ならし温度域で前記熱間加工を行うことを特徴とする請求項１ないし８のうちのいずれか１項記載の製造方法。
【請求項１０】
質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：１．９〜２．６％、Ｍｏ：０．８７〜１．２０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行うことにより製造される耐熱低合金鋼溶接部材において、
前記母材が前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、１回または複数回焼ならしを施されることを特徴とする長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１１】
前記母材が、質量％で、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｍｏ：０．８７〜１．１３％を含有することを特徴とする請求項１０記載の耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１２】
前記母材が、前記焼ならしを少なくとも２回以上施されることを特徴とする請求項１１記載の耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１３】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：１．９〜２．６％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．２０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｗ：１．４５〜１．７５％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行うことにより製造される耐熱低合金鋼溶接部材において、
前記母材が前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、１回または複数回焼ならしを施されることを特徴とする長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１４】
質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３〜０．９％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．４〜０．７％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行うことにより製造される耐熱低合金鋼溶接部材において、
前記母材が前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、１回または複数回焼ならしを施されることを特徴とする長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１５】
前記母材が、質量％で、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．４０〜０．６５％を含有することを特徴とする請求項１４記載の耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１６】
前記母材が、質量％で、Ｖ：０．２２〜０．５０％をさらに含有することを特徴とする請求項１４記載の耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１７】
前記母材は、焼鈍されるか、または、焼ならし焼戻しされたものであることを特徴とする請求項１０ないし１６のうちのいずれか１項記載の耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１８】
前記母材には、前記焼ならしが施された後、焼ならし温度域で前記熱間加工が行われることを特徴とする請求項１０ないし１７のうちのいずれか１項記載の耐熱低合金鋼溶接部材。
【請求項１９】
前記溶接部材は、４５０℃以上の高温高圧の蒸気雰囲気下で使用される配管、容器、弁体および分岐管のいずれかの長手継手および円周継手のいずれかであることを特徴とする請求項１０ないし１８のうちのいずれか１項記載の耐熱低合金鋼溶接部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、火力発電プラントや石油化学プラントなどの高温高圧環境下で使用される構造物の耐熱低合金鋼溶接部材、特に、フェライト系耐熱低合金鋼の厚肉構造物を多用する設備に用いられる耐熱鋼の溶接部材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近時、ボイラの高温高圧化及び大容量化が進み、現在では、蒸気圧が３１６ｋｇ／ｃｍ2、蒸気温度が５６６℃で、７０〜１００万ｋＷクラスの大容量を有する火力発電プラントが建設されている。そのようなボイラに使用される鋼管材は大別して炭素鋼、低合金鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼に代表される高合金鋼とに分けられ、使用部位の温度および圧力に応じてきめ細かい使い分けがなされている。例えば、使用温度が４５０℃以上となる再熱蒸気管や主蒸気管では耐酸化性および高温強さに優れたＭｏ鋼またはＣｒ−Ｍｏ鋼が用いられる。
【０００３】
現在、ボイラとタービンを結ぶ主蒸気管、再熱蒸気管などの大径管には、内圧が高く、温度が高いためＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼製の厚肉配管が採用されている。特に、高温高圧蒸気が発生する火力発電プラントでは、配管にＪＩＳ  Ｇ  ３４５８（１９８８）に規定されるようなフェライト系低合金耐熱鋼が用いられている。
【０００４】
蒸気配管の接合には継手効率が高い溶接が用いられるが、蒸気配管を高温高圧下で長時間連続使用すると、溶接部に種々のクリープ損傷が発生する。クリープ損傷の形態には、図１に示すように４つの種類がある。すなわち、溶接金属（デポジット）３中に生ずるタイプ１の損傷、溶接金属３から溶接熱影響部（ＨＡＺ）２までに及ぶタイプ２の損傷、ＨＡＺ２の溶接金属側より生ずるタイプ３の損傷、ＨＡＺ２の母材１側に生ずるタイプ４の損傷である。特に、ＨＡＺの細粒域に生じるタイプ４の損傷は、配管溶接部の寿命を著しく短くするため、国内外で問題視されている。タイプ４の損傷については、例えば、非特許文献１に記載されている。
【非特許文献１】F.V.Ellis,R.Viswanathan著「Review of Type IV Cracking」ASME PVP vol.380,1998年７月
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
現在、耐熱鋼管は図８の（ｂ）に示すような手順で製造されている。すなわち、鋼材の材料受入検査を行い、この鋼材にマーキングを施し、切断を行って鋼片とする（Ｓ１１）。続いて、この鋼片を熱間プレス曲げし（Ｓ１２）、再度マーキング、切断した後（Ｓ１３）、熱処理する（Ｓ１４）。次に、機械的に開先加工を施し（Ｓ１５）、開先合わせをして（Ｓ１６）、これをサブマージアーク溶接する（Ｓ１７）。
【０００６】
上記のような手順でフェライト系低合金鋼を加工して耐熱鋼管を製造すると、ＨＡＺにおけるクリープ損傷の発生を避けることは困難であった。特に、肉厚が２５〜１５０ｍｍの厚肉鋼管の製造では５〜５０層のサブマージアーク溶接を行うため、溶接部近傍の母材は多重の熱サイクルを受け、急熱、急冷が繰り返されるためＨＡＺにおいて結晶粒の微細化が生じやすい。さらに例えば、耐熱鋼管が火力発電プラントの大径管を構成するために使用される場合、その内部を流れる蒸気のために温度が５３８〜５６６℃、圧力が１６９〜３１６ｋｇ／ｃｍ2という高温高圧環境下に曝され、円周方向に４ｋｇ／ｍｍ2程度の応力が負荷される。このため、ＨＡＺ細粒域ではタイプ４のクリープ損傷が生じやすくなり、部材寿命が低下する。そして、損傷が生じた部位を補修するか、または損傷が著しいときには配管そのものを取り替えなければならなくなり、莫大なコストがかかる。
