JP2016000414A - METHOD OF PRODUCING Ni-BASED HEAT-RESISTANT ALLOY WELD JOINT, AND WELD JOINT PRODUCED BY THE METHOD - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法およびその方法により製造された溶接継手に関する。 The present invention relates to a method for producing a Ni-base heat-resistant alloy welded joint and a welded joint produced by the method.
近年、環境負荷軽減の観点から発電用ボイラ等では運転条件の高温・高圧化が世界的規模で進められており、過熱器管または再熱器管の材料として使用されるオーステナイト系耐熱合金には、より優れた高温強度および耐食性を有することが求められている。 In recent years, high-temperature and high-pressure operating conditions have been promoted on a global scale in power generation boilers and the like from the viewpoint of reducing environmental impact, and austenitic heat-resistant alloys used as materials for superheater tubes or reheater tubes Therefore, it is required to have superior high-temperature strength and corrosion resistance.
また、従来フェライト系耐熱鋼が使用されていた、主蒸気管、再熱蒸気管等の厚肉の部材を含む種々の部材においても、オーステナイト系耐熱合金やＮｉ基耐熱合金の適用が検討されている。 Also, the application of austenitic heat-resistant alloys and Ni-based heat-resistant alloys has been studied in various members including thick-walled members such as main steam pipes and reheat steam pipes, which conventionally used ferritic heat resistant steels. Yes.
このような技術的背景のもと、例えば、特許文献１には、Ｃｒ、ＴｉおよびＺｒの活用により、クリープ強度を高めたオーステナイト系耐熱合金が開示されている。また、特許文献２には、多量のＷを含有させるとともに、ＡｌおよびＴｉを活用し、固溶強化とγ’相による析出強化とによって強度を高めたＮｉ基耐熱合金が開示されており、さらに、特許文献３には抽出残渣の定量分析で求められるＣｒの析出量を規定し、クリープ強度に加えて靭性を高めたＮｉ基耐熱合金が開示されている。 Under such a technical background, for example, Patent Document 1 discloses an austenitic heat-resistant alloy having improved creep strength by utilizing Cr, Ti, and Zr. Patent Document 2 discloses a Ni-based heat-resistant alloy that contains a large amount of W, uses Al and Ti, and has increased strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening by the γ ′ phase. Patent Document 3 discloses a Ni-base heat-resistant alloy that regulates the amount of Cr deposited by quantitative analysis of extraction residues and has improved toughness in addition to creep strength.
これらオーステナイト系耐熱合金やＮｉ基耐熱合金を構造物として使用する場合、一般には溶接により組み立てられる。これらを使用した溶接継手においては、主として冶金的要因に起因した様々な割れが発生しやすく、溶接中に生じる液化割れや、高温での長時間使用中に、溶接により生じた残留応力が緩和してゆく過程で生じる応力緩和割れが問題になることが知られている。 When these austenitic heat-resistant alloys and Ni-base heat-resistant alloys are used as structures, they are generally assembled by welding. In welded joints using these, various cracks mainly due to metallurgical factors are likely to occur, and liquefaction cracks generated during welding and residual stress generated by welding during long-term use at high temperatures are alleviated. It is known that stress relaxation cracking that occurs in the course of the process becomes a problem.
特許文献４には、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂを活用し、クリープ強度を高めると同時に、ＰおよびＢの含有量の管理およびＮｄの含有により溶接時の耐液化割れ性を高めた、オーステナイト系耐熱合金が提案されている。また、特許文献５には、ＡｌおよびＴｉを含有させることによりγ’相を活用してクリープ強度を高めるとともに、結晶粒径に応じてＮｄやＯ含有量を調整することにより、クリープ延性と補修溶接時の耐応力緩和割れ性を両立させたＮｉ基耐熱合金が開示されている。さらには、特許文献６には、ＭｏとＷを活用し、クリープ強度を高めるとともに、不純物元素およびＴｉ、Ａｌの含有量を規定し、溶接時の耐液化割れと使用時の耐応力緩和割れ性を改善した、オーステナイト系耐熱合金が提案されている。 Patent Document 4 discloses an austenitic heat-resistant alloy that utilizes Al, Ti, and Nb to increase creep strength, and at the same time, has improved liquid cracking resistance during welding by controlling the contents of P and B and containing Nd. Has been proposed. In addition, Patent Document 5 discloses that by using Al and Ti, the creep strength is increased by utilizing the γ 'phase, and the Nd and O contents are adjusted according to the crystal grain size, thereby improving the creep ductility and repair. A Ni-base heat-resistant alloy having both stress relaxation crack resistance during welding is disclosed. Furthermore, Patent Document 6 uses Mo and W to increase the creep strength and regulate the contents of impurity elements and Ti, Al, and resistance to liquefaction cracking during welding and stress relaxation cracking resistance during use. An austenitic heat-resistant alloy that improves the above has been proposed.
ところで、非特許文献１に示すように、オーステナイト系ステンレス鋼またはＮｉ基合金では、溶接後の熱処理を行わないのが一般的である。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼においては、耐食性および靭性の改善を目的に１０００〜１１５０℃の温度範囲において、また、残留応力除去を目的に８００〜９００℃の温度範囲において溶接後熱処理を行う場合もある。例えば、非特許文献２には、１８Ｃｒ−１２Ｎｉ−Ｎｂ系オーステナイト系ステンレス鋼を、高温で長時間使用した際に発生する割れを防止することを目的として、溶接継手部を６００℃程度に加熱保持したのち１０５０℃で再度保持し、最後に９００℃で保持する３つのステップを踏む熱処理方法が開示されている。 By the way, as shown in Non-Patent Document 1, in austenitic stainless steel or Ni-based alloy, heat treatment after welding is generally not performed. However, in austenitic stainless steel, post-weld heat treatment may be performed in a temperature range of 1000 to 1150 ° C for the purpose of improving corrosion resistance and toughness, and in a temperature range of 800 to 900 ° C for the purpose of removing residual stress. . For example, in Non-Patent Document 2, 18Cr-12Ni-Nb austenitic stainless steel is heated and held at about 600 ° C. for the purpose of preventing cracks that occur when used for a long time at high temperatures. After that, a heat treatment method is disclosed in which three steps of holding at 1050 ° C. and finally holding at 900 ° C. are performed.
特許文献４〜６に記載の合金を主蒸気管、高温再熱蒸気管などの部材に使用した突き合わせ溶接継手では、確かに溶接中の液化割れおよび使用中の応力緩和割れを防止できる。しかしながら、実際の構造物では様々な形状、寸法の溶接部が存在する。そのため、溶接部の残留応力の存在状態が異なり、溶接部の形状または寸法によっては、上記のオーステナイト系耐熱合金またはＮｉ基耐熱合金を用いてもなお、上述した割れ、特に応力緩和割れを防止する効果が十分に得られない場合もある。 In butt-welded joints using the alloys described in Patent Documents 4 to 6 for members such as main steam pipes and high-temperature reheat steam pipes, it is possible to surely prevent liquefaction cracking during welding and stress relaxation cracking during use. However, in an actual structure, there are welds having various shapes and sizes. Therefore, the residual stress exists in the welded portion, and depending on the shape or size of the welded portion, the above-described cracking, particularly stress relaxation cracking, can be prevented even when the austenitic heat-resistant alloy or Ni-base heat-resistant alloy is used. In some cases, sufficient effects cannot be obtained.
また、本発明者らによる種々の検討の結果、Ｎｉ基耐熱合金においても、溶接後熱処理を付与すれば、確かに残留応力が緩和されて、応力緩和割れの防止には有効な場合もあるものの、溶接後熱処理の条件によっては、むしろ応力緩和割れが発生しやすくなる場合があることが新たに判明した。 In addition, as a result of various studies by the present inventors, even in a Ni-base heat-resistant alloy, if a post-weld heat treatment is applied, the residual stress is certainly relaxed, which may be effective in preventing stress relaxation cracking. It has been newly found out that stress relaxation cracks are likely to occur depending on the conditions of heat treatment after welding.
本発明は、クリープ強度および耐応力緩和割れ性に優れたＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法およびその方法によって製造される溶接継手を提供することを目的とする。 An object of this invention is to provide the manufacturing method of the Ni-base heat-resistant alloy welded joint excellent in creep strength and stress relaxation crack resistance, and the welded joint manufactured by the method.
本発明者らは、上記の課題を解決するため、溶接後熱処理を実施したＮｉ基耐熱合金溶接継手について詳細な研究を行った。そして、応力緩和割れ感受性を調査した結果、溶接後熱処理条件によって、溶接継手の割れ感受性に大きな違いがあることが分かった。具体的には、Ａ）溶接後熱処理温度が低い場合または溶接後熱処理時間が短い場合、応力緩和割れ感受性が高くなること、Ｂ）溶接後熱処理温度が高く、かつ溶接後熱処理時間が長い場合にも、応力緩和割れ感受性が極端に高くなることがあることが明らかとなった。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors conducted detailed studies on a Ni-base heat-resistant alloy welded joint that has been subjected to post-weld heat treatment. And as a result of investigating the stress relaxation crack sensitivity, it turned out that there is a big difference in the crack sensitivity of a welded joint by the heat treatment conditions after welding. Specifically, A) When the heat treatment temperature after welding is low or when the heat treatment time after welding is short, the stress relaxation cracking sensitivity becomes high. B) When the heat treatment temperature after welding is high and the heat treatment time after welding is long. However, it has been clarified that the stress relaxation cracking sensitivity may become extremely high.
そして、Ａ）の原因は、溶接後熱処理により溶接残留応力が十分に緩和されないためであると判断された。一方、Ｂ）の原因を調査するため、溶接後熱処理後の溶接継手を用いて、組織観察を行った。その結果、応力緩和割れ感受性が高かった溶接継手では感受性が低かった溶接継手に比べて、溶接後熱処理後に微細なγ'相が多量かつ密に析出していた。 And it was judged that the cause of A) was because the welding residual stress was not sufficiently relieved by the post-weld heat treatment. On the other hand, in order to investigate the cause of B), the structure was observed using the welded joint after the heat treatment after welding. As a result, in the welded joint having high sensitivity to stress relaxation cracking, a large amount of fine γ ′ phase precipitated densely after the heat treatment after welding, compared to the welded joint having low sensitivity.
