(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
１／２Ｍｏ鋼、０．２Ｃｒ−０．３Ｍｏ−０．０５Ｖ鋼、１／２Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼、１Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼、１・１／４Ｃｒ−１／２Ｍｏ−３／４Ｓｉ鋼又は２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼から選択されたいずれかの低合金鋼の余寿命評価法において、
予め、無脱炭時の低合金鋼の溶金硬さ−時間−温度パラメータの関係を溶金のＳｉの成分を変数として第１の数式を求めておくとともに、大気中の脱炭が生じるときの前記低合金鋼の溶金硬さと時間−温度パラメータの関係を前記低合金鋼の溶金のＳｉの成分を変数として第２の数式を求めておき、
実機材についての前記低合金鋼の溶金の硬さを測定し、溶金中のＳｉ成分を分析し、
前記第１の数式と前記第２の数式から求めた硬さ値のうち、ある時間−温度パラメータにおいてより低い硬さ値を与える数式を低合金鋼の溶金硬さと時間−温度パラメータの数式として選択し、当該Ｓｉ成分に対応する、前記選択された前記低合金鋼の溶金硬さと時間−温度パラメータの関係と運転時間から管壁等価温度を求め、
新材のクリープ破断データベースに基づいて、実機材の形状、寸法、内圧から求められる応力に対応する時間−温度パラメータを求め、この時間−温度パラメータと管壁等価温度に基づいて新材の寿命を求め、その新材の寿命から実機材の運転時間を差し引いて実機材の余寿命を評価することを特徴とする低合金鋼の余寿命評価法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低合金鋼、例えば１／２Ｍｏ鋼、０．２Ｃｒ−０．３Ｍｏ−０．０５Ｖ鋼、１／２Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼、１Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼、１・１／４Ｃｒ−１／２Ｍｏ−３／４Ｓｉ鋼又は２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼（以下「低合金鋼」という。）の余寿命評価法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
クリープ域で運転されている耐圧部材に関して、多くの寿命評価技術が開発され、実機プラントに適用されてきている。
破壊試験による寿命評価は直接的であり、精度が期待できるが、対象部材によってはサンプリングに多大の費用を要し、評価に時間を要する。したがって非破壊的な寿命評価法の開発が期待され、多くの手法が検討されている。
【０００３】
例えば、一つの手法は、高温にさらされる時間−温度と硬さ変化の関係から材料の劣化、さらには余寿命を評価するものがあるが、硬さはタービン材料のように硬い材料については硬さ変化が大きく、適用が容易であるが、ボイラ材料のように比較的柔らかい材料には適用が困難であった。また、ボイラ材料の溶金（溶接金属）は硬く、硬さの変化が大きいため、硬さ評価の対象として考えられるが、低合金鋼溶金はロットによって硬さ変化が異なり、溶金硬さと時間温度パラメータの関係が明らかになっていなかった。そのため、劣化評価、余寿命評価手法として適用できなかった。
【０００４】
この方法において、溶金硬さと時間−温度パラメータの関係が明らかになっている場合は、実機材の溶金硬さ測定値から時間−温度パラメータを決定し、そのパラメータ値と従来よりある新材のクリープ破断データベースから余寿命を評価することができる。
しかし、従来よりある新材のクリープ破断データは大気中の試験によるものであり、時間−温度パラメータが大きくなると脱炭という現象が生じ、クリープ破断強度が著しく低下することが知られている。
【０００５】
一方、実機材はボイラ火炉内は非酸化雰囲気であり、火炉外は保温材が周りに施してあることなどで脱炭が生じないことが知られている。
しかしながら、このような場合、実機材の溶金硬さは時間−温度パラメータに対する硬さの低下が緩やかであるのに対し、大気中のクリープ破断試験中の硬さ変化は脱炭が生じ始めると急激に低下する。
【０００６】
すなわち、脱炭の生じない実機硬さを測定して、その時間−温度パラメータから脱炭の生じる大気中のクリープ破断データをもとに余寿命評価を行なう場合、次のような問題を生じる。