【０００７】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、溶接熱影響部にクリープ損傷を生じにくい、長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明に係る長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：１．９〜２．６％、Ｍｏ：０．８７〜１．２０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行う耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法において、
前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、前記母材を１回または複数回焼ならすことを特徴とする。
【０００９】
本発明方法は、質量％で、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｍｏ：０．８７〜１．１３％を含有する母材にも適用することができる。この場合、前記母材の焼ならしを少なくとも２回以上行うことが好ましい。
【００１０】
本発明に係る長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：１．９〜２．６％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．２０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｗ：１．４５〜１．７５％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行う耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法において、
前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、前記母材を１回または複数回焼ならすことを特徴とする。
【００１１】
本発明に係る長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３〜０．９％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．４〜０．７％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を熱間加工し、熱処理後、溶接を行う耐熱低合金鋼溶接部材の製造方法において、
前記溶接前に、前記熱間加工とは別に、前記母材を１回または複数回焼ならすことを特徴とする。
【００１２】
本発明方法は、質量％で、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．４０〜０．６５％を含有する母材にも適用することができる。
【００１３】
本発明方法は、質量％で、Ｖ：０．２２〜０．５０％をさらに含有する母材にも適用することができる。
【００１４】
本発明方法は、焼鈍されるか、または、焼ならし焼戻しされた母材にも適用することができる。
【００１５】
本発明方法は、前記母材に前記焼ならしを施した後、焼ならし温度域で前記熱間加工を行うことが好ましい。
【００１６】
本発明に係る長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材は、上記の方法により製造することができる。
【００１７】
本発明の溶接部材は、４５０℃以上の高温高圧の蒸気雰囲気下で使用される配管、容器、弁体および分岐管のいずれかの長手継手および円周継手のいずれかにも適用することができる。
【００１８】
さらには、前記母材の形態として、板、管、鍛造品、鋳造品を対象とすることができる。
【００１９】
本発明者らは、タイプ４のクリープ損傷について鋭意研究した結果、以下のような知見を得た。本発明はこれらの知見に基づいてなされたものである。
【００２０】
タイプ４のクリープ損傷の発生機構を模式的に図２に示した。また、タイプ４の損傷を生じた部位から採取したサンプルを透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した結果を図３〜図７の写真に示した。
【００２１】
（Ｉ）被溶接材の旧オーステナイト（γ）粒界１１には、図２の（ａ）に示すように粗大炭化物１２が残留する。なお、旧オーステナイト粒内には、図示しないフェライト粒が存在する。溶接時の熱サイクルにより、ベイナイト粒１３，１４の微細化が促進されるとともに粗大炭化物１２が分解して特定のベイナイト１４中に固溶し、図２の（ｂ）に示すように析出炭化物密度が極端に高い細粒ベイナイト１４が旧オーステナイト粒界１１に並ぶようになる。特に、厚肉鋼管の接合には大入熱量のサブマージアーク溶接が用いられ、５〜５０回繰り返される多重の熱サイクルを受けるため、溶接部近傍のベイナイト組織１３，１４は急熱・急冷により微細化され、粒界１１に沿って高炭化物細粒ベイナイト１４が生成される。
【００２２】
（II）次に、図２の（ｂ）の細粒ベイナイト１４の拡大模式図を図２の（ｃ）に示す。溶接後の熱処理および使用中の高温、高圧により、図２の（ｄ）に示すように細粒ベイナイト１４の結晶粒界１５および結晶粒内１４ａに粗大炭化物１６が再析出し、板状に凝集域が生ずる。図３〜５に図２の（ｄ）に相当するＴＥＭ写真を示す。図３は倍率約５００倍、図４は倍率約３０００倍、図５は倍率約１００００倍に拡大して示すＴＥＭ写真である。特に、図４及び図５からは粗大炭化物１６の板状の凝集域とその周りに存在する未凝集の球状炭化物１６ｓとが観察される。
【００２３】
（III）さらに、溶接部材を高温、高圧下で長時間使用すると、図２の（ｅ）に示すように細粒ベイナイト１４の結晶粒界１５に再析出した粗大炭化物１６と基材１４ａとの界面でクリープ損傷が著しく進行し、クリープボイド１７が集中的に発生する。このクリープボイド１７が連結成長することにより、図２の（ｆ）及び（ｇ）に示すように粒界剥離１８を生ずる。図６に図２の（ｅ）、（ｆ）、（ｇ）に相当するＳＥＭ写真を示す。図６から、粒界に暗黒部（クリープボイド１７）が生じ、さらにこれらのクリープボイド１７が互いに連結し合って粒界剥離１８となっている様子が観察される。
【００２４】
（IV）さらに、剥離した界面１８は次々と連結成長し、図２の（ｈ）に示すように旧オーステナイト（γ）粒界１１に沿ったき裂１９に発展する。図７に図２の（ｈ）に相当するＳＥＭ写真を示す。図７から、溶接部材にき裂１９が生じている様子が観察される。
【００２５】
上記（Ｉ）〜（IV）のような機構でＨＡＺの母材側でタイプ４の割れが生ずる。
【００２６】
以上のような知見が得られたことから本発明では、タイプ４の損傷の原因である被溶接材（母材）の旧オーステナイト（γ）粒界に残留する粗大炭化物を低減することにより、耐熱鋼溶接部のクリープ寿命を大幅に改善する。すなわち、母材に溶接を施す前に、１回または複数回焼ならしを行うことにより粗大炭化物を低減する。
【発明の効果】
【００２７】
本発明にしたがえば、フェライト系耐熱鋼の厚肉配管を多用する設備で広範に使用することが可能であって、サブマージアーク溶接を用いても溶接熱影響部にクリープ損傷を生じにくい、長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
本発明の製造方法の一実施形態を図８を参照してより詳細に説明するが、本発明はこれらに限られるものではない。
【００２９】
図８の（ａ）に示すように、鋼材２１の材料受入検査を行う（Ｓ１）。この鋼材２１は、例えばＪＩＳ  Ｇ  ３４５８に規定されているように、１回焼ならし焼戻し処理された材料（ＮＴ材）か、または１回焼鈍処理された材料（アニール材）である。この鋼材２１にマーキングを行って切断し、鋼片２２を得る。鋼片２２を所定温度で焼ならした後（Ｓ２）、引き続き、凹型と凸型を用いて９００〜１０００℃の温度範囲で熱間プレス曲げを行って曲げ鋼片２２ａとする（Ｓ３）。焼ならし後、引き続き熱間プレス曲げを行わない場合は、９００〜１０００℃の温度範囲に加熱した後に、熱間プレス曲げを行う。
【００３０】