この結果から、本発明者らは、Ｂ）の理由は下記によると推定した。即ち、溶接後熱処理において、溶接残留応力は保持過程で一旦緩和する。しかしながら、冷却過程において、その降温速度が遅い場合、粒内にγ'相が析出する。γ'相は、析出に伴って結晶構造の差に起因して、周囲のマトリックスを収縮させる。その結果、冷却過程でγ'相が多く析出すると、新たに引張残留応力が発生する。その後、溶接継手が長時間高温に晒されると、この残留応力を緩和させるためにクリープ変形が生じるが、最初からγ'相が多量に析出した粒内は変形抵抗が大きく、クリープ変形がより粒界近傍に集中しやすいため、溶接後熱処理を施しても、却って応力緩和割れ感受性が高まると推定された。 From this result, the present inventors estimated that the reason for B) is as follows. That is, in the post-weld heat treatment, the welding residual stress is once relaxed in the holding process. However, in the cooling process, when the rate of temperature decrease is slow, a γ ′ phase is precipitated in the grains. The γ ′ phase shrinks the surrounding matrix due to the difference in crystal structure with precipitation. As a result, when a large amount of γ ′ phase is precipitated during the cooling process, a new tensile residual stress is generated. Thereafter, when the welded joint is exposed to a high temperature for a long time, creep deformation occurs to relieve the residual stress. However, the deformation resistance is large in the grains where a large amount of γ 'phase is precipitated from the beginning, and the creep deformation is more grainy. It is estimated that stress susceptibility cracking sensitivity increases even after heat treatment after welding because it tends to concentrate near the boundary.
本発明者らが鋭意検討を繰り返した結果、安定して応力緩和割れを防止するためには、溶接後熱処理温度、溶接後熱処理時間を適切に選定することに加え、溶接後熱処理温度からγ'相が生成しやすい５００℃までの降温速度条件を合金母材もしくは溶接金属が含有するＡｌ量に応じて、適切に管理することが重要であることを見出した。 As a result of the repeated studies by the present inventors, in order to stably prevent stress relaxation cracking, in addition to appropriately selecting the post-weld heat treatment temperature and the post-weld heat treatment time, γ ′ It has been found that it is important to appropriately manage the temperature drop rate condition up to 500 ° C. at which the phase is easily formed, depending on the amount of Al contained in the alloy base material or the weld metal.
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法およびその方法によって製造された溶接継手を要旨とする。 The present invention has been made on the basis of the above knowledge, and the gist thereof is a manufacturing method of the following austenitic heat-resistant alloy welded joint and a welded joint manufactured by the method.
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｏ：８〜２５％、
Ｃｒ：１８〜２４％、
Ｍｏ：５〜１２％、
Ｔｉ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．２〜２．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜４％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｎｂ：０〜２．５％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｆｅ：０〜１５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
残部：Ｎｉおよび不純物である合金母材を、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１％以下、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｏ：８〜２５％、
Ｃｒ：１８〜２４％、
Ｍｏ：５〜１２％、
Ｔｉ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．２〜２．０％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｎｂ：０〜２．５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｆｅ：０〜１５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
残部：Ｎｉおよび不純物である溶接材料を用いて溶接した後、
下記（ｉ）〜（iii）式を満足する溶接後熱処理を施す、
Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
８５０≦Ｔ≦１２００ ・・・（ｉ）
−０．１×Ｔ＋１４０≦ｔ≦−０．６×Ｔ＋７８０ ・・・（ii）
１２．５×｛２×[％Ａｌ]ｂｍ+[％Ｔｉ]ｂｍ｝＋１０≦ＲＣ ・・・（iii）
１２．５×｛２×[％Ａｌ]ｗｍ+[％Ｔｉ]ｗｍ｝＋１０≦ＲＣ ・・・（iv）
ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
Ｔ：溶接後熱処理温度（℃）
ｔ：溶接後熱処理時間（ｍｉｎ）
ＲＣ：Ｔから５００℃までの平均降温速度（℃／ｈ）
[％Ａｌ]ｂｍ：合金母材のＡｌ含有量（質量％）
[％Ｔｉ]ｂｍ：合金母材のＴｉ含有量（質量％）
[％Ａｌ]ｗｍ：溶接材料のＡｌ含有量（質量％）
[％Ｔｉ]ｗｍ：溶接材料のＴｉ含有量（質量％）
(1) The chemical composition is mass%,
C: 0.03-0.12%,
Si: 1% or less,
Mn: 1% or less,
P: 0.015% or less,
S: 0.005% or less,
Co: 8-25%,
Cr: 18 to 24%
Mo: 5-12%,
Ti: 0.1 to 2.5%,
Al: 0.2-2.0%,
B: 0.0001 to 0.01%
REM: 0.001 to 0.5%,
Ca: 0 to 0.05%,
Mg: 0 to 0.05%,
Cu: 0 to 4%,
W: 0-10%
Nb: 0 to 2.5%,
V: 0 to 0.5%
Fe: 0 to 15%,
N: 0.02% or less,
O: 0.01% or less,
The remainder: Ni and the alloy base material which is an impurity,
Chemical composition is mass%,
C: 0.06 to 0.15%,
Si: 1% or less,
Mn: 1% or less,
P: 0.01% or less,
S: 0.005% or less,
Co: 8-25%,
Cr: 18 to 24%
Mo: 5-12%,
Ti: 0.1 to 2.5%,
Al: 0.2-2.0%,
W: 0-10%
Nb: 0 to 2.5%,
B: 0 to 0.005%,
Fe: 0 to 15%,
N: 0.02% or less,
O: 0.01% or less,
Remaining: After welding using a welding material that is Ni and impurities,
A post-weld heat treatment that satisfies the following formulas (i) to (iii) is performed:
Manufacturing method of Ni-base heat-resistant alloy welded joint.
850 ≦ T ≦ 1200 (i)
−0.1 × T + 140 ≦ t ≦ −0.6 × T + 780 (ii)
12.5 × {2 × [% Al] bm + [% Ti] bm} + 10 ≦ RC (iii)
12.5 × {2 × [% Al] wm + [% Ti] wm} + 10 ≦ RC (iv)
However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
T: Heat treatment temperature after welding (° C)
t: Heat treatment time after welding (min)
RC: Average cooling rate from T to 500 ° C (° C / h)
[% Al] bm : Al content (mass%) of the alloy base material
[% Ti] bm : Ti content of alloy base material (mass%)
[% Al] wm : Al content (mass%) of the welding material
[% Ti] wm : Ti content (mass%) of the welding material
（２）前記合金母材の化学組成が、質量％で、下記の［１］から［３］までに掲げる元素から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
［１］Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％
［２］Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｗ：０．０１〜１０％、Ｎｂ：０．０１〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％
［３］Ｆｅ：０．０１〜１５％
(2) The Ni-base heat resistant material according to (1) above, wherein the chemical composition of the alloy base material contains at least one element selected from the elements listed in [1] to [3] below in mass%. Manufacturing method of alloy welded joint.
[1] Ca: 0.0001 to 0.05%, Mg: 0.0001 to 0.05%
[2] Cu: 0.01 to 4%, W: 0.01 to 10%, Nb: 0.01 to 2.5%, V: 0.01 to 0.5%
[3] Fe: 0.01 to 15%
（３）前記溶接材料の化学組成が、質量％で、下記の［４］および［５］に掲げる元素から選択される１種以上を含有する上記（１）または（２）に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
［４］Ｗ：０．０１〜１０％、Ｎｂ：０．０１〜２．５％、Ｂ：０．０００１〜０．５％
［５］Ｆｅ：０．０１〜１５％
(3) The Ni group according to (1) or (2), wherein the chemical composition of the welding material contains at least one element selected from the elements listed in [4] and [5] below in mass%: Manufacturing method of heat-resistant alloy welded joint.
[4] W: 0.01 to 10%, Nb: 0.01 to 2.5%, B: 0.0001 to 0.5%
[5] Fe: 0.01 to 15%
（４）前記合金母材の厚さが３０ｍｍを超える、
上記（１）〜（３）のいずれかに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
(4) The thickness of the alloy base material exceeds 30 mm,
The manufacturing method of the Ni-base heat-resistant alloy welded joint in any one of said (1)-(3).
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の方法によって製造された、
Ｎｉ基耐熱合金溶接継手。
(5) manufactured by the method according to any one of (1) to (4) above,
Ni-base heat-resistant alloy welded joint.
本発明によれば、クリープ強度および耐応力緩和割れ性に優れたＮｉ基耐熱合金溶接継手を得ることができる。本発明によって得られる溶接継手は、火力発電用ボイラの主蒸気管、再熱蒸気管などの高温部材として用いるのに適している。 According to the present invention, a Ni-base heat-resistant alloy welded joint having excellent creep strength and stress relaxation crack resistance can be obtained. The welded joint obtained by the present invention is suitable for use as a high-temperature member such as a main steam pipe and a reheat steam pipe of a boiler for thermal power generation.
本発明に係るＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造に使用する合金母材に含有される各元素の限定理由は下記のとおりである。 The reasons for limitation of each element contained in the alloy base material used for manufacturing the Ni-base heat resistant alloy welded joint according to the present invention are as follows.
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、組織を安定化させる作用を有するとともに、微細な炭化物を形成して、高温使用中のクリープ強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を十分に得るためには、０．０３％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰であると、炭化物が粗大となり、かつ多量に析出するため、却ってクリープ強度や靭性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。Ｃ含有量は０．０４％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１１％以下であるのが望ましく、０．１０％以下であるのがより望ましい。
C: 0.03-0.12%
C is an element that has the effect of stabilizing the structure, and also has the effect of improving the creep strength during high temperature use by forming fine carbides. In order to sufficiently obtain this effect, a C content of 0.03% or more is necessary. However, if the C content is excessive, the carbide becomes coarse and precipitates in a large amount, so that the creep strength and toughness are decreased. Therefore, the C content is 0.12% or less. The C content is preferably 0.04% or more, and more preferably 0.05% or more. Further, the C content is desirably 0.11% or less, and more desirably 0.10% or less.
