JP2021167439A - Austenitic heat-resistant alloy weld joint - Google Patents

Austenitic heat-resistant alloy weld joint Download PDF

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JP2021167439A JP2020070527A JP2020070527A JP2021167439A JP 2021167439 A JP2021167439 A JP 2021167439A JP 2020070527 A JP2020070527 A JP 2020070527A JP 2020070527 A JP2020070527 A JP 2020070527A JP 2021167439 A JP2021167439 A JP 2021167439A
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岳文 網野
Takefumi Amino
友彰 浜口
Tomoaki HAMAGUCHI
勇亮 小東
Yusuke Koto
一真 伊藤
Kazuma Ito
大地 赤星
Daichi Akaboshi
淳一 樋口
Junichi Higuchi
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Nippon Steel Corp
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Abstract

To provide an austenitic heat-resistant alloy weld joint having excellent creep rupture strength.SOLUTION: An austenitic heat-resistant alloy weld joint has a base material having a chemical composition consisting of C: 0.01-0.15%, Si≤2.0%, Mn≤3.0%, P≤0.040%, S: 0.0001-0.0100%, O≤0.01%, N≤0.020%, Cr: 25.0-38.0%, Ni: 40.0-60.0%, W: 3.0-10.0%, Ti: 0.01-1.20%, Al≤0.30%, B: 0.0001-0.010%, Zr: 0.0001-0.50%, Co: 0-1.0%, Cu: 0-1.0%, Mo: 0-1.0%, V: 0-0.5%, Nb: 0-0.5%, with the balance being Fe and impurities. In the base material and a heat affected zone, the number density of Ti carbosulfides/sulfides of ≤φ50 nm is 50-500/μm3. The weld metal has a chemical composition consisting of C≤0.18%, Si≤2.0%, Mn≤3.0%, P≤0.040%, S≤0.0100%, O≤0.020%, Cr: 20.0-38.0%, Ni: 40.0-60.0%, Mo+W: 3.0-13.0%, Ti: 0.01-1.50%, N≤0.20%, Al≤1.5%, B: 0.0001-0.01%, Zr: 0.0001-0.50%, Co: 0-1.0%, Cu: 0-1.0%, V: 0-0.5%, Nb: 0-0.5%, with the balance being Fe and impurities.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、オーステナイト系耐熱合金溶接継手に係り、特に、クリープ破断強度に優れるオーステナイト系耐熱合金溶接継手に関する。 The present invention relates to an austenitic heat-resistant alloy welded joint, and more particularly to an austenitic heat-resistant alloy welded joint having excellent creep breaking strength.

近年、環境負荷軽減の観点から発電用ボイラなど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、過熱器管および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部材には、より優れたクリープ破断強度を有することが求められている。 In recent years, from the viewpoint of reducing the environmental load, the operating conditions of boilers for power generation have been increased to higher temperatures and pressures on a global scale, and austenitic heat-resistant alloy members used as materials for superheater tubes and reheater tubes have been used. Is required to have better creep rupture strength.

このような技術的背景のもと、種々のオーステナイト系耐熱合金に関する技術が提案されている。例えば、特許文献1には、表面加工を施して330HV以上となる塑性加工硬化層を表面に形成させた後、その硬化した表面部分に対して、十分な再結晶を生じさせるとともに再結晶粒内または粒界にCr炭化物を分散して析出させるための局部的な加熱処理を施して、耐粒界腐食性と耐応力腐食割れ性を高めた、オーステナイト系合金構造物とその製造法が開示されている。 Against this technical background, various techniques related to austenitic heat-resistant alloys have been proposed. For example, in Patent Document 1, after surface processing is performed to form a plastic work-hardened layer having a temperature of 330 HV or more on the surface, sufficient recrystallization is generated on the cured surface portion and the inside of the recrystallized grains is formed. Alternatively, an austenite-based alloy structure having improved intergranular corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance by performing a local heat treatment for dispersing and precipitating Cr carbides at the grain boundaries and a method for producing the same are disclosed. ing.

また、特許文献2には、結晶粒の微細化を行うとともに、結晶粒界に析出するSを抑制することにより、熱間加工性を向上させた、高Ni、高Crステンレス鋼が開示されている。特許文献3には、Ni基合金製品が提案されている。このNi基合金製品は、Wを活用して高温強度を高めるとともに、有効B量を管理することにより、熱間加工性を改善するとともに溶接割れを防止した、特に大型製品として好適なオーステナイト系耐熱合金製品である。 Further, Patent Document 2 discloses a high Ni and high Cr stainless steel having improved hot workability by refining the crystal grains and suppressing S precipitated at the crystal grain boundaries. There is. Patent Document 3 proposes a Ni-based alloy product. This Ni-based alloy product uses W to increase high-temperature strength and controls the amount of effective B to improve hot workability and prevent welding cracks.Austenitic heat resistance, which is particularly suitable for large products. It is an alloy product.

さらに、特許文献4には、Cr、TiとZrの活用によりα−Cr相を強化相としてクリープ強度を高めた、オーステナイト系耐熱合金ならびに、その合金からなる耐熱耐圧部材およびその製造方法が提案されている。特許文献5には、多量のWを含有させるとともにAlとTiとを活用して、固溶強化とγ’相の析出強化によって強度を高めた、Ni基耐熱合金が提案されている。 Further, Patent Document 4 proposes an austenitic heat-resistant alloy in which the creep strength is increased by using the α-Cr phase as a strengthening phase by utilizing Cr, Ti and Zr, a heat-resistant pressure-resistant member made of the alloy, and a method for producing the same. ing. Patent Document 5 proposes a Ni-based heat-resistant alloy in which a large amount of W is contained and the strength is increased by strengthening the solid solution and strengthening the precipitation of the γ'phase by utilizing Al and Ti.