次に、曲げ鋼片２２ａに再びマーキングした後、切断し（Ｓ４）、炉２５において所定温度範囲で熱処理を行う（Ｓ５）。熱処理後、複数の曲げ鋼片を刃受け２６に載せて切削刃２７により機械的に開先加工を施す（Ｓ６）。その後、曲げ鋼片２２ａ同士を開先合せし（Ｓ７）、初層から１〜２層を手溶接とし、以降は全自動サブマージアーク溶接を５〜５０パス行い、長手継手を有する直線継目型鋼管とする（Ｓ８）。
【００３１】
従来、耐熱鋼の溶接を行う際は、図８の（ｂ）に示すように、鋼材２１を受入検査した後（Ｓ１１）、すぐに９００〜９５０℃の温度範囲に加熱して熱間プレス曲げ（Ｓ１２）を行っていた。ところが、これでは旧オーステナイト粒界に粗大炭化物が残留してしまい、タイプ４の損傷が生じる。そこで、本発明では、図８の（ａ）に示すように、材料受入検査（Ｓ１）後、鋼に焼ならし（Ｓ２）を施してから、熱間加工（Ｓ３）を行うこととする。これにより、旧オーステナイト粒界に残留する粗大炭化物をマトリックス中に固溶・拡散させ、クリープボイドの発生を防止し、タイプ４の損傷が生じるのを防ぐ。
【００３２】
以下、本発明における種々の限定理由についてそれぞれ説明する。尚、本明細書中おいて「高温」とは、特に限定しない限り主として４５０〜６５０℃の温度範囲を示すものとする。
【００３３】
（成分組成）
以下特に規定しない限り「％」は質量％を示すものとする。
【００３４】
（１）Ｃ：０．２％以下
Ｃは、鋼の強度上昇に寄与するが、０．２％を超えてＣを添加するとＳの有害な作用を助長し粒界割れを生じやすくなるとともに、靭性または溶接性を劣化させる恐れもある。このため、Ｃ含有量は０．２％以下とし、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下とする。尚、高温強度を確保するためには少なくとも０．０４％のＣ量が必要となるので、Ｃ含有量は０．０４％以上とすることが好ましい。
【００３５】
（２）Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、低合金鋼の強度上昇に寄与し、脱酸効果を有するが、１．０％を超えてＳｉを添加するとＨＡＺ靭性及び溶接性を劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とし、好ましくは０．５％以下とする。尚、Ｓｉ量が少なすぎると鋼中の酸化物系介在物が増加して強度特性が悪化する恐れがあるため、Ｓｉ含有量は０．１５％以上とすることが好ましい。
【００３６】
（３）Ｍｎ：０．３〜０．９％または０．１〜０．６％
Ｍｎは、粒界割れ防止に有効な元素であり、鋼材の強度、靭性を向上し、さらにＦｅＳの生成を抑制する。また、ＭｎがＳと結合して生ずるＭｎＳは溶融温度が高く、Ｓの存在による粒界の弱化を防止する。このため、Ｍｎ含有量を０．３％以上とする。一方、０．９％を超えてＭｎを添加すると焼入れ性の増加を引き起こし、溶接時に硬化層が生成して溶接割れ感受性指数ＰCMが高くなる。このため、Ｍｎ含有量は０．３〜０．９％とし、好ましくは０．３〜０．８％、より好ましくは０．３〜０．６％とする。
【００３７】
また、鋼材強度の向上に有効なＷおよびＢを共に添加する場合には、Ｍｎ含有量を０．１〜０．６％の範囲にまで少なくすることができる。
【００３８】
（４）Ｃｒ：０．３〜１．５％または１．９〜２．６％
Ｃｒは、耐酸化性の向上に有効な元素であるが、Ｃｒ含有量が０．３％未満ではその効果が小さい。一方、２．６％を超えてＣｒを添加すると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させる。
【００３９】
特に、Ｍｏ含有量を０．８７〜１．２０％とした場合にはＣｒ含有量を１．９％以上とすると、高温で長時間使用される配管の黒鉛化がきわめて起こりにくくなる。Ｍｏ含有量を０．４〜０．７％とした場合には、Ｃｒ含有量を０．３〜１．５％、より好ましくは０．５〜１．５％とすれば上記効果を十分に得ることができる。
【００４０】
（５）Ｍｏ：０．０５〜０．３％、０．４〜０．７％または０．８７〜１．２０％
Ｍｏは、焼入性を高めるとともに焼戻し軟化抵抗を高め、高温強度上昇に有効であり、クリープ強さの増加に最も効果のある元素であるが、Ｍｏ含有量が０．４％未満ではその効果が十分に発揮されない。一方、１．２０％を超えてＭｏを添加すると溶接性を劣化させるとともに炭化物の析出により降伏比が上昇する。
【００４１】
特に、Ｃｒ含有量を１．９〜２．６％とした場合には、Ｍｏ含有量を０．８７％以上とするとクリープ特性をさらに向上することができ、より高温での使用が可能となる。このことから、前述したようにＣｒ含有量を０．３〜１．５％とした場合には、Ｍｏ含有量を０．４〜０．７％、より好ましくは０．４０〜０．６５％とし、Ｃｒ含有量を１．９〜２．６％とした場合には、Ｍｏ含有量を０．８７〜１．２０％とし、より好ましくは０．８７〜１．１３％とする。
【００４２】
また、ＷおよびＢを共に適量添加することにより、Ｍｏ添加と同等の効果を得ることができる。このため、ＷおよびＢを共に添加する場合には、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．３％とすることができる。
【００４３】
（６）Ｖ：０．２２〜０．５０％（０．２０〜０．３０％）
Ｖは、少量の添加により焼入性を向上させ、焼戻し軟化抵抗を高める。さらに、Ｃｒ−Ｍｏ鋼にＶを０．２２％添加すると高温強さが増し、クリープ強さが増加する。しかし、Ｖ含有量が０．２２％未満ではその効果が十分に発揮されない。一方、０．５０％を超えてＶを添加すると溶接性を劣化させる。このため、Ｖを添加する場合、その含有量は０．２２〜０．５０％とすることが好ましい。厚肉鋼管を製造する場合など、特に優れた溶接性が要求されるときには、Ｖ含有量を０．２２〜０．３２％とすることがより好ましい。
【００４４】
なお、Ｗ、ＢおよびＮｂ添加鋼では、Ｖ含有量を０．２０〜０．３０％とする。
【００４５】
（７）Ｎｂ：０．０２〜０．０８％
Ｎｂは、結晶粒を微細化し、粗大化温度を高める効果を有するため、適量添加により強度が増すとともに延性、靭性が向上する。しかし、Ｎｂ含有量が０．０２％未満ではその効果が十分に発揮されない。一方、０．０８％を超えてＮｂを添加すると、δ−フェライトが生成するほか、粗大炭化物が生成して延性、靭性が悪くなる。さらに、炭化物の凝集が速くなり、クリープ破断強度の低下を招く恐れもある。このため、Ｎｂを添加する場合、その含有量は０．０２〜０．０８％とする。
【００４６】
（８）Ｗ：１．４５〜１．７５％
Ｗは、Ｍｏの代替元素として適量添加することにより高温クリープ強度を向上させる。しかし、Ｗ含有量が１．４５％未満ではその効果が十分に発揮されない。また、Ｗは高価な金属であるため、経済性の面からＷを添加する際には、その含有量を１．７５％以下とする。これらのことから、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．３％とした場合には、Ｗを１．４５〜１．７５％添加することが好ましい。
【００４７】
（９）Ｂ：０．０００５〜０．００６％
Ｂは、少量添加することにより結晶粒界を強化し、高温強度を高める効果を有する。しかし、Ｂ含有量が０．０００５％未満ではその効果が十分に発揮されない。一方、０．００６％を超えてＢを添加すると、クリープ破断強度が低下するだけでなく、クリープ破断延性が低くなり、切り欠き脆化を招く恐れもある。このため、Ｗ含有量を１．４５〜１．７５％とした場合には、Ｂを０．０００５〜０．００６％添加することが好ましく、０．０００５〜０．００３％添加することがより好ましい。
【００４８】
（１０）Ｎｉ：０．３０％以下
Ｎｉは、焼入性を向上させるため、特に厚肉鋼管を製造する場合などにはＮｉの少量添加により優れた効果が得られる。しかしながら、０．３０％を超えてＮｉを添加すると、焼入れ性が過剰になるだけでなく、フェライトの安定性を損なう恐れもある。このため、Ｎｉを含む場合、その含有量を０．３０％以下とすることが好ましい。
【００４９】
（１１）Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは、耐食性を提供する効果を有する。しかし、０．３０％を超えてＣｕを添加すると、赤熱脆性や溶接によるＣｕ割れの原因となる恐れがある。このため、Ｃｕを含む場合には、その含有量を０．３０％以下とすることが好ましい。
【００５０】