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合には靱性の低下を招く。そのため、Ｓｉの含有量に上限を設けて１％以下とする。Ｓｉ含有量は０．８％以下であるのが望ましく、０．６％以下であるのがより望ましい。なお、Ｓｉの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性が劣化するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であるのが望ましく、０．０３％以上であるのがより望ましい。
Si: 1% or less Si is an element that has a deoxidizing action and is effective for improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures. However, when Si is excessively contained, toughness is reduced. Therefore, an upper limit is set for the Si content to 1% or less. The Si content is desirably 0.8% or less, and more desirably 0.6% or less. In addition, it is not necessary to set a lower limit in particular for the Si content, but if it is extremely reduced, the deoxidation effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy is deteriorated, and the high temperature corrosion resistance and oxidation resistance are improved. Is difficult to obtain, and the manufacturing cost is greatly increased. Therefore, the Si content is desirably 0.01% or more, and more desirably 0.03% or more.
Ｍｎ：１％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する元素である。また、Ｍｎは、組織の安定化にも寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招き、さらに、靱性およびクリープ延性の低下も生じる。そのため、Ｍｎの含有量に上限を設けて１％以下とする。Ｍｎの含有量は０．８％以下であるのが望ましく、０．６％以下であるのがより望ましい。なお、Ｍｎの含有量についても特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性が劣化するとともに、オーステナイト安定化効果が得難くなり、さらに製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上であるのが望ましく、０．０２％以上であるのがより望ましい。
Mn: 1% or less Mn is an element having a deoxidizing action like Si. Mn also contributes to the stabilization of the structure. However, when the Mn content is excessive, embrittlement is caused, and the toughness and creep ductility are also reduced. Therefore, an upper limit is set for the Mn content to 1% or less. The Mn content is desirably 0.8% or less, and more desirably 0.6% or less. In addition, it is not necessary to set a lower limit particularly for the Mn content, but if it is extremely reduced, the deoxidation effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy is deteriorated, and the austenite stabilizing effect is difficult to obtain. Manufacturing costs also increase significantly. Therefore, the Mn content is desirably 0.01% or more, and more desirably 0.02% or more.
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性が低下するとともに、溶接中の液化割れ感受性が著しく高まる。そのため、Ｐの含有量に上限を設けて０．０１５％以下とする。Ｐの含有量は、０．０１２％以下であるのが望ましく、０．０１０％以下であるのがより望ましい。なお、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
P: 0.015% or less P is contained as an impurity in the alloy. When P is contained in a large amount, hot workability is lowered and liquefaction cracking sensitivity during welding is remarkably increased. Therefore, an upper limit is set for the P content to 0.015% or less. The content of P is desirably 0.012% or less, and more desirably 0.010% or less. Although the P content is preferably reduced as much as possible, the extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the P content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性が低下するとともに、溶接中の液化割れ感受性および使用中の応力緩和割れ感受性を著しく高める。そのため、Ｓの含有量に上限を設けて０．００５％以下とする。Ｓの含有量は、０．００４％以下であるのが望ましく、０．００３％以下であるのがより望ましい。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であるのが望ましく、０．０００２％以上であるのがより望ましい。
S: 0.005% or less S is contained in the alloy as an impurity as in the case of P, and when it is contained in a large amount, hot workability is deteriorated, and liquefaction susceptibility during welding and stress during use are reduced. Significantly increases the susceptibility to relaxation cracking. Therefore, an upper limit is set for the S content to 0.005% or less. The S content is desirably 0.004% or less, and more desirably 0.003% or less. Although the S content is preferably reduced as much as possible, the extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the S content is desirably 0.0001% or more, and more desirably 0.0002% or more.
Ｃｏ：８〜２５％
ＣｏはＮｉと組織安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。この効果を十分得るためには８％以上の含有が必要である。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、多量の含有はコストの増大を招く。そのため、上限を設けて、Ｃｏの含有量を８〜２５％とする。Ｃｏ含有量は８．５％以上とするのが望ましく、９％以上とするのがより望ましい。また、Ｃｏ含有量は２３．５％以下とするのが望ましく、２２％以下とするのがより望ましい。
Co: 8-25%
Co contributes to the improvement of creep strength by increasing the structural stability of Ni and Ni. In order to obtain this effect sufficiently, it is necessary to contain 8% or more. However, since Co is an extremely expensive element, a large amount causes an increase in cost. Therefore, an upper limit is provided so that the Co content is 8 to 25%. The Co content is desirably 8.5% or more, and more desirably 9% or more. Further, the Co content is desirably 23.5% or less, and more desirably 22% or less.
Ｃｒ：１８〜２４％
Ｃｒは、高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。また、Ｃｒは、微細な炭化物を形成してクリープ強度の確保にも寄与する。本発明のＮｉ含有量の範囲で、上記の効果を得るためには、１８％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が２４％を超えると、高温での組織安定性が低下し、クリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を１８〜２４％とする。Ｃｒ含有量は１８．５％以上であるのが望ましく、１９％以上であるのがより望ましい。また、Ｃｒ含有量は２３．５％以下であるのが望ましく、２３％以下であるのがより望ましい。
Cr: 18-24%
Cr is an essential element for securing oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures. Further, Cr contributes to ensuring creep strength by forming fine carbides. In order to obtain the above effect within the range of the Ni content of the present invention, a Cr content of 18% or more is necessary. However, if the Cr content exceeds 24%, the structural stability at high temperatures is lowered, and the creep strength is lowered. Therefore, the Cr content is 18-24%. The Cr content is desirably 18.5% or more, and more desirably 19% or more. Further, the Cr content is desirably 23.5% or less, and more desirably 23% or less.
Ｍｏ：５〜１２％
Ｍｏは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｍｏは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度を向上させる作用を有する。この効果を十分得るためには５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｏが過剰に含有された場合、組織の安定性が低下して、クリープ強度の低下を招くとともに、靭性も低下する。そのため、Ｍｏの含有量を５〜１２％とする。Ｍｏ含有量は５．３％以上とするのが望ましく、５．５％以上とするのがより望ましい。また、Ｍｏ含有量は１１．５％以下とするのが望ましく、１１％以下とするのがより望ましい。
Mo: 5-12%
Mo has the effect | action which improves creep strength. That is, Mo has a function of improving the creep strength at a high temperature by dissolving in the matrix. In order to obtain this effect sufficiently, it is necessary to contain 5% or more. However, when Mo is excessively contained, the stability of the structure is lowered, the creep strength is lowered, and the toughness is also lowered. Therefore, the content of Mo is set to 5 to 12%. The Mo content is preferably 5.3% or more, and more preferably 5.5% or more. Further, the Mo content is desirably 11.5% or less, and more desirably 11% or less.
Ｔｉ：０．１〜２．５％
Ｔｉは、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。その効果を十分に得るためには０．１％以上のＴｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると金属間が多量に析出し、却って、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｔｉの含有量を０．１〜２．５％とする。さらに、溶接後熱処理の冷却過程で金属間化合物相が析出し、応力緩和割れ感受性を高めるので、Ａｌとともにその含有量に応じて後述の平均降温速度との関係を満足する必要がある。尚、Ｔｉ含有量は０．１５％以上であるのが望ましく、０．２％以上であるのがより望ましい。また、Ｔｉ含有量は２．４％以下であるのが望ましく、２．３％以下であるのがより望ましい。
Ti: 0.1 to 2.5%
Ti combines with Ni and precipitates as a fine intermetallic compound, which contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures. In order to sufficiently obtain the effect, a Ti content of 0.1% or more is necessary. However, when the Ti content is excessive, a large amount of metal is precipitated, and on the contrary, creep ductility and toughness are reduced. Therefore, the Ti content is set to 0.1 to 2.5%. Furthermore, since an intermetallic compound phase precipitates in the cooling process of the heat treatment after welding and increases the stress relaxation cracking susceptibility, it is necessary to satisfy the relationship with the average temperature decreasing rate described later according to the content thereof together with Al. Note that the Ti content is desirably 0.15% or more, and more desirably 0.2% or more. Further, the Ti content is desirably 2.4% or less, and more desirably 2.3% or less.
Ａｌ：０．２〜２．０％
Ａｌは、Ｔｉと同様、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。その効果を十分に得るためには０．２％以上のＡｌ含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると金属間が多量に析出し、却って、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ａｌの含有量を０．２〜２．０％とする。さらに、溶接後熱処理の冷却過程で金属間化合物相が析出し、応力緩和割れ感受性を高めるので、Ｔｉとともにその含有量に応じて後述の平均降温速度との関係を満足する必要がある。尚、Ａｌ含有量は０．２５％以上であるのが望ましく、０．３％以上であるのがより望ましい。また、Ａｌ含有量は１．８％以下であるのが望ましく、１．６％以下であるのがより望ましい。
Al: 0.2-2.0%
Al, like Ti, binds to Ni and precipitates as a fine intermetallic compound, contributing to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures. In order to sufficiently obtain the effect, an Al content of 0.2% or more is necessary. However, when the Al content is excessive, a large amount of metal is precipitated, and on the contrary, creep ductility and toughness are reduced. Therefore, an upper limit is provided so that the Al content is 0.2 to 2.0%. Furthermore, since an intermetallic compound phase precipitates in the cooling process of the heat treatment after welding and enhances stress relaxation cracking susceptibility, it is necessary to satisfy the relationship with the average temperature decreasing rate described later according to the content thereof together with Ti. Note that the Al content is desirably 0.25% or more, and more desirably 0.3% or more. Further, the Al content is desirably 1.8% or less, and more desirably 1.6% or less.
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
Ｂは、粒界炭化物を微細分散させることにより、クリープ強度を向上させるとともに、粒界に偏析して粒界を強化するのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、溶接中の溶接熱サイクルにより溶融境界近傍の熱影響部にＢが多量に偏析して粒界の融点が低下し、液化割れ感受性が高まる。そのため、上限を設けて、Ｂの含有量を０．０００１〜０．０１％とする。Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．００１％以上であるのがより望ましい。また、Ｂ含有量は０．００８％以下であるのが望ましく、０．００６％以下であるのがより望ましい。
B: 0.0001 to 0.01%
B is an element effective for improving the creep strength by finely dispersing grain boundary carbides and segregating at the grain boundaries to strengthen the grain boundaries. In order to obtain this effect, the B content needs to be 0.0001% or more. However, if the B content is excessive, a large amount of B is segregated in the heat-affected zone near the melting boundary due to the welding heat cycle during welding, the melting point of the grain boundary is lowered, and the liquefaction cracking sensitivity is increased. Therefore, an upper limit is provided so that the B content is 0.0001 to 0.01%. The B content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.001% or more. Further, the B content is desirably 0.008% or less, and more desirably 0.006% or less.