つまり実機測定硬さから判断される時間−温度パラメータをそのまま大気中のクリープ破断データの時間−温度パラメータとして見た場合、評価材はとっくの昔に破断しているという結果を導くことになる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明が解決すべき課題は、第１には、無脱炭時での低合金鋼の余寿命を溶金のロットによる硬さ変化のバラツキに影響されずに評価することにあり、第２には、大気中で脱炭が著しくなる高時間−温度パラメータ値においても硬さによる余寿命診断を可能にすることにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、１／２Ｍｏ鋼、０．２Ｃｒ−０．３Ｍｏ−０．０５Ｖ鋼、１／２Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼、１Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼、１・１／４Ｃｒ−１／２Ｍｏ−３／４Ｓｉ鋼又は２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼から選択されたいずれかの低合金鋼の余寿命評価法において、予め、無脱炭時の低合金鋼の溶金硬さ−時間−温度パラメータの関係を溶金のＳｉの成分を変数として第１の数式を求めておくとともに、大気中の脱炭が生じるときの前記低合金鋼の溶金硬さと時間−温度パラメータの関係を前記低合金鋼の溶金のＳｉの成分を変数として第２の数式を求めておき、実機材についての前記低合金鋼の溶金の硬さを測定し、溶金中のＳｉ成分を分析し、前記第１の数式と前記第２の数式から求めた硬さ値のうち、ある時間−温度パラメータにおいてより低い硬さ値を与える数式を低合金鋼の溶金硬さと時間−温度パラメータの数式として選択し、当該Ｓｉ成分に対応する、前記選択された前記低合金鋼の溶金硬さと時間−温度パラメータの関係と運転時間から管壁等価温度を求め、新材のクリープ破断データベースに基づいて、実機材の形状、寸法、内圧から求められる応力に対応する時間−温度パラメータを求め、この時間−温度パラメータと管壁等価温度に基づいて新材の寿命を求め、その新材の寿命から実機材の運転時間を差し引いて実機材の余寿命を評価するものである。
【００１０】
本発明では、低合金鋼溶金のＳｉ成分が硬さ変化に及ぼす影響を実験的に明確にし、同材料の劣化評価、余寿命評価を可能とするものである。具体的には、同材料の溶金硬さと時間−温度パラメータ（Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ））（ここでＴ：絶対温度、ｔ：時間）の関係が直線で表され、その勾配がＳｉ成分量に依存することから、その勾配とＳｉ量の関係を一般式で表した（図２）。
【００１１】
また、本発明では脱炭の生じない実機硬さを測定して、その時間−温度パラメータから脱炭の生じる大気中のクリープ破断データをもとに余寿命評価を行なう場合に、脱炭が生じていない実機材の硬さに対応する時間−温度パラメータ値の代わりに、その硬さに対応する大気中のクリープ試験中における時間−温度パラメータに読み替えることで、従来の問題を解決した（図６）。これにより、大気中で脱炭が著しくなる高時間−温度パラメータ値においても硬さによる余寿命診断が可能となる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明は、非破壊的寿命評価法として、硬さ判定法を低合金鋼のチューブやパイプへの適用を検討したものである。低合金鋼の母材は時間−温度パラメータに対する硬さ変化は小さく、測定上の誤差を考慮すると適当ではなく、硬さ変化量が大きい溶接部に適用することを試みた。
【００１３】
溶接部の中でもＨＡＺ部は狭い範囲の位置に対して硬さ値の分布が大きく変化している部分であり、測定上の誤差が生じやすい。これに対し、溶接金属は硬さのバラツキは少なく、測定上の困難さも少ないことから、現場での測定上からも有利である。これらの観点から溶接金属の硬さ値と時間−温度パラメータの関係を明らかにし、クリープ破断寿命を推定することを試みた。
【００１４】
溶接金属部の硬さ変化に及ぼす要因である時間−温度パラメータ、溶接金属の化学成分および応力の影響について検討し、硬さ変化と時間−温度パラメータの関係を一般式として求めた。
【００１５】
この一般式を用いて実機のチューブ、パイプあるいはヘダーの突合せ溶接部の溶接金属の硬さ測定値から劣化度を時間−温度パラメータで推定できるが、この推定パラメータと既存のクリープ破断データベースから直接クリープ破断寿命は推定できない。
【００１６】
これは通常、既存のクリープ破断データは大気中の脱炭を伴うクリープ破断試験によるものであるので、脱炭を伴うクリープ過程の硬さ変化と時間−温度パラメータの関係は実機材の経年材のように脱炭を伴わない硬さ変化と時間−温度パラメータの関係と異なるためである。
本発明では、大気で試験された既存のクリープ破断データを使用することを前提として、硬さ値からの寿命評価法を可能とする。
【００１７】
【実施例】
以下、本発明の低合金鋼を、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を例にした場合の実施例について述べる。
時効に伴う溶接金属の硬さ変化に及ぼす化学成分、応力、脱炭等の影響を調査する為に用いたサンプル、時効条件は以下の通りである。
サンプルは表１に示す化学成分の鋼管とその溶接継手である。
【００１８】
【表１】
0003920961.tif 000002
【００１９】