（１２）Ｓｎ：０．０３０％以下
Ｓｎは、微量添加により疲労限や耐食性の向上に寄与する。しかし、０．０３０％を超えてＳｎを添加すると、クリープ特性や熱間加工性、あるいは靭性などが劣化する恐れがある。このため、Ｓｎ含有量は極力低減することが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。
【００５１】
（１３）ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３０％以下
酸可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、有効な脱酸剤として作用する。しかし、０．０３０％を超えてｓｏｌ．Ａｌを添加すると靭性が低下するため、ｓｏｌ．Ａｌを含む場合には、その含有量を０．０３０％以下とすることが好ましく、０．０２５％以下とすることがより好ましい。ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０２０％以下に抑えることにより、さらなる靭性の向上を図ることができる。
【００５２】
（１４）不可避不純物
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは鋼中に不純物として含有されるが、偏析を強め、また焼戻し脆性を著しく促進させるため、その含有量を０．０３５％以下に抑えることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。
【００５３】
Ｓ：０．０３５％以下
Ｓは鋼中に不純物として含有されるが、ＦｅＳは脆く、粒界に晶出して鋼材を脆化させるため、その含有量を０．０３５％以下に抑えることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましく、０．０１０％以下とすることがさらに好ましい。
【００５４】
次に、本発明の母材として使用される規格鋼種を列挙する。
【００５５】
板の該当鋼種を以下に列挙する（参考文献１；JOHN E.BRINGAS, Editor「HANDBOOK OF COMPARATIVE WORLD STEEL STANDARDS SECOND EDITION」2002, ASTM Stock Number:DS67A, ASTM INTERNATIONAL, Chapter4 Pressure Vessel Steel Platesより）。
【００５６】
ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  Ｇｒ．２，Ｃｌ．１  Ｋ１２１４３；ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  １  Ｄｉｖ．１およびＳＣＭＶ  １  Ｄｉｖ．２；ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  Ｇｒ．２，Ｃｌ．２  Ｋ１２１４３
ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  Ｇｒ．１２，Ｃｌ．１  Ｋ１１７５７；ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ２  Ｄｉｖ  １；ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  Ｇｒ．１２，Ｃｌ．２  Ｋ１１７５７；ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ２  Ｄｉｖ  ２；ＥＮ  １００２８−２  １３ＣｒＭｏ４−５  １．７３３５；ＩＳＯ  ９３２８−２  １４ＣｒＭｏ４  ５
ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ３  Ｄｉｖ  １；ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  Ｇｒ．１１，Ｃｌ．１  Ｋ１１７８９およびＧｒ．１１，Ｃｌ．２  Ｋ１１７８９；ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ３  Ｄｉｖ  ２
ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ４  Ｄｉｖ  １；ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  ２２，Ｃｌ．１および２２Ｌ，Ｃｌ．１  Ｋ２１５９０；ＥＮ  １００２８−２  １０ＣｒＭｏ９−１０  １．７３８０；ＩＳＯ  ９３２８−２  １３ＣｒＭｏ９  １０  Ｔ１；ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  ２２，Ｃｌ．２  Ｋ２１５９０；ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ４  Ｄｉｖ  ２；ＥＮ  １００２８−２  １１ＣｒＭｏ９−１０  １．７３８３；ＩＳＯ  ９３２８−２  １３ＣｒＭｏ９  １０  Ｔ２
ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ５  Ｄｉｖ  １；ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  Ｇｒ．２１，Ｃｌ．１、Ｇｒ．２１Ｌ，Ｃｌ．１およびＧｒ．２１，Ｃｌ．２  Ｋ３１５４５；ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ５  Ｄｉｖ  ２
ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ６  Ｄｉｖ  １；ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  Ｇｒ．５，Ｃｌ．１およびＧｒ．５，Ｃｌ．２  Ｋ４１５４５  Ｓ５０１００およびＳ５０２００；ＪＩＳ  Ｇ  ４１０９  ＳＣＭＶ  ６  Ｄｉｖ  ２
また、鋼板については、ＪＳＭＥ規格の火ＳＣＭＶ４Ｊ１も該当する（参考文献２；日本電気技術規格委員会編「発電用火力設備規格（１９９９年版および２００２年追補版）」日本機械学会発行，ＪＥＳＣ  Ｔ０００５（２００２），＜表II−１−１備考＞５より）。
【００５７】
さらに、鋼板については、ＪＩＳ  Ｇ  ４１１０  ＳＣＭＱ４Ｅ、ＳＣＭＱ４ＶおよびＳＣＭＱ５Ｖも該当する。
【００５８】
管の該当鋼種を以下に列挙する（参考文献１のChapter5 Steel Tubes and Pipesより）。
【００５９】
ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１５  ＴＵ  １５  Ｄ  ３；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２４５  ＴＳ  １５  Ｄ  ３
ＡＳＴＭ  Ａ  ２１３／Ａ  ２１３Ｍ  Ｔ２  Ｋ１１５４７；ＡＳＴＭ  Ａ  ２５０／Ａ  ２５０Ｍ  Ｔ２  Ｋ１１５４７；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６２  ＳＴＢＡ２０；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１５  ＴＵ  １５  ＣＤ  ２−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２４５  ＴＳ  １５  ＣＤ  ２  ０５；ＩＳＯ  ２６０４−II  ＴＳ  ３３
ＡＳＴＭ  Ａ  ２１３／Ａ  ２１３Ｍ  Ｔ１２  Ｋ１１５６２；ＡＳＴＭ  Ａ  ２５０／Ａ  ２５０Ｍ  Ｔ１２  Ｋ１１５６２；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６２  ＳＴＢＡ２２；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６７  ＳＴＦＡ２２；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２４５  ＴＳ  １５  ＣＤ  ４  ０５；ＢＳＩ  ＢＳ  ３０５９−２  ６２０−４６０；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０６  ６２０；ＤＩＮ  ２８１８０  １３ＣｒＭｏ４４  １．７３３５；ＩＳＯ  ２６０４−II  ＴＳ  ３２；ＩＳＯ  ２６０４−III  ＴＷ  ３２