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
ＲＥＭは、Ｓとの親和力が強く、熱間加工性を改善する作用を有するとともに、溶接中の液化割れ感受性や長時間使用中の応力緩和割れ感受性を低減するのに有効な元素である。しかしながら、ＲＥＭの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性が劣化する。そのため、上限を設けて、含有量を０．００１〜０．５％とする。ＲＥＭ含有量は０．００２％以上であるのが望ましく、０．００５％以上であるのがより望ましい。また、ＲＥＭ含有量は０．４％以下であるのが望ましく、０．３％以下であるのがより望ましい。なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
REM: 0.001 to 0.5%
REM is an element that has a strong affinity with S, has an effect of improving hot workability, and is effective in reducing liquefaction cracking susceptibility during welding and stress relaxation cracking susceptibility during long-term use. However, when the content of REM becomes excessive, it combines with O to significantly reduce cleanliness, and on the contrary, hot workability deteriorates. Therefore, an upper limit is provided and the content is set to 0.001 to 0.5%. The REM content is desirably 0.002% or more, and more desirably 0.005% or more. The REM content is desirably 0.4% or less, and more desirably 0.3% or less. “REM” is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements of REM. Further, REM is generally contained in misch metal. For this reason, for example, it may be added in the form of misch metal and contained so that the amount of REM falls within the above range.
Ｃａ：０〜０．０５％
Ｃａは、熱間加工性を改善する作用を有する。このため、Ｃａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とする。Ｃａ含有量は０．０３％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましく、０．０００５％以上とすることがより望ましい。
Ca: 0 to 0.05%
Ca has the effect | action which improves hot workability. For this reason, Ca may be contained. However, when the content of Ca is excessive, it combines with O to remarkably reduce cleanliness, and on the contrary, deteriorate hot workability. Therefore, when Ca is contained, its content is set to 0.05% or less. The Ca content is desirably 0.03% or less. In order to obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more.
Ｍｇ：０〜０．０５％
Ｍｇは、Ｃａと同様、熱間加工性を改善する作用を有する。このため、Ｍｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０３％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましく、０．０００５％以上とすることがより望ましい。
Mg: 0 to 0.05%
Mg, like Ca, has the effect of improving hot workability. For this reason, you may contain Mg. However, when the Mg content is excessive, it combines with O to significantly reduce cleanliness, and on the contrary, deteriorate hot workability. Therefore, when it contains Mg, the content shall be 0.05% or less. The Mg content is preferably 0.03% or less. In order to obtain the above effect, the Mg content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more.
上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも熱間加工性を向上させる作用を有するため、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は０．１％まで許容される。 Since Ca, Mg, and REM all have an effect of improving hot workability, only one of them can be contained, or two or more of them can be contained in combination. The total amount when these elements are contained in combination is allowed up to 0.1%.
Ｃｕ：０〜４％
Ｃｕは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｕは、ＮｉおよびＣｏと同様、Ｎｉ基耐熱合金において組織安定性を高める元素であり、クリープ強度の向上に寄与する。このため、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有された場合には熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を４％以下とする。Ｃｕ含有量は３％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすることがより望ましい。
Cu: 0 to 4%
Cu has the effect of improving the creep strength. That is, Cu, like Ni and Co, is an element that enhances the structural stability in Ni-base heat-resistant alloys and contributes to the improvement of creep strength. For this reason, you may contain Cu. However, when Cu is contained excessively, the hot workability is lowered. Therefore, when it contains Cu, the content shall be 4% or less. The Cu content is desirably 3% or less. In addition, when acquiring said effect, it is desirable to make Cu content 0.01% or more, and it is more desirable to set it as 0.03% or more.
Ｗ：０〜１０％
Ｗは、Ｍｏと同様にマトリックスに固溶して、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する元素である。このため、Ｗを含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させても効果は飽和し、却ってクリープ強度を低下させる。さらに、Ｗは高価な元素であるため、過剰に含有させるとコストの増大を招く。したがって、Ｗを含有させる場合には、１０％以下とする。Ｗ含有量は８％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすることがより望ましい。
W: 0-10%
W is an element that contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures by dissolving in a matrix as in Mo. For this reason, you may contain W. However, even if W is excessively contained, the effect is saturated, and the creep strength is decreased. Furthermore, since W is an expensive element, if it is excessively contained, the cost increases. Therefore, when it contains W, it is 10% or less. The W content is desirably 8% or less. In addition, when acquiring said effect, it is desirable to make W content into 0.01% or more, and it is more desirable to set it as 0.03% or more.
Ｎｂ：０〜２．５％
Ｎｂは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物として粒内に析出、もしくはＮｉと結合して金属間化合物を形成し、高温でのクリープ強度向上に寄与する。このため、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると炭化物および炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を２．５％以下とする。Ｎｂ含有量は２．３％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｎｂの含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０２％以上とすることがより望ましい。
Nb: 0 to 2.5%
Nb combines with C or N to precipitate in the grains as fine carbides or carbonitrides, or combines with Ni to form an intermetallic compound, which contributes to an increase in creep strength at high temperatures. For this reason, you may contain Nb. However, when the Nb content is excessive, a large amount of carbides and carbonitrides are precipitated, resulting in a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, when Nb is contained, the content is set to 2.5% or less. The Nb content is desirably 2.3% or less. In order to obtain the above effect, the Nb content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
Ｖ：０〜０．５％
Ｖは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｖは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度を向上させる作用を有する。このため、Ｖを含有させてもよい。しかしながら、Ｖが過剰に含有された場合、炭化物または炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。Ｖ含有量は０．４％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０２％以上とすることがより望ましい。
V: 0 to 0.5%
V has an effect of improving the creep strength. That is, V combines with C or N to form fine carbides or carbonitrides, and has the effect of improving creep strength. For this reason, you may contain V. However, when V is contained excessively, it precipitates in a large amount as a carbide or carbonitride, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, when V is contained, the content is set to 0.5% or less. The V content is desirably 0.4% or less. In addition, when acquiring said effect, it is desirable to make content of V into 0.01% or more, and it is more desirable to set it as 0.02% or more.
上記のＣｕ、Ｗ、ＮｂおよびＶは、いずれもクリープ強度を向上させる作用を有するため、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、７％まで許容される。 Since Cu, W, Nb, and V all have an effect of improving the creep strength, only one of them or two or more of them can be contained. The total amount when these elements are contained in combination is allowed up to 7%.
Ｆｅ：０〜１５％
Ｆｅは、Ｎｉ基合金に微量でも含有されるとその熱間加工性を改善する効果を有する。そのため、含有させてもよい。しかしながら、Ｆｅが過剰に含有された場合、合金の熱膨張係数が大きくなるとともに、耐水蒸気酸化性も劣化する。したがって、Ｆｅを含有させる場合には、その含有量を１５％以下とする。Ｆｅ含有量は１０％以下が望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｆｅの含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０２％以上とすることがより望ましい。
Fe: 0 to 15%
Fe is effective in improving its hot workability when contained in a small amount in a Ni-based alloy. Therefore, you may make it contain. However, when Fe is contained excessively, the thermal expansion coefficient of the alloy increases and the steam oxidation resistance also deteriorates. Therefore, when Fe is contained, the content is made 15% or less. The Fe content is desirably 10% or less. In order to obtain the above effect, the Fe content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、組織安定化に有効な元素であるものの、過剰に含有されると、高温での使用中に多量の微細窒化物が粒内に析出してクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｎの含有量に上限を設けて０．０２％以下とする。Ｎの含有量は０．０１８％以下であるのが望ましく、０．０１５％以下であるのがより望ましい。なお、Ｎの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると組織安定性を高める効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
N: 0.02% or less N is an element effective for stabilizing the structure. However, if it is excessively contained, a large amount of fine nitride precipitates in the grains during use at high temperatures, resulting in creep ductility and toughness. Cause a decline. Therefore, an upper limit is set for the N content to 0.02% or less. The N content is desirably 0.018% or less, and more desirably 0.015% or less. In addition, although there is no need to set a lower limit in particular for the N content, if it is extremely reduced, it will be difficult to obtain the effect of improving the tissue stability, and the manufacturing cost will be greatly increased. Therefore, the N content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
Ｏ：０．０１％以下
Ｏ（酸素）は、不純物として合金中に含まれ、その含有量が過剰になると熱間加工性が低下し、さらに靱性および延性の劣化を招く。このため、Ｏの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｏの含有量は０．００８％以下であるのが望ましく、０．００５％以下であるのがより望ましい。なお、Ｏの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
O: 0.01% or less O (oxygen) is contained as an impurity in the alloy, and when its content is excessive, hot workability is lowered, and further, toughness and ductility are deteriorated. For this reason, an upper limit is set for the O content to 0.01% or less. The O content is desirably 0.008% or less, and more desirably 0.005% or less. Although there is no particular need to set a lower limit for the O content, an extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the O content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
本発明に係るＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造に使用する合金母材は、上述の各元素を含み、残部がＮｉおよび不純物からなる化学組成を有するものである。なお、「不純物」とは、合金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するものを指す。 The alloy base material used for manufacturing the Ni-base heat-resistant alloy welded joint according to the present invention has a chemical composition containing each of the above-described elements, with the balance being Ni and impurities. The “impurity” refers to an impurity mixed from ore, scrap, or a production environment as a raw material when the alloy is industrially produced.
２．溶接材料の化学組成
本発明に係るＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造に使用する溶接材料に含有される各元素の限定理由は下記のとおりである。
2. Chemical composition of welding material The reasons for limitation of each element contained in the welding material used for manufacturing the Ni-base heat-resistant alloy welded joint according to the present invention are as follows.