そして、特許文献6および7には、熱間加工時の割れ性に優れ、厚肉、大型高温部材として好適に用いることのできる、オーステナイト系耐熱合金部材が提案されている。特許文献8には、HAZの液化割れおよびHAZの脆化割れをともに防止できるとともに、溶接施工中に発生する溶接作業性に起因した欠陥も防止でき、さらに、高温でのクリープ強度にも優れるオーステナイト系耐熱合金が提案されている。 Further, Patent Documents 6 and 7 propose austenitic heat-resistant alloy members which are excellent in crackability during hot working and can be suitably used as thick-walled, large-sized high-temperature members. Patent Document 8 describes austenitic stainless steel, which can prevent both liquefaction cracking of HAZ and embrittlement cracking of HAZ, prevent defects caused by welding workability that occur during welding work, and have excellent creep strength at high temperatures. Austenitic heat resistant alloys have been proposed.

また、これらのオーステナイト系耐熱合金を構造物として使用する場合、溶接により組み立てるのが一般的である。溶接により組み立てる際に使用するオーステナイト系耐熱合金用溶接材料として、AWS A5.14−2005 ER NiCrCoMo−1が知られている。 When these austenitic heat-resistant alloys are used as structures, they are generally assembled by welding. AWS A5.14-2005 ER NiCrCoMo-1 is known as a welding material for austenitic heat-resistant alloys used when assembling by welding.

さらに、特許文献9〜11に、種々のオーステナイト系耐熱合金用溶接材料が提案されている。 Further, Patent Documents 9 to 11 propose various welding materials for austenitic heat-resistant alloys.

特許文献9には、高強度を有する酸化物分散強化型合金と耐熱合金との溶接に使用される溶接材料であって、Mo、Nbなどの固溶強化元素を積極的に含有させることにより、強度向上を図った、酸化物分散強化型合金用溶接材料が提案されている。 Patent Document 9 describes a welding material used for welding a high-strength oxide dispersion-strengthened alloy and a heat-resistant alloy by positively containing a solid-soluble reinforcing element such as Mo or Nb. Welding materials for oxide dispersion-strengthened alloys with improved strength have been proposed.

特許文献10には、MoおよびWによる固溶強化ならびにAlおよびTiによる析出強化硬化を活用して高強度化を図った、オーステナイト系耐熱合金用溶接材料が提案されている。特許文献11には、NbとWを含有させて、溶接時の凝固割れとクリープ強度の両立を図った、オーステナイト系耐熱合金用溶接材料が提案されている。 Patent Document 10 proposes a welding material for austenitic heat-resistant alloys, which has increased strength by utilizing solid solution strengthening with Mo and W and precipitation strengthening hardening with Al and Ti. Patent Document 11 proposes a welding material for an austenitic heat-resistant alloy, which contains Nb and W to achieve both solidification cracking and creep strength during welding.

特許文献12では、溶接時に優れた耐高温割れ性を有するNi基耐熱合金用溶接材料と、それを用いてなる溶接中の耐高温割れ性、高温での長時間使用中の耐応力緩和割れ性、および良好なクリープ強度を有する溶接金属、および高温強度に優れたNi基耐熱合金の母材とからなる溶接継手を提供している。 In Patent Document 12, a welding material for a Ni-based heat-resistant alloy having excellent high-temperature cracking resistance during welding, high-temperature cracking resistance during welding using the same, and stress-relaxing cracking resistance during long-term use at high temperature , And a welded metal having good creep strength, and a welded joint made of a base material of a Ni-based heat-resistant alloy having excellent high-temperature strength.

特開2000−265249号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-265249 特開2002−80942号公報JP-A-2002-80942 特開2011−63838号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-63838 国際公開第2009/154161号International Publication No. 2009/154161 国際公開第2010/038826号International Publication No. 2010/0388826 特開2014−34725号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2014-34725 特開2014−145109号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2014-145109 特開2010−150593号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-150593 特開平10−193174号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 10-193174 国際公開第2010/013565号International Publication No. 2010/013565 特開2008−207242号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-207242 特開2013−94827号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2013-94827

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溶接継手には、より優れたクリープ破断強度を有することが求められる。しかしながら、本発明者らが検証を行った結果、特許文献1〜12のいずれにおいても、改善の余地が残されていることが明らかとなった。 Austenitic heat-resistant alloy welded joints used as materials for superheater tubes or reheater tubes are required to have better creep rupture strength. However, as a result of verification by the present inventors, it has become clear that there is room for improvement in any of Patent Documents 1 to 12.

本発明は上記の問題を解決し、クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱合金溶接継手を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to solve the above problems and to provide an austenitic heat-resistant alloy welded joint having excellent creep rupture strength.

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、下記のオーステナイト系耐熱合金溶接継手を要旨とする。 The present invention has been made to solve the above problems, and the following austenitic heat-resistant alloy welded joints are the gist of the present invention.