ＡＳＴＭ  Ａ  ２１３／Ａ  ２１３Ｍ  Ｔ１１  Ｋ１１５９７；ＡＳＴＭ  Ａ  ２５０／Ａ  ２５０Ｍ  Ｔ１１  Ｋ１１５９７；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６２  ＳＴＢＡ２３；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６７  ＳＴＦＡ２３；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０６  ６２１；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１５  ＴＵ  １０  ＣＤ  ５−０５
ＡＳＴＭ  Ａ  ２１３／Ａ  ２１３Ｍ  Ｔ２２  Ｋ２１５９０；ＡＳＴＭ  Ａ  ２１３／Ａ  ２１３Ｍ  Ｔ２３；ＡＳＴＭ  Ａ  ２５０／Ａ  ２５０Ｍ  Ｔ２２  Ｋ２１５９０；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６２  ＳＴＢＡ２４；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６７  ＳＴＦＡ２４；ＢＳＩ  ＢＳ  ３０５９−２  ６２２−４９０；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０６  ６２２；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１５  ＴＵ  １０  ＣＤ  ９−１０；ＩＳＯ  ２６０４−II  ＴＳ  ３４
ＡＳＴＭ  Ａ  ２１３／Ａ  ２１３Ｍ  Ｔ５  Ｋ４１５４５およびＴ５ｂ  Ｋ５１５４５；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６２  ＳＴＢＡ２５；ＪＩＳ  Ｇ  ３４６７  ＳＴＦＡ２５；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０６  ６２５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１５  ＴＵ  Ｚ  １０  ＣＤ  ５  ０５；ＩＳＯ  ２６０４−II  ＴＳ  ３７
ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１３  ＴＵ  １５  Ｄ  ３；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２２０  ＴＵ  １５  Ｄ  ３；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２５３  ＴＳ  １５  Ｄ  ３
ＡＳＴＭ  Ａ  ３３５／Ａ  ３３５Ｍ  Ｐ２  Ｋ１１５４７；ＪＩＳ  Ｇ  ３４５８  ＳＴＰＡ２０；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１３  ＴＵ  １５  ＣＤ  ２−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２２０  ＴＵ  １５  ＣＤ  ２−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２４３  ＴＳ  １５  ＣＤ  ２−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２５３  ＴＳ  １５  ＣＤ  ２−０５
ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０４−１  ＡＭＤ  ２  ６６０（０．５Ｃｒ−０．５Ｍｏ−０．２５Ｖ）；ＤＩＮ  １７１７５  １４ＭｏＶ６３  １．７７１５
ＡＳＴＭ  Ａ  ３３５／Ａ  ３３５Ｍ  Ｐ１２  Ｋ１１５６２；ＪＩＳ  Ｇ  ３４５８  ＳＴＰＡ２２；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０４−１  ＡＭＤ  ２  ６２０−４４０（１Ｃｒ−０．５Ｍｏ）；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０４−２  ６２０；ＤＩＮ  １７１７５  １３ＣｒＭｏ４４  １．７３３５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１３  ＴＵ  １３  ＣＤ  ４−０４；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１９  ＴＵ  １３  ＣＤ  ４−０４およびＴＵ  １０  ＣＤ  ５−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２２０  ＴＵ  １０  ＣＤ  ５−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２４３  ＴＳ  １５  ＣＤ  ４−０５
ＡＳＴＭ  Ａ  ３３５／Ａ  ３３５Ｍ  Ｐ１１  Ｋ１１５９７；ＪＩＳ  Ｇ  ３４５８  ＳＴＰＡ２３；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０４−１  ＡＭＤ  ２  ６２１（１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ）；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０４−２  ６２１；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１３  ＴＵ  １０  ＣＤ  ５−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２２０  ＴＵ  １３  ＣＤ  ４−０４（１）
ＡＳＴＭ  Ａ  ３３５／Ａ  ３３５Ｍ  Ｐ２２  Ｋ２１５９０；ＪＩＳ  Ｇ  ３４５８  ＳＴＰＡ２４；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０４−１  ＡＭＤ  ２  ６２２（２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ）；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０４−２  ６２２；ＤＩＮ  １７１７５  １０ＣｒＭｏ９  １０  １．７３８０；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１３  ＴＵ  １０  ＣＤ  ９−１０；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１９  ＴＵ  １０  ＣＤ  ９−１０；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２２０  ＴＵ  １０  ＣＤ  ９−１０；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２５３  ＴＳ  １０  ＣＤ  ９−１０
ＡＳＴＭ  Ａ  ３３５／Ａ  ３３５Ｍ  Ｐ５  Ｋ４１５４５；ＪＩＳ  Ｇ  ３４５８  ＳＴＰＡ２５；ＢＳＩ  ＢＳ  ３６０４−１  ＡＭＤ  ２  ６２５（５Ｃｒ−０．５Ｍｏ）；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１３  ＴＵ  Ｚ  １２  ＣＤ  ０５−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２１９  ＴＵ  Ｚ  １２  ＣＤ  ０５−０５；ＡＦＮＯＲ  ＮＦ  Ａ  ４９−２５３  ＴＳ  Ｚ  １０  ＣＤ  ５−０５