Ｃ：０．０６〜０．１５％
Ｃは、溶接後の溶接金属の相安定性を高めるとともに、微細な炭化物を形成し、高温使用中のクリープ強度を向上させる効果を有する元素である。さらには、溶接凝固中にＣｒと共晶炭化物を形成することで、凝固割れ感受性の低減にも寄与する。この効果を十分に得るためには、溶接材料には０．０６％以上のＣを含有させる必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰であると、炭化物が多量に析出するため、却ってクリープ強度および延性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．０８％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１４％以下であるのが望ましく、０．１２％以下であるのがより望ましい。
C: 0.06-0.15%
C is an element that has the effect of increasing the phase stability of the weld metal after welding, forming fine carbides, and improving the creep strength during high-temperature use. Furthermore, by forming eutectic carbide with Cr during welding solidification, it contributes to reduction of solidification cracking sensitivity. In order to sufficiently obtain this effect, the welding material needs to contain 0.06% or more of C. However, if the C content is excessive, a large amount of carbide precipitates, so that the creep strength and ductility are reduced. Therefore, the C content is 0.15% or less. The C content is preferably 0.07% or more, and more preferably 0.08% or more. Further, the C content is desirably 0.14% or less, and more desirably 0.12% or less.
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、溶接材料の製造時において脱酸に有効であるとともに、溶接後の溶接金属の高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合には相安定性が低下して、靱性およびクリープ強度の低下を招く。そのため、溶接材料のＳｉの含有量に上限を設けて１％以下とする。Ｓｉ含有量は０．８％以下であるのが望ましく、０．６％以下であるのがより望ましい。なお、Ｓｉの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性が劣化するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であるのが望ましく、０．０３％以上であるのがより望ましい。
Si: 1% or less Si is an element that is effective for deoxidation at the time of manufacturing the welding material and is effective for improving the corrosion resistance and oxidation resistance of the weld metal after welding at a high temperature. However, when Si is excessively contained, the phase stability is lowered, and the toughness and the creep strength are lowered. Therefore, an upper limit is set for the Si content of the welding material to 1% or less. The Si content is desirably 0.8% or less, and more desirably 0.6% or less. In addition, it is not necessary to set a lower limit in particular for the Si content, but if it is extremely reduced, the deoxidation effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy is deteriorated, and the high temperature corrosion resistance and oxidation resistance are improved. Is difficult to obtain, and the manufacturing cost is greatly increased. Therefore, the Si content is desirably 0.01% or more, and more desirably 0.03% or more.
Ｍｎ：１％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、溶接材料の製造時において脱酸に有効な元素である。また、Ｍｎは、溶接後の溶接金属中の相安定性の向上にも寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招く。そのため、溶接材料のＭｎの含有量に上限を設けて１％以下とする。Ｍｎの含有量は０．８％以下であるのが望ましく、０．６％以下であるのがより望ましい。なお、Ｍｎの含有量についても特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性が劣化するとともに、相安定化改善の効果が得難くなり、さらに製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上であるのが望ましく、０．０２％以上であるのがより望ましい。
Mn: 1% or less Mn, like Si, is an element effective for deoxidation during the production of welding materials. Mn also contributes to the improvement of phase stability in the weld metal after welding. However, when the Mn content is excessive, embrittlement is caused. Therefore, an upper limit is set for the Mn content of the welding material to 1% or less. The Mn content is desirably 0.8% or less, and more desirably 0.6% or less. Note that there is no need to set a lower limit for the Mn content, but if it is extremely reduced, the deoxidation effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy is deteriorated, and the effect of improving the phase stabilization is difficult to obtain. In addition, the manufacturing cost also increases greatly. Therefore, the Mn content is desirably 0.01% or more, and more desirably 0.02% or more.
Ｐ：０．０１％以下
Ｐは、不純物として溶接材料中に含まれ、溶接中に凝固割れ感受性を著しく高める元素である。さらに、高温で長時間使用した後の溶接金属のクリープ延性を低下させる。そのため、溶接材料のＰ含有量には上限を設けて０．０１％以下とする。Ｐの含有量は、０．００８％以下であるのが望ましく、０．００６％以下であるのがより望ましい。なお、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
P: 0.01% or less P is an element which is contained in the welding material as an impurity and remarkably increases the susceptibility to solidification cracking during welding. Furthermore, the creep ductility of the weld metal after long time use at high temperature is reduced. Therefore, an upper limit is set for the P content of the welding material to 0.01% or less. The P content is desirably 0.008% or less, and more desirably 0.006% or less. Although the P content is preferably reduced as much as possible, the extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the P content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
Ｓ：０．００５％
Ｓは、Ｐと同様に不純物として溶接材料中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させ、さらにＳは、高温で長時間使用する際に、溶接金属において柱状晶粒界に偏析して脆化を招き、応力緩和割れ感受性を高める。そのため、溶接材料のＳ含有量に上限を設けて０．００５％以下とする。Ｓの含有量は、０．００４％以下であるのが望ましく、０．００３％以下であるのがより望ましい。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であるのが望ましく、０．０００２％以上であるのがより望ましい。
S: 0.005%
S is contained in the welding material as an impurity in the same manner as P, and when it is contained in a large amount, the hot workability and weldability are remarkably deteriorated. Further, S is welded when used at a high temperature for a long time. Metal segregates at columnar grain boundaries and causes embrittlement, increasing stress relaxation crack sensitivity. Therefore, an upper limit is set for the S content of the welding material to 0.005% or less. The S content is desirably 0.004% or less, and more desirably 0.003% or less. Although the S content is preferably reduced as much as possible, the extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the S content is desirably 0.0001% or more, and more desirably 0.0002% or more.
Ｃｏ：８〜２５%
Ｃｏは溶接金属においてもＮｉと組織安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。この効果を十分得るためには溶接材料に８％以上含有させる必要である。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、多量の含有は溶接材料においてもコストの増大を招く。そのため，Ｃｏの含有量を８〜２５％とする。Ｃｏ含有量は８．５％以上とするのが望ましく、９％以上とするのがより望ましい。また、Ｃｏ含有量は２３．５％以下とするのが望ましく、２２％以下とするのがより望ましい。
Co: 8-25%
Co also contributes to the improvement of creep strength by improving the structural stability of Ni and weld metal. In order to obtain this effect sufficiently, it is necessary to contain 8% or more in the welding material. However, since Co is an extremely expensive element, a large content causes an increase in cost even in a welding material. Therefore, the Co content is 8 to 25%. The Co content is desirably 8.5% or more, and more desirably 9% or more. Further, the Co content is desirably 23.5% or less, and more desirably 22% or less.
Ｃｒ：１８〜２４％
Ｃｒは、溶接金属の高温での耐酸化性および耐食性の確保のために有効な元素である。また、Ｃｒは、微細な炭化物を形成してクリープ強度の確保にも寄与する。さらに、溶接凝固中にＣと共晶炭化物を形成することで、凝固割れ感受性の低減にも寄与する。これらの効果を得るためには、溶接材料中のＣｒ含有量を１８％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が２４％を超えると、高温での相安定性が劣化してクリープ強度の低下を招く。したがって、溶接材料のＣｒの含有量を１８〜２４％とする。Ｃｒ含有量は１８．５％以上であるのが望ましく、１９％以上であるのがより望ましい。また、Ｃｒ含有量は２３．５％以下であるのが望ましく、２３％以下であるのがより望ましい。
Cr: 18-24%
Cr is an effective element for ensuring oxidation resistance and corrosion resistance of the weld metal at high temperatures. Further, Cr contributes to ensuring creep strength by forming fine carbides. Furthermore, C and eutectic carbides are formed during weld solidification, which contributes to a reduction in solidification crack sensitivity. In order to obtain these effects, the Cr content in the welding material needs to be 18% or more. However, if the Cr content exceeds 24%, the phase stability at high temperatures deteriorates and the creep strength decreases. Therefore, the Cr content of the welding material is 18 to 24%. The Cr content is desirably 18.5% or more, and more desirably 19% or more. Further, the Cr content is desirably 23.5% or less, and more desirably 23% or less.
Ｍｏ：５〜１２％
Ｍｏは、溶接金属においてもマトリックスに固溶し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に大きく寄与する元素である。この効果を十分に得るためには、溶接材料に５％以上のＭｏを含有させる必要がある。しかしながら、５％を超えて過剰に含有させても効果は飽和し、却ってクリープ強度を低下させる。さらに、Ｍｏは高価な元素であるため、過剰に含有させるとコストの増大を招く。そのため、Ｍｏの含有量は５〜１２％とする。合計含有量は５．３％以上であるのが望ましく、５．５％以上であるのがより望ましい。また、合計含有量は１１．５％以下であるのが望ましく、１１％以下であるのがより望ましい。
Mo: 5-12%
Mo is an element that dissolves in the matrix even in the weld metal and greatly contributes to improvement in creep strength and tensile strength at high temperatures. In order to obtain this effect sufficiently, it is necessary to contain 5% or more of Mo in the welding material. However, if the content exceeds 5%, the effect is saturated and the creep strength is lowered. Furthermore, since Mo is an expensive element, if it is excessively contained, the cost increases. Therefore, the Mo content is 5 to 12%. The total content is desirably 5.3% or more, and more desirably 5.5% or more. The total content is desirably 11.5% or less, and more desirably 11% or less.
Ｔｉ：０．１〜２．５％
Ｔｉは、微細な金属間化合物として析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。その効果を十分に得るためには溶接材料に０．１％以上のＴｉを含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると金属間が多量に析出し、却って、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｔｉの含有量を０．１〜２．５％とする。さらに、母材と同様、溶接後熱処理の冷却過程で溶接金属に金属間化合物相が多量に析出すると、応力緩和割れ感受性を高めるので、溶接材料においてもＡｌとともにその含有量に応じて後述の平均降温速度との関係を満足する必要がある。尚、Ｔｉ含有量は０．１５％以上であるのが望ましく、０．２％以上であるのがより望ましい。また、Ｔｉ含有量は２．４％以下であるのが望ましく、２．３％以下であるのがより望ましい。
Ti: 0.1 to 2.5%
Ti precipitates as a fine intermetallic compound and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures. In order to obtain the effect sufficiently, it is necessary to contain 0.1% or more of Ti in the welding material. However, when the Ti content is excessive, a large amount of metal is precipitated, and on the contrary, creep ductility and toughness are reduced. Therefore, the Ti content is set to 0.1 to 2.5%. Furthermore, as with the base metal, when a large amount of intermetallic compound phase precipitates on the weld metal during the cooling process of the post-weld heat treatment, stress relaxation cracking sensitivity is increased. It is necessary to satisfy the relationship with the cooling rate. Note that the Ti content is desirably 0.15% or more, and more desirably 0.2% or more. Further, the Ti content is desirably 2.4% or less, and more desirably 2.3% or less.