(1)母材と溶接金属とを含む溶接継手であって、前記母材と前記溶接金属との境界の前記母材側には、溶接熱影響部が形成されており、
前記母材の化学組成が、質量%で、
C:0.01〜0.15%、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%以下、
P:0.040%以下、
S:0.0001〜0.0100%、
O:0.010%以下、
N:0.020%以下、
Cr:25.0〜38.0%、
Ni:40.0〜60.0%、
W:3.0〜10.0%、
Ti:0.01〜1.20%、
Al:0.30%以下、
B:0.0001〜0.010%、
Zr:0.0001〜0.50%、
Co:0〜1.0%、
Cu:0〜1.0%、
Mo:0〜1.0%、
V:0〜0.5%、
Nb:0〜0.5%、
残部:Feおよび不純物であり、
前記母材中および前記溶接熱影響部中に含まれる粒子径が50nm以下のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度が50〜500個/μmであり、
前記溶接金属の化学組成が、質量%で、
C:0.18%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%以下、
P:0.040%以下、
S:0.0100%以下、
O:0.020%以下、
Cr:20.0〜38.0%、
Ni:40.0〜60.0%、
MoおよびWから選択される1種以上の合計:3.0〜13.0%、
Ti:0.01〜1.50%、
N:0.20%以下、
Al:1.5%以下、
B:0.0001〜0.01%、
Zr:0.0001〜0.50%、
Co:0〜1.0%、
Cu:0〜1.0%、
V:0〜0.5%、
Nb:0〜0.5%、
残部:Feおよび不純物である、
オーステナイト系耐熱合金溶接継手。
(1) A welded joint containing a base material and a weld metal, and a welding heat-affected zone is formed on the base material side of the boundary between the base material and the weld metal.
The chemical composition of the base material is mass%.
C: 0.01-0.15%,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.0001 to 0.0100%,
O: 0.010% or less,
N: 0.020% or less,
Cr: 25.0 to 38.0%,
Ni: 40.0 to 60.0%,
W: 3.0 to 10.0%,
Ti: 0.01 to 1.20%,
Al: 0.30% or less,
B: 0.0001 to 0.010%,
Zr: 0.0001 to 0.50%,
Co: 0-1.0%,
Cu: 0-1.0%,
Mo: 0-1.0%,
V: 0-0.5%,
Nb: 0-0.5%,
Remaining: Fe and impurities,
The total number density of Ti charcoal sulfides and Ti sulfides having a particle size of 50 nm or less contained in the base metal and the heat-affected zone of welding is 50 to 500 / μm 3 .
The chemical composition of the weld metal is mass%.
C: 0.18% or less,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.0100% or less,
O: 0.020% or less,
Cr: 20.0 to 38.0%,
Ni: 40.0 to 60.0%,
Total of one or more selected from Mo and W: 3.0 to 13.0%,
Ti: 0.01 to 1.50%,
N: 0.20% or less,
Al: 1.5% or less,
B: 0.0001 to 0.01%,
Zr: 0.0001 to 0.50%,
Co: 0-1.0%,
Cu: 0-1.0%,
V: 0-0.5%,
Nb: 0-0.5%,
Remaining: Fe and impurities,
Austenitic heat resistant alloy welded joint.

(2)前記母材の化学組成が、質量%で、
Co:0.01〜1.0%、
Cu:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V:0.01〜0.5%、および
Nb:0.01〜0.5%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)に記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手。
(2) The chemical composition of the base material is mass%.
Co: 0.01-1.0%,
Cu: 0.01-1.0%,
Mo: 0.01-1.0%,
V: 0.01-0.5%, and Nb: 0.01-0.5%,
Contains one or more selected from,
The austenitic heat-resistant alloy welded joint according to (1) above.

本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手は、長時間クリープ破断強度に優れる。 The austenitic heat-resistant alloy welded joint of the present invention has excellent long-term creep rupture strength.

本発明者らは前記した課題を解決するために、オーステナイト系耐熱合金のクリープ破断特性を詳細に調査した結果、以下の知見を得るに至った。 As a result of detailed investigation of the creep rupture characteristics of the austenitic heat-resistant alloy in order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have obtained the following findings.

母材中に予め、極めて微細なTi炭硫化物および/またはTi硫化物を所定量以上析出させることによって、使用環境中において、α−Cr相を粒内に微細析出させることができることを見出した。粒内に微細析出したα−Cr相は、粒界に析出した場合に比べて、クリープ破断強度を向上させる効果が高い。 It has been found that the α-Cr phase can be finely precipitated in the grains in the usage environment by precipitating extremely fine Ti carbon sulfide and / or Ti sulfide in a predetermined amount or more in the base material. .. The α-Cr phase finely precipitated in the grains has a high effect of improving the creep rupture strength as compared with the case where the α-Cr phase is finely precipitated in the grain boundaries.

なお、溶接に伴い、溶接熱影響部では、Ti炭硫化物および/またはTi硫化物の一部または全部は溶解してしまう。しかしながら、Ti炭硫化物および/またはTi硫化物の個数密度を制御して適切な大きさとすることで、完全には溶解せずに残存する状態となる。そのため、所定の条件で溶接後熱処理を行うことにより、微細なTi炭硫化物および/またはTi硫化物を再析出させることが可能となる。 In addition, with welding, a part or all of Ti carbon sulfide and / or Ti sulfide is dissolved in the welding heat-affected zone. However, by controlling the number density of Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide to an appropriate size, it remains in a state where it is not completely dissolved. Therefore, fine Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide can be redeposited by performing post-welding heat treatment under predetermined conditions.

本発明は上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 The present invention has been made based on the above findings. Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.

1.母材の化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
1. 1. Chemical composition of base material The reasons for limiting each element are as follows. In the following description, "%" for the content means "mass%".

C:0.01〜0.15%
Cは、オーステナイトを安定にするとともに粒界に微細な炭化物を形成し、高温でのクリープ破断強度を向上させる。また、Ti炭硫化物の形成にも寄与する。これらの効果を十分に得るためには、C含有量を0.01%以上とする必要がある。しかしながら、Cが過剰に含有された場合には、炭化物またはTi炭硫化物が粗大になり、かつ多量に析出するので、粒界の延性が低下し、さらに、靱性およびクリープ破断強度の低下も生じる。したがって、C含有量は0.01〜0.15%とする。C含有量は0.03%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0.12%以下であるのが好ましく、0.10%以下であるのがより好ましい。
C: 0.01 to 0.15%
C stabilizes austenite and forms fine carbides at the grain boundaries to improve creep rupture strength at high temperatures. It also contributes to the formation of Ti charcoal sulfide. In order to obtain these effects sufficiently, the C content needs to be 0.01% or more. However, when C is excessively contained, carbides or Ti carbon sulfides become coarse and precipitate in a large amount, so that the ductility of grain boundaries is lowered, and the toughness and creep rupture strength are also lowered. .. Therefore, the C content is set to 0.01 to 0.15%. The C content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more. The C content is preferably 0.12% or less, more preferably 0.10% or less.