また、鋼管については、以下に列挙するものも該当する（参考文献２の＜表II−１−１備考＞８および１４より）。
【００６０】
ＪＳＭＥ規格の火ＳＴＢＡ２１；ＪＳＭＥ規格の火ＳＴＢＡ２４  Ｅ−Ｇ；ＪＳＭＥ規格の火ＳＴＢＡ２４Ｊ１
ＪＳＭＥ規格の火ＳＴＰＡ２１；ＪＳＭＥ規格の火ＳＴＰＡ２４Ｊ１
さらに、鋼管については、ＪＩＳ  Ｇ  ５２０２  ＳＣＰＨ  ２１−ＣＦおよびＳＣＰＨ  ３２−ＣＦも該当する。
【００６１】
鍛造品の該当鋼種を以下に列挙する（参考文献１のChapter6 Steel Forgingsより）。
【００６２】
ＩＳＯ  ９３２７−２  １６Ｍｏ３
ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ２；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  ２  Ｋ１２１２２
ＥＮ  １０２２２−２  １３ＣｒＭｏ４−５  １．７３３５；ＩＳＯ  ９３２７−２  １４ＣｒＭｏ４−５；ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  １２；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  １２，Ｃｌ  ２  Ｋ１１５６４；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ３３６Ｍ  Ｆ１２  Ｋ１１５６４
ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  １１  Ａ；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  １１，Ｃｌ  ２  Ｋ１１５７２；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ３３６Ｍ  Ｆ１１，Ｃｌ２およびＦ１１，Ｃｌ３  Ｋ１１５７２；ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  １１  Ｂ
ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ２２  Ａ；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  ２２，Ｃｌ  １  Ｋ２１５９０；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ  ３３６Ｍ  Ｆ２２，Ｃｌ  １  Ｋ２１５９０；ＥＮ  １０２２２−２  １１ＣｒＭｏ９−１０  １．７３８３；ＩＳＯ  ９３２７−２  １３ＣｒＭｏ９−１０；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  ２２，Ｃｌ  ３  Ｋ２１５９０；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ  ３３６Ｍ  Ｆ２２，Ｃｌ３  Ｋ２１５９０；ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ２２  Ｂ
ＪＩＳ  Ｇ  ３２０６  ＳＦＶＣＭ  Ｆ２２Ｂ；ＡＳＴＭ  Ａ  ５０８／Ａ  ５０８Ｍ  ２２，Ｃｌ  ３  Ｋ２１５９０；ＡＳＴＭ  Ａ  ５４１／Ａ  ５４１Ｍ  ２２，Ｃｌ  ３  Ｋ２１３９０
ＪＩＳ  Ｇ  ３２０６  ＳＦＶＣＭ  Ｆ２２Ｖ；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ  ３３６Ｍ  Ｆ２２Ｖ；ＡＳＴＭ  Ａ  ５４１／Ａ  ５４１Ｍ  ２２Ｖ；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  ２２Ｖ  Ｋ３１８３５
ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ２１  Ａ；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ  ３３６Ｍ  Ｆ２１，Ｃｌ１  Ｋ３１５４５；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  ２１  Ｋ３１５４５；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ  ３３６Ｍ  Ｆ２１，Ｃｌ３  Ｋ３１５４５；ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ２１  Ｂ
ＪＩＳ  Ｇ  ３２０６  ＳＦＶＣＭ  Ｆ３Ｖ；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  ３Ｖ  Ｋ３１８３０；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ  ３３６Ｍ  Ｆ３Ｖ；ＡＳＴＭ  Ａ  ５０８／Ａ  ５０８Ｍ  ３Ｖ  Ｋ３１８３０；ＡＳＴＭ  Ａ  ５４１／Ａ  ５４１Ｍ  ３Ｖ  Ｋ３１８３０
ＥＮ  １０２２２−２  Ｘ１６ＣｒＭｏ５−１  １．７３６６；ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ５  Ａ；ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ  ３３６Ｍ  Ｆ５  Ｋ４１５４５；ＩＳＯ  ９３２７−２  Ｘ１２ＣｒＭｏ５−１
ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ５  Ｂ；ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  ５  Ｋ４１５４５
ＡＳＴＭ  Ａ  ３３６／Ａ  ３３６Ｍ  Ｆ５Ａ  Ｋ４２５４４；ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ５  Ｃ
ＡＳＴＭ  Ａ  １８２／Ａ  １８２Ｍ  Ｆ  ５ａ  Ｋ４２５４４；ＪＩＳ  Ｇ  ３２０３  ＳＦＶＡ  Ｆ  ５  Ｄ；ＥＮ  １０２２２−２  Ｘ１６ＣｒＭｏ５−１  １．７３６６
また、鍛造鋼については、ＪＳＭＥ規格の火ＳＦＶＡＦ２２ＡＪ１も該当する（参考文献２の＜表II−１−１備考＞１８より）。
【００６３】
鋳造品の該当鋼種を以下に列挙する（参考文献１のChapter7 Steel Castingsより）。
【００６４】
ＪＩＳ  Ｇ  ５１５１  ＳＣＰＨ  １１；ＩＳＯ  ４９９１  Ｃ２８Ｈ
ＪＩＳ  Ｇ  ５１５１  ＳＣＰＨ  ２１；ＡＳＴＭ  Ａ  ２１７／Ａ  ２１７Ｍ  ＷＣ６  Ｊ１２０７２；ＩＳＯ  ４９９１  Ｃ３２Ｈ；ＥＮ  １０２１３−２  Ｇ１７ＣｒＭｏ５−５  １．７３５７
ＪＩＳ  Ｇ  ５１５１  ＳＣＰＨ  ２３；ＡＳＴＭ  Ａ  ３８９／Ａ  ３８９Ｍ  Ｃ２４  Ｊ１２０９２；ＩＳＯ  ４９９１  Ｃ３５ＢＨ；ＥＮ  １０２１３−２  Ｇ１７ＣｒＭｏＶ５−１０  １．７７０６
ＪＩＳ  Ｇ  ５１５１  ＳＣＰＨ  ３２；ＡＳＴＭ  Ａ  ２１７／Ａ  ２１７Ｍ  ＷＣ９  Ｊ２１８９０；ＩＳＯ  ４９９１  Ｃ３４ＡＨ；ＡＳＴＭ  Ａ  ４８７／Ａ  ４８７Ｍ  ８Ｃｌ．ＡＢＣ  Ｊ２２０９１；ＥＮ  １０２１３−２  Ｇ１７ＣｒＭｏ９−１０  １．７３７９；ＩＳＯ  ４９９１  Ｃ３４ＢＨ
ＪＩＳ  Ｇ  ５１５１  ＳＣＰＨ  ６１；ＡＳＴＭ  Ａ  ２１７／Ａ  ２１７Ｍ  Ｃ５  Ｊ４２０４５；ＥＮ  １０２１３−２  ＧＸ１５ＣｒＭｏ５  １．７３６５；ＩＳＯ  ４９９１  Ｃ３７Ｈ
これらの鋼のうちから、ＪＩＳ  Ｇ  ３４５８に規定されているＳＴＰＡ２０，２２，２３，２４、ＪＳＭＥ規格火ＳＴＰＡ２４Ｊ１、ドイツ規格ＤＩＮ１７１７５  １４ＭｏＶ６３および英国規格ＢＳ３６０４−１  ６６０に規定されているＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系低合金鋼をピックアップし、これらの化学成分を表１に示す。
【表１】
2005139470.tif 000003
【００６５】
（製造条件）
上記組成を有する母材を熱間加工し、熱処理を行った後、溶接を行うことにより溶接部材を製造する際に、溶接前に、熱間加工とは別に、１回または複数回焼ならし処理を施す。