Ａｌ：０．２〜２．０％
Ａｌは、溶接金属においてもＴｉと同様、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。その効果を十分に得るためには溶接材料に０．２％以上のＡｌを含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると金属間化合物相が多量に析出し、却って、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ａｌの含有量を０．２〜２．０％とする。さらに、母材と同様、溶接後熱処理の冷却過程で金属間化合物相が析出し、応力緩和割れ感受性を高めるので、溶接材料においてもＴｉとともにその含有量に応じて後述の平均降温速度との関係を満足する必要がある。尚、Ａｌ含有量は０．２５％以上であるのが望ましく、０．３％以上であるのがより望ましい。また、Ａｌ含有量は１．８％以下であるのが望ましく、１．６％以下であるのがより望ましい。
Al: 0.2-2.0%
Al, like Ti, also binds to Ni and precipitates as a fine intermetallic compound in the weld metal, and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures. In order to obtain the effect sufficiently, it is necessary to contain 0.2% or more of Al in the welding material. However, when the Al content is excessive, a large amount of intermetallic compound phases are precipitated, and on the contrary, creep ductility and toughness are reduced. Therefore, the content of Al is set to 0.2 to 2.0%. Furthermore, as with the base metal, the intermetallic compound phase precipitates during the cooling process of the post-weld heat treatment, increasing the stress relaxation cracking susceptibility, so the relationship with the average temperature drop rate described later depending on the content of Ti in the welding material as well. Need to be satisfied. Note that the Al content is desirably 0.25% or more, and more desirably 0.3% or more. Further, the Al content is desirably 1.8% or less, and more desirably 1.6% or less.
Ｗ：０〜１０％
Ｗは、溶接金属においてもＭｏと同様、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する元素である。このため、Ｗを含有させてもよい。この効果を十分に得るためには、溶接材料に６％以上のＭｏを含有させる必要がある。しかしながら、Ｗを過剰に含有させても効果は飽和し、却ってクリープ強度を低下させる。さらに、Ｗは高価な元素であるため、過剰に含有させるとコストの増大を招く。したがって、Ｗを含有させる場合には、１０％以下とする。Ｗ含有量は８％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすることがより望ましい。
W: 0-10%
W is an element that contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures by dissolving in a matrix in the weld metal as well as Mo. For this reason, you may contain W. In order to obtain this effect sufficiently, it is necessary to contain 6% or more of Mo in the welding material. However, even if W is excessively contained, the effect is saturated, and the creep strength is decreased. Furthermore, since W is an expensive element, if it is excessively contained, the cost increases. Therefore, when it contains W, it is 10% or less. The W content is desirably 8% or less. In addition, when acquiring said effect, it is desirable to make W content into 0.01% or more, and it is more desirable to set it as 0.03% or more.
Ｎｂ：０〜２．５％
Ｎｂは、溶接金属においてもＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物として粒内に析出するか、Ｎｉと結合して金属間化合物を形成し、高温でのクリープ強度向上に寄与する。このため、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると炭化物および炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、溶接材料のＮｂ含有量を２．５％以下とする。Ｎｂ含有量は２．４％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｎｂの含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０２％以上とすることがより望ましい。
Nb: 0 to 2.5%
Nb also binds to C or N in the weld metal and precipitates in the grains as fine carbides or carbonitrides, or binds to Ni to form an intermetallic compound, which contributes to an increase in creep strength at high temperatures. . For this reason, you may contain Nb. However, when the Nb content is excessive, a large amount of carbides and carbonitrides are precipitated, resulting in a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, when Nb is contained, the Nb content of the welding material is set to 2.5% or less. The Nb content is desirably 2.4% or less. In order to obtain the above effect, the Nb content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
Ｂ：０〜０．００５％
Ｂは、溶接金属のクリープ強度の向上に有効であるとともに、粒界に偏析して粒界を強化するのに有効な元素である。このため、Ｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、溶接中の凝固割れ感受性が著しく高くなる。したがって、含有させる場合には、溶接材料のＢ含有量を０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００４％以下であるのが望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｂ含有量を０．０００１％以上とするのが望ましく、０．０００５％以上とするのがより望ましい。
B: 0 to 0.005%
B is an element effective for improving the creep strength of the weld metal and effective for segregating at the grain boundary and strengthening the grain boundary. For this reason, you may contain B. However, if the B content is excessive, the susceptibility to solidification cracking during welding is significantly increased. Therefore, when it contains, B content of a welding material shall be 0.005% or less. The B content is desirably 0.004% or less. In order to obtain the above effect, the B content is desirably 0.0001% or more, and more desirably 0.0005% or more.
Ｆｅ：０〜１５％
Ｆｅは、Ｎｉ基合金に微量でも含有されるとその熱間加工性を改善する効果を有するので溶接材料においても含有させ、その効果を活用しても良い。しかしながら、Ｆｅが過剰に含有された場合、溶接金属の熱膨張係数が大きくなるとともに、耐水蒸気酸化性も劣化する。したがって、溶接材料にＦｅを含有させる場合には、その含有量を１５％以下とする。Ｆｅ含有量は１０％以下が望ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｆｅの含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０２％以上とすることがより望ましい。
Fe: 0 to 15%
If Fe is contained even in a trace amount in the Ni-based alloy, it has an effect of improving the hot workability. Therefore, Fe may be contained in the welding material and the effect may be utilized. However, when Fe is contained excessively, the thermal expansion coefficient of the weld metal is increased and the steam oxidation resistance is also deteriorated. Therefore, when making a welding material contain Fe, the content shall be 15% or less. The Fe content is desirably 10% or less. In order to obtain the above effect, the Fe content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、溶接金属中の組織を安定にし、クリープ強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、過剰に含有されると、高温での使用中に多量の微細窒化物が粒内に析出してクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、溶接材料のＮ含有量に上限を設けて０．０２％以下とする。Ｎ含有量は０．０１８％以下であるのが望ましく、０．０１５％以下であるのがより望ましい。なお、Ｎの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると相安定性向上の効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
N: 0.02% or less N is an element that stabilizes the structure in the weld metal and contributes to the improvement of creep strength. However, if it is contained excessively, a large amount of fine nitride precipitates in the grains during use at high temperatures, leading to a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, an upper limit is set for the N content of the welding material to 0.02% or less. The N content is desirably 0.018% or less, and more desirably 0.015% or less. Although there is no particular need to set a lower limit for the N content, it is difficult to obtain the effect of improving the phase stability and the manufacturing cost is greatly increased if it is extremely reduced. Therefore, the N content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
Ｏ：０．０１％以下
Ｏ（酸素）は、不純物として溶接材料中に含まれ、その含有量が過剰になると熱間加工性が低下し、製造性の劣化を招く。このため、Ｏの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｏの含有量は０．００８％以下であるのが望ましく、０．００５％以下であるのがより望ましい。なお、Ｏの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
O: 0.01% or less O (oxygen) is contained as an impurity in the welding material, and when its content is excessive, hot workability is deteriorated and productivity is deteriorated. For this reason, an upper limit is set for the O content to 0.01% or less. The O content is desirably 0.008% or less, and more desirably 0.005% or less. Although there is no particular need to set a lower limit for the O content, an extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the O content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
本発明に係るＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造に使用する溶接材料は、上述の各元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。「不純物」の定義は前述の通りである。 The welding material used for the manufacture of the Ni-base heat-resistant alloy welded joint according to the present invention has a chemical composition containing each of the elements described above, with the balance being Fe and impurities. The definition of “impurity” is as described above.
３．溶接後熱処理条件
本発明のＮｉ基耐熱合金溶接継手は、前記溶接材料を用いて前記合金母材を溶接した後、溶接後熱処理を施すことで製造することができる。前述のように、耐応力緩和割れ性を安定して得るためには、溶接後熱処理温度Ｔ（℃）、溶接後熱処理時間ｔ（ｍｉｎ）およびＴから５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／ｈ）が下記（ｉ）〜（iii）式を満足する条件で、溶接後熱処理を行う必要がある。
８５０≦Ｔ≦１２００ ・・・（ｉ）
−０．１×Ｔ＋１４０≦ｔ≦−０．６×Ｔ＋７８０ ・・・（ii）
１２．５×｛２×[％Ａｌ]ｂｍ+[％Ｔｉ]ｂｍ｝＋１０≦ＲＣ ・・・（iii）
１２．５×｛２×[％Ａｌ]ｗｍ+[％Ｔｉ]ｗｍ｝＋１０≦ＲＣ ・・・（iv）
ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
Ｔ：溶接後熱処理温度（℃）
ｔ：溶接後熱処理時間（ｍｉｎ）
ＲＣ：Ｔから５００℃までの平均降温速度（℃／ｈ）
[％Ａｌ]ｂｍ：合金母材のＡｌ含有量（質量％）
[％Ｔｉ]ｂｍ：合金母材のＴｉ含有量（質量％）
[％Ａｌ]ｗｍ：溶接材料のＡｌ含有量（質量％）
[％Ｔｉ]ｗｍ：溶接材料のＴｉ含有量（質量％）
3. Post-weld heat treatment condition The Ni-base heat-resistant alloy welded joint of the present invention can be manufactured by performing a post-weld heat treatment after welding the alloy base material using the welding material. As described above, in order to stably obtain the stress relaxation crack resistance, the heat treatment temperature after welding T (° C.), the heat treatment time after welding t (min), and the average temperature drop rate RC from T to 500 ° C. (° C. / It is necessary to perform post-weld heat treatment under the conditions that h) satisfies the following formulas (i) to (iii).