Si:2.0%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オーステナイトの安定性が低下して、靱性およびクリープ破断強度の低下を招く。そのため、Si含有量は2.0%以下とする。Si含有量は1.5%以下であるのが好ましく、1.0%以下であるのがより好ましく、0.5%以下であるのがさらに好ましい。
Si: 2.0% or less Si is an element that has a deoxidizing effect and is effective in improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures. However, when Si is excessively contained, the stability of austenite is lowered, resulting in a decrease in toughness and creep rupture strength. Therefore, the Si content is set to 2.0% or less. The Si content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less, and even more preferably 0.5% or less.

なお、Si含有量について特に下限を設ける必要はない。しかし、Si含有量を極端に低減すると、脱酸効果が十分に得られず合金の清浄度が大きくなって清浄性が劣化する。また、高温での耐食性および耐酸化性の向上効果も得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Si含有量は0.02%以上とするのが好ましく、0.05%以上とするのがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the Si content. However, if the Si content is extremely reduced, the deoxidizing effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy becomes large, and the cleanliness deteriorates. In addition, it becomes difficult to obtain the effect of improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures, and the manufacturing cost is greatly increased. Therefore, the Si content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.

Mn:3.0%以下
Mnは、Siと同様、脱酸作用を有するだけでなく、オーステナイトの安定化にも寄与する元素である。しかしながら、Mn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含有量は3.0%以下とする。Mn含有量は2.8%以下であるのが好ましく、2.5%以下であるのがより好ましい。
Mn: 3.0% or less Mn is an element that not only has a deoxidizing effect but also contributes to the stabilization of austenite, like Si. However, an excessive amount of Mn causes embrittlement, and further reduces toughness and creep ductility. Therefore, the Mn content is set to 3.0% or less. The Mn content is preferably 2.8% or less, more preferably 2.5% or less.

なお、Mn含有量についても特に下限を設ける必要はない。しかし、Mn含有量を極端に低減すると、脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性を劣化させる。また、熱間加工性が劣化するだけでなく、オーステナイト安定化効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Mn含有量は0.005%以上とするのが好ましく、0.010%以上とするのがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the Mn content. However, if the Mn content is extremely reduced, the deoxidizing effect cannot be sufficiently obtained and the cleanliness of the alloy is deteriorated. In addition, not only the hot workability is deteriorated, but also the austenite stabilizing effect becomes difficult to obtain, and the manufacturing cost is greatly increased. Therefore, the Mn content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.

P:0.040%以下
Pは、不純物として合金中に含有され、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、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、P含有量は0.040%以下とする。P含有量は0.030%以下であるのが好ましく、0.020%以下であるのがより好ましい。
P: 0.040% or less P is contained in the alloy as an impurity, and when it is contained in a large amount, the hot workability and weldability are remarkably lowered, and the creep ductility after long-term use is also lowered. .. Therefore, the P content is set to 0.040% or less. The P content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less.

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%以上とするのが好ましく、0.0008%以上とするのがより好ましい。 It is preferable to reduce the P content as much as possible, but an extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the P content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.

S:0.0001〜0.0100%
Sは、強化相であるα−Cr相の析出核となるTi炭硫化物および/またはTi硫化物を形成するために必要な元素である。この効果を十分に得るためには、S含有量を0.0001%以上とする必要がある。しかしながら、Sが多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性が著しく低下し、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下する。したがって、S含有量は0.0001〜0.0100%とする。S含有量は0.0003%以上であるのが好ましく、0.0005%以上であるのがより好ましい。また、S含有量は0.0090%以下であるのが好ましく、0.0080%以下であるのがより好ましい。
S: 0.0001 to 0.0100%
S is an element necessary for forming Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide which is a precipitation nucleus of the α-Cr phase which is a strengthening phase. In order to obtain this effect sufficiently, the S content needs to be 0.0001% or more. However, when a large amount of S is contained, the hot workability and weldability are remarkably lowered, and the creep ductility after long-term use is also lowered. Therefore, the S content is set to 0.0001 to 0.0100%. The S content is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more. The S content is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0080% or less.

O:0.010%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含有量は0.010%以下とする。O含有量は0.008%以下であるのが好ましく、0.005%以下であるのがより好ましい。
O: 0.010% or less O (oxygen) is contained in the alloy as an impurity, and if the content is excessive, the hot workability is lowered, and the toughness and ductility are further deteriorated. Therefore, the O content is set to 0.010% or less. The O content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less.

なお、O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%以上とするのが好ましく、0.0008%以上とするのがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the O content, but an extreme reduction causes an increase in manufacturing cost. Therefore, the O content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.

N:0.020%以下
Nは、オーステナイトを安定にするの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含有量は0.020%以下とする。N含有量は0.018%以下であるのが好ましく、0.015%以下であるのがより好ましい。
N: 0.020% or less N is an element effective for stabilizing austenite, but if it is contained in excess, a large amount of fine nitrides are precipitated in the grains during use at high temperature and creep. It causes a decrease in ductility and toughness. Therefore, the N content is set to 0.020% or less. The N content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.015% or less.

なお、N含有量について特に下限を設ける必要はない。しかし、N含有量を極端に低減すると、オーステナイトを安定にする効果が得難くなるだけでなく、製造コストも大きく増加する。そのため、N含有量は0.0005%以上とするのが好ましく、0.0008%以上とするのがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the N content. However, if the N content is extremely reduced, not only is it difficult to obtain the effect of stabilizing austenite, but also the production cost is greatly increased. Therefore, the N content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.

Cr:25.0〜38.0%
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、α−Cr相として析出し、クリープ破断強度の向上にも寄与する。上記の効果を得るためには、Cr含有量を25.0%以上とする必要がある。しかしながら、Cr含有量が38.0%を超えると、高温でのオーステナイトの安定性が劣化してクリープ破断強度の低下を招く。したがって、Cr含有量は25.0〜38.0%とする。Cr含有量は25.5%以上であるのが好ましく、26.0%以上であるのがより好ましい。また、Cr含有量は37.5%以下であるのが好ましく、37.0%以下であるのがより好ましい。
Cr: 25.0 to 38.0%
Cr is an essential element for ensuring oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures. It also precipitates as an α-Cr phase and contributes to the improvement of creep rupture strength. In order to obtain the above effect, the Cr content needs to be 25.0% or more. However, if the Cr content exceeds 38.0%, the stability of austenite at high temperatures deteriorates, leading to a decrease in creep rupture strength. Therefore, the Cr content is set to 25.0 to 38.0%. The Cr content is preferably 25.5% or more, and more preferably 26.0% or more. The Cr content is preferably 37.5% or less, more preferably 37.0% or less.