時効条件を表２、表３に示す。表２は無負荷での時効であり、以下に単純時効と称する。表３は応力下での時効であり、以下クリープ時効と称する。時効条件の時間−温度パラメータはラーソン−ミラーパラメータ(Larson-Miller Parameter)を用いた。
【００２０】
【表２】
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【００２１】
【表３】
0003920961.tif 000004
【００２２】
単純時効は酸化、脱炭を防止するため密閉容器中で行い、クリープ時効には通常のクリープ試験に用いられる試験中に酸化、脱炭が生じる切削加工仕上げ試験片（切削加工したままの試験片）と酸化、脱炭を防止する為に、Ｃｒメッキを施した試験片の２種類を用いた。これらの時効試験片について硬さ測定、炭素分析およびクリープ破断試験を行った。なお、硬さ測定位置は溶接ビードの表面層とした。
【００２３】
実機をシミュレートした表４に示す内圧クリープ時効材を作製し、本発明の寿命評価法の適用を行い、硬さ判定法の妥当性を評価した。
【００２４】
【表４】
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【００２５】
また、運転時間の異なる表５の発電所の抜管材のクリープ破断寿命を破壊試験と硬さ判定法で評価し、両者の比較を行った。
【００２６】
【表５】
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【００２７】
結果と考察
１）  単純時効による硬さ変化
表１の溶接金属について表２の単純時効後の硬さデータとＸLMの関係を図１に示す。図１において１サンプルだけのデータとその近似直線を示しているが、他のサンプルについても同程度のバラツキを有するデータであるので、その近似直線で示した。
これらの近似直線はそれぞれ異なった匂配を示している。
【００２８】
各サンプルの、溶接したままの状態の溶接金属のビッカース(Vickers)硬さ値は２９５〜３０５を示すものであった。この硬さ値まで各近似直線を外挿すると概略ＸLM＝１６８００で交叉する。
【００２９】
溶接したままの状態の各溶接継手の硬さが一致するのは、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼はその自硬性が高く、また溶接後の硬さ値を支配する要因の一つである炭素量のバラツキが小さいためである。
【００３０】
各溶接継手の軟化直線が異なった匂配となるのは溶接金属の化学成分による影響であることは、炭素鋼や低合金鋼の急冷材の焼き戻しによる硬さ変化が主として化学成分と結晶粒度に支配されるという研究（１） (Jaffe, L.D. and Gordon,E. Temperability of steels, Transaction of the ASM, 1957, 49, 359 - 371.)から示唆される。
【００３１】
溶接金属の化学成分は表１に示すようにＣ，Ｃｒ，Ｍｏ等の主要な合金元素は各サンプル間での差は小さく、図１の各サンプルの軟化直線の匂配の差に寄与しているとは思われない。
【００３２】
その他の成分のうち、Ｓｉはその含有量が少ないほど匂配が大きく、Ｓｉの匂配への関係が示唆される。Ｓｉと匂配の関係は図２に示され、図中に示す実験式で近似されている。
【００３３】
Ｓｉは２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼においてそれ自身化合物として析出することは知られておらず、フェライトマトリックスに固溶していることから、フェライ卜マトリックスの固溶強化による硬さへの寄与とともに時効中の組織変化を遅らすことにより、硬さ変化をおだやかにしていると推定される。
【００３４】
匂配に関する実験式を用いて、各サンプルの溶接金属の単純時効による硬さ変化は（１）の一般式で示される。
【００３５】
一般的に２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接金属の化学成分は表１の化学成分範囲でカバー出来ると判断されるので、（１）式は２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接金属の単純時効での硬さ変化を表わす一般式と考えられる。
【００３６】
ＸH＝−〔53.22×10-4／（ＸS＋2255.81×10-4）＋138.53×10-4〕・ＸLM＋89.41／（ＸS＋2255.81×10-4）＋527.73・・・・・・（１）
ここで、ＸH：ビッカース硬さ
ＸS：Ｓｉ（重量％）
ＸLM：ラーソン−ミラーパラメータ値
【００３７】
２）  クリープ試験中の脱炭
整備された既存のクリープラプチャーデータは大気雰囲気での高温、長時間の試験結果であり、当然の事ながらそのデータは試験中のある程度の脱炭の影響を受けたものである。
【００３８】
一方、ボイラプラントのチューブやパイプは長時間使用後にも一般的に脱炭現象は認められない。
【００３９】