850 ≦ T ≦ 1200 (i)
−0.1 × T + 140 ≦ t ≦ −0.6 × T + 780 (ii)
12.5 × {2 × [% Al] bm + [% Ti] bm } + 10 ≦ RC (iii)
12.5 × {2 × [% Al] wm + [% Ti] wm } + 10 ≦ RC (iv)
However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
T: Heat treatment temperature after welding (° C)
t: Heat treatment time after welding (min)
RC: Average cooling rate from T to 500 ° C (° C / h)
[% Al] bm : Al content (mass%) of the alloy base material
[% Ti] bm : Ti content of alloy base material (mass%)
[% Al] wm : Al content (mass%) of the welding material
[% Ti] wm : Ti content (mass%) of the welding material
溶接後熱処理温度Ｔ（℃）
溶接残留応力を十分に緩和させ、高温での使用中の応力緩和割れを安定して防止するため、溶接後熱処理温度は８５０℃以上とする必要がある。溶接後熱処理温度は、９００℃以上であるのが望ましく、９５０℃以上であるのがより望ましい。一方、溶接後熱処理温度が高くなりすぎると、粒界など局部的に材料の溶融が生じることがあるので、溶接後熱処理温度に上限を設け、１２００℃以下とする。溶接後熱処理温度は、１１００℃以下であるのが望ましく、１０５０℃以下であるのがより望ましい。
Heat treatment temperature after welding T (℃)
In order to sufficiently relieve the welding residual stress and stably prevent stress relaxation cracking during use at high temperatures, the post-weld heat treatment temperature needs to be 850 ° C. or higher. The post-weld heat treatment temperature is desirably 900 ° C. or higher, and more desirably 950 ° C. or higher. On the other hand, if the post-weld heat treatment temperature becomes too high, the material may melt locally, such as at grain boundaries, so an upper limit is set for the post-weld heat treatment temperature to 1200 ° C. or less. The heat treatment temperature after welding is desirably 1100 ° C. or less, and more desirably 1050 ° C. or less.
溶接後熱処理時間ｔ（ｍｉｎ）
溶接残留応力を十分に緩和させ、高温使用中の応力緩和割れを安定して防止するためには、溶接後熱処理温度を規定するだけでは十分でなく、温度に応じて必要な溶接後熱処理時間を満足する必要がある。即ち、［−０．１×Ｔ＋１４０］（ｍｉｎ）以上とする必要がある。一方、溶接後熱処理時間が長くなりすぎると、結晶粒が成長し、靭性低下を招くので、［−０．６×Ｔ＋７８０］（ｍｉｎ）以下とする。
Heat treatment time after welding t (min)
In order to sufficiently relieve welding residual stress and stably prevent stress relaxation cracking during high temperature use, it is not enough to specify the heat treatment temperature after welding. Need to be satisfied. That is, it is necessary to set it to [−0.1 × T + 140] (min) or more. On the other hand, if the heat treatment time after welding becomes too long, crystal grains grow and cause a decrease in toughness, so that it is set to [−0.6 × T + 780] (min) or less.
Ｔから５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／ｈ）
上記の溶接後熱処理温度および溶接後熱処理時間の管理だけでは、安定して応力緩和割れを防止できない。これは、溶接後熱過程の冷却時にγ‘相が多量に生成するためであり、合金母材および溶接材料のＡｌおよびＴｉ含有量に応じて、降温速度の下限を管理する必要がある。即ち、溶接後熱処理温度から５００℃までの平均降温速度ＲＣは、下記（iii）式および（iv）式を満足する必要がある。
１２．５×｛２×[％Ａｌ]ｂｍ+[％Ｔｉ]ｂｍ｝＋１０≦ＲＣ ・・・（iii）
１２．５×｛２×[％Ａｌ]ｗｍ+[％Ｔｉ]ｗｍ｝＋１０≦ＲＣ ・・・（iv）
ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
[％Ａｌ]ｂｍ：合金母材のＡｌ含有量（質量％）
[％Ｔｉ]ｂｍ：合金母材のＴｉ含有量（質量％）
[％Ａｌ]ｗｍ：溶接材料のＡｌ含有量（質量％）
[％Ｔｉ]ｗｍ：溶接材料のＴｉ含有量（質量％）
Average cooling rate RC from T to 500 ° C (° C / h)
The stress relaxation crack cannot be stably prevented only by controlling the above-mentioned post-weld heat treatment temperature and post-weld heat treatment time. This is because a large amount of γ ′ phase is produced during cooling in the post-weld heat process, and it is necessary to manage the lower limit of the temperature drop rate in accordance with the Al and Ti contents of the alloy base material and the welding material. That is, the average cooling rate RC from the heat treatment temperature after welding to 500 ° C. needs to satisfy the following formulas (iii) and (iv).
12.5 × {2 × [% Al] bm + [% Ti] bm } + 10 ≦ RC (iii)
12.5 × {2 × [% Al] wm + [% Ti] wm } + 10 ≦ RC (iv)
However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
[% Al] bm : Al content (mass%) of the alloy base material
[% Ti] bm : Ti content of alloy base material (mass%)
[% Al] wm : Al content (mass%) of the welding material
[% Ti] wm : Ti content (mass%) of the welding material
４．その他
本発明に係るＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造に使用する合金母材および溶接材料の形状または寸法について、特に制限は設けない。ただし、本発明に係る製造方法は、特に厚さが３０ｍｍを超える合金母材を用いた場合に効果を発揮する。したがって、合金母材の厚さは、３０ｍｍを超えるのが望ましい。
4). Others No particular limitation is imposed on the shape or dimensions of the alloy base material and the welding material used for manufacturing the Ni-base heat-resistant alloy welded joint according to the present invention. However, the manufacturing method according to the present invention is particularly effective when an alloy base material having a thickness exceeding 30 mm is used. Therefore, it is desirable that the thickness of the alloy base material exceeds 30 mm.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
表１に示す化学組成を有する合金を溶解してインゴットを作製した。上記インゴットを用いて、熱間鍛造により成形した後、１２１０℃での溶体化熱処理を行い、厚さ３２ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ２００ｍｍおよび厚さ１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの合金板をそれぞれ作製した。一方、表２に示す化学組成を有する合金を溶解してインゴットを作製した後、熱間鍛造、熱間圧延および機械加工により、外径１．２ｍｍの溶接材料を作製した。 An alloy having the chemical composition shown in Table 1 was melted to produce an ingot. After forming by hot forging using the above ingot, solution heat treatment at 1210 ° C. is performed, and alloy plates having a thickness of 32 mm, a width of 150 mm, a length of 200 mm, a thickness of 15 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm, respectively. Produced. On the other hand, an alloy having the chemical composition shown in Table 2 was melted to produce an ingot, and then a welding material having an outer diameter of 1.2 mm was produced by hot forging, hot rolling and machining.
そして、上記の溶接材料を用いて合金板を溶接して得たサンプルについて、応力緩和割れの有無の確認をするとともに、クリープ破断試験ならびにシャルピー衝撃試験に供した。 And about the sample obtained by welding an alloy plate using said welding material, while confirming the presence or absence of a stress relaxation crack, it used for the creep rupture test and the Charpy impact test.
応力緩和割れの有無の確認は、複雑な溶接部形状における厳しい応力状態を再現するため、以下の手順により行った。上記の厚さ３２ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ２００ｍｍの合金板を用いてＪＩＳ Ｚ ３１５８（１９９３）に規定されるｙ型溶接割れ試験方法に準拠して試験片を機械加工により作製した後、上記の溶接材料を用いてＴＩＧ溶接により開先に単層溶接を行い、溶接継手を作製した。そして、得られた溶接継手に対して、表３に示す条件で溶接後熱処理を施した。その後、７００℃、５００ｈの時効熱処理を行った。処理後の溶接継手の溶接熱影響部について、それぞれ５か所から試験片を採取した。そして、その横断面を鏡面研磨して、王水で腐食した後、倍率５００倍で光学顕微鏡観察し、割れの有無を調査した。 Confirmation of the presence or absence of stress relaxation cracking was performed by the following procedure in order to reproduce a severe stress state in a complicated weld shape. After producing a test piece by machining in accordance with the y-type weld crack test method defined in JIS Z 3158 (1993) using the alloy plate having the thickness of 32 mm, the width of 150 mm, and the length of 200 mm, Single-layer welding was performed on the groove by TIG welding using the welding material, and a welded joint was produced. The obtained welded joint was subjected to post-weld heat treatment under the conditions shown in Table 3. Thereafter, an aging heat treatment was performed at 700 ° C. for 500 hours. Specimens were collected from five locations for the heat affected zone of the welded joint after the treatment. Then, the cross section was mirror-polished and corroded with aqua regia, and then observed with an optical microscope at a magnification of 500 times to investigate the presence or absence of cracks.
クリープ破断試験およびシャルピー衝撃試験は、以下の手順により行った。上記の厚さ１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの合金板の長手方向に、開先角度３０°、ルート厚さ１ｍｍのＶ開先を加工した後、上記の溶接材料を用いてＴＩＧ溶接により開先内に多層溶接を行い、溶接継手を作製した。そして、得られた溶接継手に対して、上記の応力緩和割れ試験と同じ条件で溶接後熱処理を施した。その後、溶接継手から溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取し、母材合金板の目標破断時間が約１０００時間となる７００℃、１９６ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。加えて、溶融境界にノッチを加工したＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に記載の幅１０ｍｍのフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を採取し，０℃での衝撃試験に供した。そして、吸収エネルギーが母材合金板の目標値である１００J以上となるものを合格とした。 The creep rupture test and the Charpy impact test were performed according to the following procedures. After processing a V groove with a groove angle of 30 ° and a root thickness of 1 mm in the longitudinal direction of the alloy plate having a thickness of 15 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm, it is opened by TIG welding using the above welding material. Multi-layer welding was performed in the tip to produce a welded joint. Then, the obtained welded joint was subjected to post-weld heat treatment under the same conditions as in the stress relaxation cracking test. Thereafter, a round bar creep rupture test piece was taken from the welded joint so that the weld metal was at the center of the parallel part, and a creep rupture test was performed at 700 ° C. and 196 MPa, which resulted in a target fracture time of the base metal alloy plate of about 1000 hours. Went. In addition, a full-size Charpy V-notch specimen having a width of 10 mm described in JIS Z2242 (2005) in which a notch was machined at the melt boundary was collected and subjected to an impact test at 0 ° C. And what absorbed energy becomes more than 100J which is the target value of a base material alloy plate was set as the pass.