Ni:40.0〜60.0%
Niは、オーステナイトを得るために有効な元素であり、長時間使用時の組織安定性を確保するために必須の元素である。また、NiTiとして析出し、クリープ破断強度の向上にも寄与する。上述のCr含有量の範囲において、上記したNiの効果を十分に得るためには、Ni含有量を40.0%以上とする必要がある。しかしながら、Niは高価な元素であり、多量に含有させるとコストの増大を招く。したがって、Ni含有量は40.0〜60.0%とする。Ni含有量は41.0%以上であるのが好ましく、42.0%以上であるのがより好ましい。また、Ni含有量は58.0%以下であるのが好ましく、56.0%以下であるのがより好ましい。
Ni: 40.0 to 60.0%
Ni is an element effective for obtaining austenite and is an essential element for ensuring tissue stability during long-term use. It also precipitates as Ni 3 Ti and contributes to the improvement of creep rupture strength. In the above-mentioned Cr content range, in order to sufficiently obtain the above-mentioned effect of Ni, it is necessary to set the Ni content to 40.0% or more. However, Ni is an expensive element, and if it is contained in a large amount, the cost will increase. Therefore, the Ni content is set to 40.0 to 60.0%. The Ni content is preferably 41.0% or more, and more preferably 42.0% or more. The Ni content is preferably 58.0% or less, more preferably 56.0% or less.

W:3.0〜10.0%
Wは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ破断強度の向上に大きく寄与する元素である。その効果を十分に発揮させるためには、W含有量を3.0%以上とする必要がある。しかしながら、Wを過剰に含有させても効果は飽和し、かえってクリープ破断強度を低下させる。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含有量は3.0〜10.0%とする。W含有量は3.5%以上であるのが好ましく、4.0%以上であるのがより好ましい。また、W含有量は9.5%以下であるのが好ましく、9.0%以下であるのがより好ましい。
W: 3.0 to 10.0%
W is an element that dissolves in the matrix and greatly contributes to the improvement of creep rupture strength at high temperatures. In order to fully exert the effect, it is necessary to set the W content to 3.0% or more. However, even if W is excessively contained, the effect is saturated and the creep rupture strength is rather lowered. Further, since W is an expensive element, if it is contained in an excessive amount, the cost will increase. Therefore, the W content is set to 3.0 to 10.0%. The W content is preferably 3.5% or more, and more preferably 4.0% or more. The W content is preferably 9.5% or less, more preferably 9.0% or less.

Ti:0.01〜1.20%
Tiは、強化相であるα−Cr相の析出核となるTi炭硫化物および/またはTi硫化物を形成するために必要な元素であり、加えて、強化相であるNiTiの形成にも必要な元素でもある。それらの効果を得るためには、Ti含有量を0.01%以上とする必要がある。しかしながら、Ti含有量が過剰になると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、Ti含有量は0.01〜1.20%とする。Ti含有量は0.05%以上であるのが好ましく、0.10%以上であるのがより好ましい。また、Ti含有量は1.10%以下であるのが好ましく、1.00%以下であるのがより好ましい。
Ti: 0.01 to 1.20%
Ti is an element necessary for forming Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide which is a precipitation core of the α-Cr phase which is a strengthening phase, and in addition, for forming Ni 3 Ti which is a strengthening phase. Is also a necessary element. In order to obtain these effects, the Ti content needs to be 0.01% or more. However, if the Ti content is excessive, a large amount of carbonitride is precipitated, resulting in a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, the Ti content is set to 0.01 to 1.20%. The Ti content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more. The Ti content is preferably 1.10% or less, more preferably 1.00% or less.

Al:0.30%以下
Alは、脱酸作用を有する元素である。しかしながら、Al含有量が過剰になると合金の清浄性が著しく劣化して、熱間加工性および延性が低下する。そのため、Al含有量は0.30%以下とする。Al含有量は0.20%以下であるのが好ましく、0.10%以下であるのがより好ましい。
Al: 0.30% or less Al is an element having a deoxidizing action. However, when the Al content becomes excessive, the cleanliness of the alloy is significantly deteriorated, and the hot workability and ductility are lowered. Therefore, the Al content is set to 0.30% or less. The Al content is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.10% or less.

なお、Alの含有量について特に下限を設ける必要はない。しかし、Al含有量を極端に低減すると、脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性を逆に劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Al含有量は0.0005%以上とするのが好ましい。Alの脱酸効果を安定して得るとともに、良好な清浄性を確保するためには、Al含有量は0.001%以上とするのがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the Al content. However, if the Al content is extremely reduced, the deoxidizing effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy is adversely deteriorated, and the manufacturing cost is increased. Therefore, the Al content is preferably 0.0005% or more. In order to stably obtain the deoxidizing effect of Al and ensure good cleanliness, the Al content is more preferably 0.001% or more.

B:0.0001〜0.010%
Bは、高温での使用中に粒界に偏析して粒界を強化するとともに粒界炭化物を微細分散させることにより、クリープ破断強度を向上させるのに必要な元素である。これら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含有量が過剰になると、溶接性が劣化することに加えて、熱間加工性が劣化する。したがって、B含有量は0.0001〜0.010%とする。B含有量は0.0005%以上であるのが好ましく、0.001%以上であるのがより好ましい。また、B含有量は0.008%以下であるのが好ましく、0.006%以下であるのがより好ましい。
B: 0.0001 to 0.010%
B is an element necessary for improving creep rupture strength by segregating at grain boundaries during use at high temperature to strengthen the grain boundaries and finely dispersing carbides at the grain boundaries. In order to obtain these effects, the B content needs to be 0.0001% or more. However, when the B content becomes excessive, in addition to the deterioration of weldability, the hot workability is deteriorated. Therefore, the B content is set to 0.0001 to 0.010%. The B content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more. The B content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less.