本発明での硬さ判定法によるクリープ寿命評価においては、脱炭を伴ってはいるが、整備された既存のクリープ破断データベースを使用することを前提とする。脱炭を伴うクリープラプチャー強度−ＸLMの関係を用いてクリープ寿命を評価することを前提とする時、大気中のクリープ試験における脱炭を伴う硬さ変化−ＸLMの関係と実プラントの脱炭が生じていない硬さ変化−ＸLMの関係が同一であれば、実プラントの硬さ値に対．応するＸLM値をそのままクリープラプチャー強度−ＸLMの関係において寿命評価が可能である。
【００４０】
もし、両者の関係が同一でない時は脱炭を伴わない硬さ変化−ＸLMの開係を脱炭を伴う硬さ変化−ＸLMの関係に補正する必要がある。
【００４１】
大気雰囲気のクリープ試験中の脱炭挙動を調査し、その硬さ変化への影響を調査した。
【００４２】
表３のクリープ時効材について試験片ゲージ間の表層部の炭素量の分布を調査した。結果は図３に示すように通常用いられる切削加工仕上試験片ではＸLM２０８００〜２１５００間で著しい脱炭が生じ始める。切削加工仕上試験片での著しい脱炭は当然硬さ変化への影響が示唆される。一方、脱炭を防止する目的で処理したＣｒメッキ試験片では、大きいＸLM値においても僅かの炭素量の低下が生じているにすぎない。従って、大気中でクリープ試験されたＣｒメッキ試験片は実プラントで使用されている材料の代りとしても大略のところ大きな間違いではないと判断される。
【００４３】
３）  硬さ変化
脱炭を伴う切削加工仕上試験片のクリープ時効中の硬さ変化を図４に示す。図４の硬さ変化−ＸLMの関係はクリープ中の組織変化と脱炭に依存する硬さ変化であり、応力の影響を除外したものである。これは下記の方法で処理した。同一応力、同一ＸLMでの切削加工仕上試験片とＣｒメッキ試験片の硬さ値の差を同一ＸLMの単純時効における硬さ値から差し引いた値をプロットして作成した。
【００４４】
図４にＳｉ＝０．３５％の溶接金属の硬さ変化のデータとその近似直線を示したが、Ｓｉ量の異なる他の溶接継手の硬さ変化は図中に示すように異なった直線で近似され、これらの直線は（２）の実験式で示される。
【００４５】
ＸHC＝−0.1075ＸLM−23.4164／（ＸS＋0.2255）＋2513.05・・・・・・・（２）
ここで、ＸHC：ビッカース硬さ
ＸS：Ｓｉ（重量％）
ＸLM：ラーソン−ミラーパラメータ値
【００４６】
４）  クリープラプチャー性質
クリープ試験片の表面処理の差により、脱炭、硬さ変化に大きな差が認められた。クリープ破断性質にもその影響が予測される。
【００４７】
切削加工仕上試験片とＣｒメッキ試験片のクリープ破断挙動を図５に示す。両試験片のクリープ破断挙動はＸLM２１０００付近から異なった曲線で示される。この両曲線の分岐点は図３の脱炭が著しくなるＸLM値とほぼ対応している。
【００４８】
本発明のクリープラプチャーデータは１チャージのデータであるが、多数チャージのデータが整備されておれば、脱炭のない硬さ値−ＸLMの関係を用いて実プラントの硬さ値を用いてクリープ破断寿命評価が直接可能である。
【００４９】
通常実施される抜管材の大気中のクリープ破断試験においては試験片が小径サイズになるほど、また試験条件が低応力、高温長時間になるほど脱炭の影響を受けやすくなり、寿命を危険側に判断することになるので注意が必要である。
【００５０】
５）  硬さ判定法の適用
表４に示す内圧クリープ試験中断材について、本発明の硬さ判定法を用いることにより、設定したクリープ試験条件のＸLM＝２２０００を与えた時に推定される硬さ値は試験中断材の硬さ実測値と表６に示すようにほぼ一致している。
【００５１】
【表６】
0003920961.tif 000007
【００５２】
表５の実プラントからの抜管材について、その溶接金属の硬さから推定される寿命評価結果とクリープ破断試験による結果は表７に示すように比較的良好な一致を示している。
【００５３】
【表７】
0003920961.tif 000008
【００５４】
【発明の効果】
上述したように、本発明によれば下記の効果を奏する。
本発明により、低合金鋼が使用されている高温機器部品の溶金のＳｉ成分さえ分かれば、その溶金の硬さを測定することで、その部位の時間−温度パラメータが予測される。これにより、その部位の高温使用時間さえ分かっていれば、使用温度が予測され、余寿命の予測が可能となる。また、大気中で脱炭が著しくなる高時間−温度パラメータ値においても硬さによる余寿命診断が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  単純時効中の硬さ変化を示すグラフである。
【図２】  Ｓｉ成分と時効による軟化直線の勾配との関係を示すグラフである。
【図３】  クリープ試験中の試験片のゲージ部内のＣ成分の表層部の分布を示すグラフである。
【図４】  脱炭に関する軟化線を示すグラフである。
【図５】  切削加工仕上試験片とＣｒメッキ試験片のクリープラプチャー試験結果を示すグラフである。
【図６】  硬さ変化、応力及び脱炭の影響、及びラーソン−ミラーパラメータ間の関係を示すグラフである。
【図１】
0003920961.tif 000009
【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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