上記の割れ観察、クリープ破断ならびにシャルピー衝撃試験の結果を表３に合わせて示す。割れ観察結果については、観察に用いた５個全ての試験片で割れが認められなかった溶接継手を「○」とし、少なくとも１個の試験片で割れが認められ溶接継手を「×」とした。また、クリープ破断試験結果については、破断時間が母材合金板の目標破断時間を超えるものを「○」、下回ったものを「×」とした。さらに、シャルピー衝撃試験結果については、吸収エネルギーが１００Ｊ以上となるものを「○」、下回ったものを「×」とした。 The results of the above-mentioned crack observation, creep rupture and Charpy impact test are shown in Table 3. As for the crack observation results, the welded joint in which no cracks were observed in all the five test pieces used for the observation was indicated as “◯”, and the crack was observed in at least one test piece, and the welded joint was indicated as “x”. . In addition, regarding the creep rupture test results, “◯” indicates that the rupture time exceeds the target rupture time of the base alloy plate, and “X” indicates that the rupture time is less than that. Furthermore, with respect to the Charpy impact test results, “◯” indicates that the absorbed energy is 100 J or more, and “X” indicates that the energy is lower.
表３に示すように、溶接後熱処理条件が本発明の規定を満足する試験体は、厳しい溶接部形状においても優れた耐応力緩和割れ性を有し、かつ良好なクリープ強度と靭性を有することが明らかである。 As shown in Table 3, the specimens whose post-weld heat treatment conditions satisfy the provisions of the present invention have excellent stress relaxation cracking resistance even in severe welded part shapes, and have good creep strength and toughness. Is clear.
一方、試験体ＢＸ１は、後熱処理温度が本発明の規定範囲より低いため、溶接部の残留応力除去が十分ではなく、ＨＡＺおよび溶接金属に応力緩和割れが発生した。試験体ＢＸ３およびＢＸ１４は、後熱処理における保持時間が短すぎたため、同様に溶接部の残留応力除去が十分ではなく、本実施例で適用したような厳しい溶接部形状では長時間の時効熱処理によりＨＡＺおよび溶接金属に応力緩和割れが発生した。 On the other hand, since the post-heat treatment temperature of the test body BX1 was lower than the specified range of the present invention, the residual stress of the welded portion was not sufficiently removed, and stress relaxation cracking occurred in the HAZ and the weld metal. Since the specimens BX3 and BX14 had a retention time in post-heat treatment that was too short, similarly, residual stress removal from the weld was not sufficient, and a severe weld shape such as that applied in this example had a HAZ due to long-term aging heat treatment. And stress relaxation cracks occurred in the weld metal.
試験体ＢＸ５、ＢＹ２、ＢＺ２およびＢＺ３は、いずれも後熱処理における降温速度が遅すぎたため、ＢＸ５、ＢＹ２およびＢＺ２ではＨＡＺおよび溶接金属に、ＢＺ３では溶接金属に、それぞれ応力緩和割れが発生した。 In all of the test bodies BX5, BY2, BZ2, and BZ3, the rate of temperature decrease in the post-heat treatment was too slow, so that stress relaxation cracks occurred in HAZ and weld metal in BX5, BY2 and BZ2, and in weld metal in BZ3.
試験体ＢＸ１２およびＢＸ１７は、後熱処理における保持時間が長すぎたため、結晶粒の粗大化が生じ、吸収エネルギーが目標値を下回った。 In the test bodies BX12 and BX17, since the holding time in the post-heat treatment was too long, the crystal grains were coarsened, and the absorbed energy was lower than the target value.
ＥＸ１は、母材のＡｌ含有量が規定の範囲を下回っていたため、必要なクリープ強度が得られず、試験体ＦＸ１は、Ａｌ含有量が規定の範囲を超えたため、必要な靭性が得られなかった。 EX1 cannot obtain the necessary creep strength because the Al content of the base material is below the specified range, and the test sample FX1 cannot obtain the required toughness because the Al content exceeds the specified range. It was.
本発明によれば、クリープ強度および耐応力緩和割れ性に優れたＮｉ基耐熱合金溶接継手を得ることができる。本発明によって得られる溶接継手は、火力発電用ボイラの主蒸気管、再熱蒸気管などの高温部材として用いるのに適している。 According to the present invention, a Ni-base heat-resistant alloy welded joint having excellent creep strength and stress relaxation crack resistance can be obtained. The welded joint obtained by the present invention is suitable for use as a high-temperature member such as a main steam pipe and a reheat steam pipe of a boiler for thermal power generation.
Claims (5)
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｏ：８〜２５％、
Ｃｒ：１８〜２４％、
Ｍｏ：５〜１２％、
Ｔｉ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．２〜２．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜４％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｎｂ：０〜２．５％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｆｅ：０〜１５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
残部：Ｎｉおよび不純物である合金母材を、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１％以下、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｏ：８〜２５％、
Ｃｒ：１８〜２４％、
Ｍｏ：５〜１２％、
Ｔｉ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．２〜２．０％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｎｂ：０〜２．５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｆｅ：０〜１５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
残部：Ｎｉおよび不純物である溶接材料を用いて溶接した後、
下記（ｉ）〜（iii）式を満足する溶接後熱処理を施す、
Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
８５０≦Ｔ≦１２００ ・・・（ｉ）
−０．１×Ｔ＋１４０≦ｔ≦−０．６×Ｔ＋７８０ ・・・（ii）
１２．５×｛２×[％Ａｌ]ｂｍ+[％Ｔｉ]ｂｍ｝＋１０≦ＲＣ ・・・（iii）
１２．５×｛２×[％Ａｌ]ｗｍ+[％Ｔｉ]ｗｍ｝＋１０≦ＲＣ ・・・（iv）
ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
Ｔ：溶接後熱処理温度（℃）
ｔ：溶接後熱処理時間（ｍｉｎ）
ＲＣ：Ｔから５００℃までの平均降温速度（℃／ｈ）
[％Ａｌ]ｂｍ：合金母材のＡｌ含有量（質量％）
[％Ｔｉ]ｂｍ：合金母材のＴｉ含有量（質量％）
[％Ａｌ]ｗｍ：溶接材料のＡｌ含有量（質量％）
[％Ｔｉ]ｗｍ：溶接材料のＴｉ含有量（質量％） Chemical composition is mass%,
C: 0.03-0.12%,
Si: 1% or less,
Mn: 1% or less,
P: 0.015% or less,
S: 0.005% or less,
Co: 8-25%,
Cr: 18 to 24%
Mo: 5-12%,
Ti: 0.1 to 2.5%,
Al: 0.2-2.0%,
B: 0.0001 to 0.01%
REM: 0.001 to 0.5%,
Ca: 0 to 0.05%,
Mg: 0 to 0.05%,
Cu: 0 to 4%,
W: 0-10%
Nb: 0 to 2.5%,
V: 0 to 0.5%
Fe: 0 to 15%,
N: 0.02% or less,
O: 0.01% or less,
The remainder: Ni and the alloy base material which is an impurity,
Chemical composition is mass%,
C: 0.06 to 0.15%,
Si: 1% or less,
Mn: 1% or less,
P: 0.01% or less,
S: 0.005% or less,
Co: 8-25%,
Cr: 18 to 24%
Mo: 5-12%,
Ti: 0.1 to 2.5%,
Al: 0.2-2.0%,
W: 0-10%
Nb: 0 to 2.5%,
B: 0 to 0.005%,
Fe: 0 to 15%,
N: 0.02% or less,
O: 0.01% or less,
Remaining: After welding using a welding material that is Ni and impurities,
A post-weld heat treatment that satisfies the following formulas (i) to (iii) is performed:
Manufacturing method of Ni-base heat-resistant alloy welded joint.
850 ≦ T ≦ 1200 (i)
−0.1 × T + 140 ≦ t ≦ −0.6 × T + 780 (ii)
12.5 × {2 × [% Al] bm + [% Ti] bm } + 10 ≦ RC (iii)
12.5 × {2 × [% Al] wm + [% Ti] wm } + 10 ≦ RC (iv)
However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
T: Heat treatment temperature after welding (° C)
t: Heat treatment time after welding (min)
RC: Average cooling rate from T to 500 ° C (° C / h)
[% Al] bm : Al content (mass%) of the alloy base material
[% Ti] bm : Ti content of alloy base material (mass%)
[% Al] wm : Al content (mass%) of the welding material
[% Ti] wm : Ti content (mass%) of the welding material
［１］Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％
［２］Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｗ：０．０１〜１０％、Ｎｂ：０．０１〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％
［３］Ｆｅ：０．０１〜１５％ 2. The Ni-base heat-resistant alloy welded joint according to claim 1, wherein the chemical composition of the alloy base material contains at least one selected from the elements listed in the following [1] to [3] in mass%. Production method.
[1] Ca: 0.0001 to 0.05%, Mg: 0.0001 to 0.05%
[2] Cu: 0.01 to 4%, W: 0.01 to 10%, Nb: 0.01 to 2.5%, V: 0.01 to 0.5%
[3] Fe: 0.01 to 15%
［４］Ｗ：０．０１〜１０％、Ｎｂ：０．０１〜２．５％、Ｂ：０．０００１〜０．５％
［５］Ｆｅ：０．０１〜１５％ 3. The Ni-base heat-resistant alloy welded joint according to claim 1, wherein the chemical composition of the welding material contains at least one element selected from the elements listed in [4] and [5] below by mass%. Production method.
[4] W: 0.01 to 10%, Nb: 0.01 to 2.5%, B: 0.0001 to 0.5%
[5] Fe: 0.01 to 15%
請求項１から３までのいずれかに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。 The alloy base material has a thickness exceeding 30 mm;
The manufacturing method of the Ni-base heat-resistant alloy welded joint in any one of Claim 1 to 3.
Ｎｉ基耐熱合金溶接継手。 Manufactured by the method according to any one of claims 1 to 4,
Ni-base heat-resistant alloy welded joint.
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