Zr:0.0001〜0.50%
Zrは、クリープ破断強度を向上させる作用を有する。すなわち、Zrは、粒界強化元素であり、高温でのクリープ破断強度向上に寄与し、さらに、クリープ延性の向上にも寄与する。この効果を得るためにはZr含有量を0.0001%以上とする必要がある。しかしながら、Zr含有量が0.50%を超えると熱間加工性が低下する。したがって、Zr含有量は0.0001〜0.50%とする。Zr含有量は0.30%以下であるのが好ましい。
Zr: 0.0001 to 0.50%
Zr has an action of improving creep rupture strength. That is, Zr is a grain boundary strengthening element, which contributes to the improvement of creep rupture strength at high temperature and further contributes to the improvement of creep ductility. In order to obtain this effect, the Zr content needs to be 0.0001% or more. However, if the Zr content exceeds 0.50%, the hot workability deteriorates. Therefore, the Zr content is set to 0.0001 to 0.50%. The Zr content is preferably 0.30% or less.

本発明のオーステナイト系耐熱合金の化学組成において、残部はFeおよび不純物である。Feは安価な原料であるため、0.1%〜20%含まれることが好ましい。また、ここで「不純物」とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the chemical composition of the austenitic heat-resistant alloy of the present invention, the balance is Fe and impurities. Since Fe is an inexpensive raw material, it is preferably contained in an amount of 0.1% to 20%. Further, here, the "impurity" is a component mixed by various factors of raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process when an alloy is industrially manufactured, and is within a range that does not adversely affect the present invention. Means what is acceptable.

本発明のオーステナイト系耐熱合金には、さらに、Co、Cu、Mo、VおよびNbから選択される1種以上の元素を含有させてもよい。 The austenitic heat-resistant alloy of the present invention may further contain one or more elements selected from Co, Cu, Mo, V and Nb.

Co:0〜1.0%
Coは、クリープ破断強度を向上させる作用を有する。すなわち、Coは、Niと同様オ−ステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ破断強度の向上に寄与する。そのため、Coを含有させてもよい。しかしながら、Coは極めて高価な元素であるため、Coを過剰に含有させると大幅なコスト増を招く。したがって、Co含有量は1.0%以下とする。Co含有量は0.8%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Co含有量を0.01%以上とするのが好ましい。
Co: 0-1.0%
Co has an action of improving creep rupture strength. That is, Co is an austenite-forming element like Ni, which enhances phase stability and contributes to improvement of creep rupture strength. Therefore, Co may be contained. However, since Co is an extremely expensive element, excessive inclusion of Co causes a significant increase in cost. Therefore, the Co content is 1.0% or less. The Co content is preferably 0.8% or less. On the other hand, when the above effect is desired, the Co content is preferably 0.01% or more.

Cu:0〜1.0%
Cuは、クリープ破断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と同様オーステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ破断強度の向上に寄与する。そのため、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含有量は1.0%以下とする。Cu含有量は0.8%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Cu含有量を0.01%以上とするのが好ましい。
Cu: 0-1.0%
Cu has an action of improving creep rupture strength. That is, Cu is an austenite-forming element like Ni and Co, and contributes to the improvement of phase stability and the creep rupture strength. Therefore, Cu may be contained. However, if Cu is excessively contained, the hot workability is deteriorated. Therefore, the Cu content is 1.0% or less. The Cu content is preferably 0.8% or less. On the other hand, when the above effect is desired, the Cu content is preferably 0.01% or more.

Mo:0〜1.0%
Moは、クリープ破断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破断強度を向上させる作用を有する。そのため、Moを含有させてもよい。しかしながら、Moが過剰に含有された場合にはオーステナイトの安定性が低下して、かえってクリープ破断強度の低下を招く。したがって、Mo含有量は1.0%以下とする。Mo含有量は0.8%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Mo含有量を0.01%以上とするのが好ましい。
Mo: 0-1.0%
Mo has an action of improving creep rupture strength. That is, Mo has an action of dissolving in a matrix to improve creep rupture strength at high temperature. Therefore, Mo may be contained. However, when Mo is excessively contained, the stability of austenite is lowered, and the creep rupture strength is rather lowered. Therefore, the Mo content is 1.0% or less. The Mo content is preferably 0.8% or less. On the other hand, when the above effect is desired, the Mo content is preferably 0.01% or more.

V:0〜0.5%
Vは、クリープ破断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、クリープ破断強度を向上させる作用を有する。そのため、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含有量は0.5%以下とする。V有量は0.4%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、V含有量を0.01%以上とするのが好ましい。
V: 0-0.5%
V has an action of improving creep rupture strength. That is, V has an action of combining with C or N to form fine carbides or carbonitrides and improving creep rupture strength. Therefore, V may be contained. However, when V is excessively contained, a large amount of V is precipitated as a carbide or a carbonitride, which causes a decrease in creep ductility. Therefore, the V content is set to 0.5% or less. The V content is preferably 0.4% or less. On the other hand, when the above effect is desired, the V content is preferably 0.01% or more.

Nb:0〜0.5%
Nbは、Vと同様に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し、高温でのクリープ破断強度向上に寄与する。そのため、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または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含有量は0.5%以下とする。Nb有量は0.4%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Nb含有量を0.01%以上とするのが好ましい。
Nb: 0-0.5%
Like V, Nb combines with C or N and precipitates in the grains as fine carbides or carbonitrides, which contributes to the improvement of creep rupture strength at high temperatures. Therefore, Nb may be contained. However, if the Nb content is excessive, a large amount of carbide or carbonitride is precipitated, resulting in a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, the Nb content is set to 0.5% or less. The amount of Nb is preferably 0.4% or less. On the other hand, when the above effect is desired, the Nb content is preferably 0.01% or more.