【００６６】
（ａ）焼ならし（Ｓ２）
焼ならしは、鋼中の旧オーステナイト粒界に存在する粗大炭化物を十分に低減、すなわち、マトリックス中に固溶・拡散させるのに必要な回数（１回または複数回）行う。焼ならしの回数は１回または２回とすることが好ましいが、肉厚及び材質に応じて種々に異なる。特に肉厚が大きい部材や、合金元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ）の添加量が多い部材（例えば、ＳＴＰＡ２４、ＤＩＮ１７１７５  １４ＭｏＶ６３、ＢＳ３６０４−１  ６６０等）については、２回または３回以上行うことが好ましい。
【００６７】
本発明が対象とするフェライト系耐熱低合金鋼は、一般的に、母材（例えば、図８の（ａ）では板材２１）の製造時に完全オーステナイト域まで昇温し、その後焼戻しされる、焼ならし焼戻し材（ＮＴ材）である。ＮＴ材については、母材製造時の加熱は実質的な焼ならしと見なすことができる。このため、かかる母材は、溶接前に熱間加工とは別に少なくとも１回焼ならすことで、合計で２回以上焼ならしされることになり、これにより粗大炭化物が低減される。アニール材については、母材製造時に準オーステナイト域までの加熱が行われるため、溶接前に熱間加工とは別に少なくとも１回の焼ならしを行うことで十分な効果が得られるが、２回以上焼ならしを行うことが望ましい。
【００６８】
焼ならしは、Ａｃ3点またはＡｃ1点以上の適当な焼ならし温度（例えば、Ａｃ3＋５０℃）に母材を加熱し、一定時間保持の後大気中で放冷するか、またはＡｒ’点直上の温度まで冷却し、この温度に等温変態完了まで保持した後に空冷することにより行う。焼ならしにおいて、保持温度が高すぎると、γ粒の粗大化が進み過ぎる恐れがあり、一方、保持温度が低すぎると、粗大炭化物の固溶が十分に進まない恐れがある。また、焼ならし温度での保持時間が長過ぎると、γ粒の粗大化が進み過ぎ、母材強度が低下する恐れがあり、一方、保持時間が短すぎると、粗大炭化物の固溶が十分に進まない恐れがある。焼ならし保持温度は、例えば、ＳＴＰＡ２４では９２０〜９３０℃とすることができ、焼ならし温度での保持時間は、例えば、ＳＴＰＡ２４では０．５〜１時間とすることができる。しかしながら、焼ならし処理は用いる鋼種に従って適した保持温度およびその保持時間が異なるため、各鋼種の規格に沿った焼ならし処理を施すことが好ましい。
【００６９】
尚、焼ならしを行う際は等温保持としても良いし、上記温度範囲内で行う加熱を上記時間範囲内保持するのであっても良い。
【００７０】
母材の焼ならしは、溶接前であればいかなるタイミングで行ってもよい。しかしながら、熱間加工後に焼ならし処理を施すと熱歪みにより寸法に狂いを生じる恐れがあるため、好ましくは、熱間加工の前に焼ならし処理を行う。
【００７１】
以下に熱間加工、熱処理、溶接の各工程について説明するが、特に限定されるものではなく、従来方法を採用することができる。
【００７２】
（ｂ）熱間加工（Ｓ３）
熱間加工としては、例えば、プレス加工、ロール成形、曲げ加工等を挙げることができる。このような熱間加工における加熱温度、加圧力等は特に限定するものではないが、焼ならし処理後、引き続き、９００〜１０００℃の温度範囲で熱間プレス曲げを行うことが好ましい。焼ならし処理後、引き続いて熱間加工を行わない場合には、９００〜１０００℃の温度範囲に加熱した後に、熱間プレス曲げを行うことが好ましい。ここで、焼ならし処理後、引き続き熱間加工を行うと再加熱する工程を省くことができるため、より効率的となり好ましい。
【００７３】
本発明の製造方法は、溶接鋼管にも継目無鋼管にも適用することができる。本発明を溶接鋼管に適用する場合、熱間加工は、帯鋼を所望の形状に成形する工程等を含む。
【００７４】
（ｃ）熱処理（Ｓ５）
耐熱鋼管用鋼として例えば、ＪＩＳに規定されているＳＴＰＡ２０、２２、２３、２４を用いた場合は、焼ならしを行い、熱間加工（プレス曲げ加工）を行った後、引き続きマーキングし、切断を行い、この後に７００〜７５０℃の温度範囲に焼戻す。
【００７５】
また例えば、ＤＩＮ１７１７５に規定されている鋼種コード名称１４ＭｏＶ６３材を用いた場合は、焼ならしを行い、熱間加工（プレス曲げ加工）を８５０〜１１００℃の温度範囲で行った後、引き続きマーキングし、切断を行い、この後に９５０〜９８０℃の温度範囲から空冷または厚肉材の場合には液中冷却法（例えば、油焼入れ）により焼入れ、次いで、６９０〜７３０℃の温度範囲に３０分間保持する焼戻しを行う。
【００７６】
（ｄ）溶接（Ｓ８）
本発明は、図８に示すような長手継目鋼管の長手継手および円周継手だけでなく、らせん継目鋼管、継目無鋼管等の円周継手をも対象とすることができる。また、本発明は鋼管を形成するために行う縦（シーム）溶接と円周溶接だけでなく、ボイラや熱交換器などの管−管板溶接、配管溶接などいずれにも適用することが可能である。
【００７７】
本発明は、火力発電プラントや石油化学プラントなどで使用される大径管を構成するための耐熱低合金鋼管を対象とすることができる。かかる大径管が、その内部に高温高圧の蒸気が流される配管として使用される場合には、一般的には、温度４５０〜６００℃の高温に、特に、火力発電プラントでは温度５３８〜５６６℃で圧力１６９〜３１６ｋｇ／ｃｍ2の環境下に曝され得る。このため、このような配管には、２５〜１５０ｍｍの肉厚を有するものが使用される。厚肉配管の継手には、開先を埋めるために５〜５０層、特には３０〜４０層のサブマージアーク溶接が必要となり、溶接部近傍の母材は加熱、冷却の熱サイクルを繰り返し受け、ＨＡＺの幅は２〜３ｍｍ程度となる。これらのことから、厚肉配管にはタイプ４のクリープ損傷が特に生じやすいため、本発明を適用することにより、かかるクリープ損傷の原因となる鋼中の旧オーステナイト粒界に存在する粗大炭化物を十分に低減させて、板状凝集域が形成されるのを抑制することが有効である。
【００７８】
なお、この発明は、上記実施形態そのままに限定されるものではなく、実施段階ではその要旨を逸脱しない範囲で構成要素を変形して具体化できる。また、上記実施形態に開示されている複数の構成要素の適宜な組み合せにより種々の発明を形成できる。例えば、実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。更に、異なる実施形態に亘る構成要素を適宜組み合せてもよい。
【００７９】
［実施例］
以下、図面を参照して本発明の実施例を説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００８０】
（実施例１）
供試鋼として、ＪＩＳに規定されているＳＴＰＡ２４材に相当するＡＳＴＭ  Ａ３８７Ｇｒ．Ｄ材（ＡＳＴＭ  Ａ  ３８７／Ａ  ３８７Ｍ  ２２相当材）を用意した。この供試鋼に９００〜９３０℃で熱間曲げを施した後、マーキングし、切断した。この切断材に７００〜７３０℃で焼戻しを４時間行った後、機械的に開先加工を施し、開先を合せ、曲がりの背側および腹側にサブマージアーク溶接を施すことにより、外径５０８ｍｍ、肉厚１０６ｍｍの寸法で、９０°エルボの板曲げ縦シーム鋼管を製造した。
【００８１】
この鋼管を火力発電プラントの主蒸気管として約１４．５万時間使用して時効させた。時効条件としては、最高圧力を１７７．５ｋｇｆ／ｃｍ2とし、最高温度を５７５℃とし、平均温度を５６６℃とした。
【００８２】
このようして得られた実機損傷材の溶接部以外の母材部分を用いて以下の手順で高温クリープ試験に準ずる模擬的な試験を行った。以下、図８の（ａ）を参照して模擬試験の概要を説明する。
【００８３】
実機損傷材を１０００℃に０．５時間加熱し、熱間プレスにより板状にすると共に、その後空冷して新材化（ｒｅｆｒｅｓｈ）を行った（実質的な焼ならし１回目）（Ｓ３）。この板状リフレッシュ材を２枚用意し、９００℃で２時間焼ならして空冷した後（焼ならし２回目；Ｓ２）、７５０℃で２時間焼戻して空冷した（Ｓ５）。一対の板材を機械切削して開先を形成し（Ｓ６）、両者の開先を合せて（Ｓ７）、サブマージアーク溶接を行うことにより、肉厚９８ｍｍの供試溶接部材を製造した（Ｓ８）。
【００８４】