上記のCo、Cu、Mo、VおよびNbは、そのうちのいずれか1種のみ、または、2種以上を複合的に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、4.0%であってもよい。 The above-mentioned Co, Cu, Mo, V and Nb can contain only one of them or a combination of two or more of them. The total amount when these elements are compounded and contained may be 4.0%.

2.母材中および溶接熱影響部中のTi炭硫化物およびTi硫化物
本発明に係る溶接継手は、母材と溶接金属とを含み、母材と溶接金属との境界の母材側には、溶接熱影響部が形成されている。上述のように、本発明において、オーステナイト系耐熱合金溶接継手の長時間クリープ破断強度を得るためには、α−Cr相の析出核として作用する、微細なTi炭硫化物およびTi硫化物の個数密度の合計量を適切に制御する必要がある。具体的には、母材中および溶接熱影響部中に含まれる50nm以下のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度を、50〜500個/μmの範囲に制御する必要がある。
2. Ti charcoal sulfide and Ti sulfide in the base metal and the weld heat-affected zone The welded joint according to the present invention contains the base metal and the weld metal, and on the base metal side of the boundary between the base metal and the weld metal, Welding heat affected zone is formed. As described above, in the present invention, in order to obtain the long-term creep rupture strength of the austenitic heat-resistant alloy welded joint, the number of fine Ti charcoal sulfides and Ti sulfides that act as precipitation nuclei of the α-Cr phase. The total amount of density needs to be controlled appropriately. Specifically, it is necessary to control the total number density of Ti carbon sulfides having a diameter of 50 nm or less and Ti sulfides contained in the base metal and the heat-affected zone of welding in the range of 50 to 500 pieces / μm 3.

母材中および溶接熱影響部中のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度を50個/μm以上とすることにより、十分な量のα−Cr相が生成し、優れたクリープ破断強度を得ることができる。一方、母材中のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度が500個/μmを超える場合、α−Cr相の析出核として有効に機能せず、かえってクリープ破断強度が低下する。クリープ破断強度向上の観点からは、母材中のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度は100個/μm以上であることが好ましい。 By setting the total number density of Ti carbon sulfide and Ti sulfide in the base metal and the heat-affected zone of welding to 50 pieces / μm 3 or more, a sufficient amount of α-Cr phase is generated and excellent creep rupture occurs. Strength can be obtained. On the other hand, when the total number density of Ti charcoal sulfide and Ti sulfide in the base metal exceeds 500 pieces / μm 3 , it does not function effectively as a precipitated nucleus of the α—Cr phase, and the creep rupture strength is rather lowered. From the viewpoint of improving the creep rupture strength, the total number density of Ti charcoal sulfide and Ti sulfide in the base metal is preferably 100 pieces / μm 3 or more.

本発明において、母材中および溶接熱影響部中に含まれる50nm以下のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度は透過電子顕微鏡(TEM)によって測定する。具体的には、母材および溶接熱影響部のそれぞれから撮影視野の平均厚さ約100nm以下の領域を、TEMにより観察する。この時の解像度は、0.5nm以下とする。1024ピクセル×1024ピクセルの解像度で撮影される場合、倍率としては100000倍以上に相当する。 In the present invention, the total number density of Ti carbon sulfides having a diameter of 50 nm or less and Ti sulfides contained in the base metal and the heat-affected zone of welding is measured by a transmission electron microscope (TEM). Specifically, a region having an average thickness of about 100 nm or less in the photographing field of view is observed by TEM from each of the base material and the heat-affected zone of welding. The resolution at this time is 0.5 nm or less. When the image is taken at a resolution of 1024 pixels × 1024 pixels, the magnification corresponds to 100,000 times or more.

ここで得られた像は、極めて微小な析出物も識別可能であるが、識別可能な析出物の円相当径の実質的な下限は1nmである。そして、Ti炭硫化物またはTi硫化物と特定されたものの面積を画像処理により測定し、円相当径が50nm以下であるTi炭硫化物およびTi硫化物の個数の合計を計測する。前記個数密度は撮影視野の体積の合計が1μm以上の領域から計測される。そして、計測された合計個数を視野の体積で除することにより、合計個数密度を求める。 In the image obtained here, even extremely minute precipitates can be identified, but the substantially lower limit of the circle-equivalent diameter of the identifiable precipitates is 1 nm. Then, the area of the Ti charcoal sulfide or the one specified as Ti sulfide is measured by image processing, and the total number of Ti charcoal sulfides and Ti sulfides having a circle equivalent diameter of 50 nm or less is measured. The number density is measured from a region where the total volume of the imaging field of view is 1 μm 3 or more. Then, the total number density is obtained by dividing the measured total number by the volume of the visual field.

なお、本発明において、「母材」とは、溶接熱影響部を除く部分を指すものとする。また、溶接熱影響部については、母材と溶接金属との境界である溶接溶融線から母材側に1mmの位置において測定用の薄膜を切り出すものとする。 In the present invention, the "base material" refers to a portion excluding the welding heat-affected zone. As for the heat-affected zone of welding, a thin film for measurement is cut out at a position 1 mm from the welding fusion line, which is the boundary between the base metal and the weld metal, to the base metal side.

3.溶接金属の化学組成
本発明の溶接継手において、溶接金属は、
質量%で、
C:0.18%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%以下、
P:0.040%以下、
S:0.0100%以下、
O:0.020%以下、
Cr:20.0〜38.0%、
Ni:40.0〜60.0%、
MoおよびWから選択される1種以上の合計:3.0〜13.0%、
Ti:0.01〜1.50%、
N:0.20%以下、
Al:1.5%以下、
B:0.0001〜0.01%、
Zr:0.0001〜0.50%、
Co:0〜1.0%、
Cu:0〜1.0%、
V:0〜0.5%、
Nb:0〜0.5%、
残部:Feおよび不純物である化学組成を有する。
3. 3. Chemical composition of weld metal In the welded joint of the present invention, the weld metal is
By mass%
C: 0.18% or less,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.0100% or less,
O: 0.020% or less,
Cr: 20.0 to 38.0%,
Ni: 40.0 to 60.0%,
Total of one or more selected from Mo and W: 3.0 to 13.0%,
Ti: 0.01 to 1.50%,
N: 0.20% or less,
Al: 1.5% or less,
B: 0.0001 to 0.01%,
Zr: 0.0001 to 0.50%,
Co: 0-1.0%,
Cu: 0-1.0%,
V: 0-0.5%,
Nb: 0-0.5%,
Remaining: Has a chemical composition of Fe and impurities.