このようにして得られた供試溶接部材にＪＩＳ  Ｚ  ２２７１（１９９３）に規定されている方法を用いて、試験片に４００ｋｇｆ／ｃｍ2の一定荷重を掛けて時効させた。試験片は、そのゲージ（長手）中央にＨＡＺ細粒域が位置するように外表面から約２／５の深さから採取した。時効条件は温度を６８０℃とし、試験片が破断するまで試験した。試験片の破断時間は約２２０時間であった。これを実機使用条件に換算すると約２４万時間になる。
【００８５】
時効後の試験片について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いてタイプ４の損傷の有無を確認した。この結果を表２に示す。
【００８６】
（実施例２）
時効温度を６７０℃とした以外には、実施例１と同様にして試験片が破断するまで模擬試験を行った。試験片の破断時間は約３８０時間であった。これを実機使用条件に換算すると約２４万時間になる。この試験片について、タイプ４の損傷の有無を確認した。この結果を表２に示す。
【００８７】
（実施例３）
時効温度を６５０℃とした以外には、実施例１と同様にして試験片が破断するまで模擬試験を行った。試験片の破断時間は約１１００時間であった。この試験片について、タイプ４の損傷の有無を確認した。この結果を表２に示す。
【００８８】
破断後、抽出レプリカ法を用いて、試験片のＨＡＺ細粒域に含まれる析出物等を元の分散状態のままフィルムに転写し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により炭化物組織の観察を行った。抽出レプリカ法は以下の手順に従った。
【００８９】
１．試料表面を鏡面研磨し、
２．１０％アセチルアセトン−１％テトラアンモニウムクロライド−メチルアルコール溶液でスピード法によりエッチングを施し、
３．試料表面に膜厚２０〜３０ｎｍのカーボン蒸着を行い、
４．前記２．の工程と同様にして基材を溶解し、析出物を付着させたカーボン膜を遊離させ、
５．カーボン膜をＣｕメッシュですくい取って観察試料とする。
【００９０】
このようにして得られた観察試料の高密度凝集炭化物の析出状態をＴＥＭ観察した結果を表２に示す。
【００９１】
（参考例）
時効温度を５６６℃とした以外には、実施例１と同様にして模擬試験を行い、試験片（破断せず）についてタイプ４の損傷の有無を確認した。この参考例では１万時間で試験を中断した。
【００９２】
その後、実施例３と同様にして観察試料の炭化物組織の観察を行った。この結果を図９および表２に示す。図９は、炭化物組織を倍率約５００倍に拡大して示すＴＥＭ写真である。
【００９３】
（比較例１）
実施例１と同様にして火力発電プラントの主蒸気管として実質的に実施例１と同じ条件下で約１８．８万時間使用した実機損傷鋼管（焼ならしせず）の９０°エルボの腹側溶接部のＨＡＺ細粒域から試験片を採取してタイプ４の損傷の有無を確認した後、実施例３と同様にして観察試料の炭化物組織の観察を行った。抽出レプリカ（試験片）は、外表面から約２／３の深さから採取した。この観察結果を図３および表２に示す。
【表２】
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【００９４】
表２から明らかなように、実施例１および実施例２では、破断を生ずるまで、すなわち、実機よりも厳しい条件まで時効させたにもかかわらず、タイプ４の損傷を生じなかった。実施例１および実施例２の時効時間は実機使用条件に換算すると、それぞれ約２４万時間となることから、本発明の溶接部材は、火力発電プラントの主蒸気管としての長期間の使用にも十分耐え得ることが確認できた。
【００９５】
一方、比較例１では、タイプ４の損傷を生じた。また、ＴＥＭ観察により比較例１のＨＡＺ細粒域に高密度凝集炭化物が非常に多く発生していることが確認された。なお、球状炭化物の凝集が進行すると、高密度凝集炭化物を生じ、この高密度凝集炭化物の典型的な例が図３〜図５に示す板状炭化物である。この板状炭化物がタイプ４の損傷の早期発現の原因となるものである。
【００９６】
以上のことから、本発明の溶接部材は種々の使用条件下に曝されても、従来の溶接部材に比較して高密度凝集炭化物の析出を抑制することができ、タイプ４の損傷を低減することができることが確認された。
【００９７】
実施例３ではタイプ４の損傷を生じたものの、試験片の破断はタイプ４の損傷が直接の原因ではなかった。実施例３ではタイプ４の損傷が有意に抑制できたために、ＨＡＺ細粒域以外の溶接金属部で破断が発生したものと推察される。これは、実施例３では、比較例１と比較して高密度凝集炭化物の析出量が格段に少なかったためである。
【００９８】
また、本発明に従って溶接前に熱間加工とは別に、母材を１回焼ならした参考例では、実機使用条件とほぼ等しい温度で、実機使用条件とほぼ等しい荷重を掛けて時効させたにもかかわらず、タイプ４の損傷を生じなかった。
【００９９】
しかしながら、図９のＴＥＭ写真において、視野の右下部に網状の高密度凝集炭化物がわずかに存在した。また、実施例３についても、板状炭化物は発生しないものの、表２に示すように高密度凝集炭化物が僅かに存在し、タイプ４の損傷が発生した。このことから、特に、前述した板状リフレッシュ材（新材化したＳＴＰＡ２４材）の場合には、焼ならしをさらに１回、すなわち、新材化を兼ねた熱間プレス曲げとは別に、合計で２回焼ならしを施すことにより、高密度凝集炭化物がほとんど発生しないより良好な性状を有する溶接部材が得られるものと考えられる。
【０１００】
一方、比較例１では、球状炭化物だけでなく、炭化物の板状凝集域（図３中の暗色部）が広範囲に複数存在した。また、比較例１の炭化物凝集域についてエネルギー分散Ｘ線分光分析を用いて析出物の同定を行ったところ、（Ｍｏ，Ｆｅ）6Ｃ、（Ｃｒ，Ｆｅ）23Ｃ6等が検出され、ＭｏやＣｒを多く含む鋼では、その含有量が少ない鋼に比べて炭化物の板状凝集が起こりやすいことを示唆していた。
【０１０１】
以上詳述したように本発明に従えば、サブマージアーク溶接により多重の熱サイクルを受けても、またさらに、高温で高内圧による応力を受ける条件下で使用されても、炭化物の板状凝集域が発生しにくい低合金鋼溶接部材を得ることができる。この結果、板状炭化物凝集域が原因であるタイプ４のクリープ損傷が生じ難い長寿命な低合金鋼溶接部材を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【０１０２】
【図１】溶接部におけるクリープ損傷の種類を説明する模式図。
【図２】（ａ）は残留粗大炭化物を説明する模式図、（ｂ），（ｃ）は高密度析出炭化物を有する細粒ベイナイトを説明する模式図、（ｄ）は炭化物凝集域を説明する模式図、（ｅ）はクリープボイドを説明する模式図、（ｆ），（ｇ）は粒界剥離を説明する模式図、（ｈ）はき裂の発生を説明する模式図。
【図３】溶接部材の炭化物凝集域を倍率約５００倍に拡大して示すＴＥＭ写真。
【図４】図３と同じ部位の炭化物凝集域を倍率約３０００倍に拡大して示すＴＥＭ写真。
【図５】図３と同じ部位の炭化物凝集域を倍率約１００００倍に拡大して示すＴＥＭ写真。
【図６】溶接部材のベイナイト粒界のクリープボイドおよび剥離部を倍率約２５００倍に拡大して示すＳＥＭ写真。
【図７】溶接部材のき裂発生部を倍率約５００倍に拡大して示すＳＥＭ写真。
【図８】（ａ）は本発明の一実施形態に係る溶接部材の製造方法を説明するフローチャート、（ｂ）は従来の溶接部材の製造方法を説明するフローチャート。
【図９】参考例の溶接部材の観察試料を倍率約５００倍に拡大して示すＴＥＭ写真。
【符号の説明】
【０１０３】
１…母材、２…溶接熱影響部（ＨＡＺ）、３…溶接金属（デポジット）、
１１…旧オーステナイト（γ）粒界、１２…残留粗大炭化物、
１３，１４…ベイナイト粒、１４ａ…ベイナイト粒内、１５…ベイナイト粒界、
１６…凝集炭化物（板状炭化物）、１６ｓ…未凝集炭化物（球状炭化物）、
１７…クリープボイド、１８…粒界剥離、１９…き裂、
２１…鋼材、２２…鋼片、２２ａ…曲げ鋼片、２３…凹型、２４…凸型、
２５…炉、２６…刃受け、２７…切削刃、２８…裏当金。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
2005139470.tif 000011
【図８】
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【図９】
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