なお、本発明において、溶接金属の化学組成とは、溶接継手における初層部の化学組成を指すものとする。 In the present invention, the chemical composition of the weld metal refers to the chemical composition of the first layer portion of the welded joint.

上記のうちでも、C含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.15%以下であるのが好ましい。Si含有量は0.02%以上であるのが好ましく、1.0%以下であるのが好ましい。Mn含有量は0.02%以上であるのが好ましく、1.8%以下であるのが好ましい。P含有量は0.030%以下、S含有量は0.008%以下、O含有量は0.008%以下であるのが好ましい。 Among the above, the C content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.15% or less. The Si content is preferably 0.02% or more, and preferably 1.0% or less. The Mn content is preferably 0.02% or more, and preferably 1.8% or less. It is preferable that the P content is 0.030% or less, the S content is 0.008% or less, and the O content is 0.008% or less.

また、Cr含有量は20.5%以上であるのが好ましく、32.5%以下であるのが好ましい。Ni含有量は40.5%以上であるのが好ましく、59.5%以下であるのが好ましい。MoおよびWから選択される1種以上の合計含有量は6.5%以上であるのが好ましく、12.5%以下であるのが好ましい。Ti含有量は0.06%以上であるのが好ましく、1.30%以下であるのが好ましい。 The Cr content is preferably 20.5% or more, and preferably 32.5% or less. The Ni content is preferably 40.5% or more, and preferably 59.5% or less. The total content of one or more selected from Mo and W is preferably 6.5% or more, and preferably 12.5% or less. The Ti content is preferably 0.06% or more, and preferably 1.30% or less.

さらに、N含有量は0.0005%以上であるのが好ましく、0.16%以下であるのが好ましい。Al含有量は0.0005%以上であるのが好ましく、1.4%以下であるのが好ましい。B含有量は0.0002%以上であるのが好ましく、0.009%以下であるのが好ましい。Zr含有量は0.001%以上であるのが好ましく、0.40%以下であるのが好ましい。 Further, the N content is preferably 0.0005% or more, and preferably 0.16% or less. The Al content is preferably 0.0005% or more, and preferably 1.4% or less. The B content is preferably 0.0002% or more, and preferably 0.009% or less. The Zr content is preferably 0.001% or more, and preferably 0.40% or less.

Co含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.8%以下であるのが好ましい。Cu含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.8%以下であるのが好ましい。V含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.4%以下であるのが好ましい。Nb含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.4%以下であるのが好ましい。 The Co content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.8% or less. The Cu content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.8% or less. The V content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.4% or less. The Nb content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.4% or less.

なお、上記の溶接金属の化学組成は、溶接時における母材と溶接材料との流入割合で決定される。以下に、本発明に係る溶接継手を製造するのに用いられる溶接材料の好適な化学組成について説明する。 The chemical composition of the weld metal is determined by the inflow ratio of the base metal and the welding material at the time of welding. The suitable chemical composition of the welding material used for manufacturing the welded joint according to the present invention will be described below.

4.溶接材料の化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
4. Chemical composition of welding material The reasons for limiting each element are as follows. In the following description, "%" for the content means "mass%".

C:0.06〜0.18%
Cは、溶接後の溶接金属中のオーステナイト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、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。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、かえってクリープ強度および延性を低下させるおそれがある。したがって、C含有量は0.06〜0.18%であるのが好ましい。C含有量は0.07%以上であることがより好ましく、0.08%以上であることがさらに好ましい。また、C含有量は0.16%以下であることがより好ましく、0.14%以下であることがさらに好ましい。
C: 0.06 to 0.18%
C is an element that has the effect of stabilizing austenite in the weld metal after welding, and also has the effect of forming fine carbides and improving the creep strength during high-temperature use. Furthermore, by forming eutectic carbides with Cr during welding solidification, it also contributes to the reduction of solidification cracking susceptibility. However, if the C content is excessive, a large amount of carbides are precipitated, which may rather reduce the creep strength and ductility. Therefore, the C content is preferably 0.06 to 0.18%. The C content is more preferably 0.07% or more, and further preferably 0.08% or more. Further, the C content is more preferably 0.16% or less, and further preferably 0.14% or less.

Si:1.0%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オーステナイトの安定性が低下して、靭性およびクリープ強度の低下を招くおそれがある。そのため、Siの含有量は1.0%以下であるのが好ましい。Si含有量は0.8%以下であることがより好ましく、0.6%以下であることがさらに好ましい。
Si: 1.0% or less Si is an element that is effective for deoxidation during the production of welding materials and is also effective for improving the corrosion resistance and oxidation resistance of the weld metal after welding at high temperatures. However, when Si is excessively contained, the stability of austenite is lowered, which may lead to a decrease in toughness and creep strength. Therefore, the Si content is preferably 1.0% or less. The Si content is more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.6% or less.

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0.02%以上であることが好ましく、0.05%以上であることがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the Si content, but if it is extremely reduced, the deoxidizing effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy deteriorates, and the effect of improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures is improved. Will be difficult to obtain, and the manufacturing cost will increase significantly. Therefore, the Si content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.

Mn:2.0%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オーステナイト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、靭性およびクリープ延性の低下も生じるおそれがある。そのため、Mnの含有量は2.0%以下であるのが好ましい。Mnの含有量は1.8%以下であることがより好ましく、1.5%以下であることがさらに好ましい。
Mn: 2.0% or less Mn, like Si, is an element effective for deoxidation during the production of welding materials. Mn also contributes to the stabilization of austenite in the weld metal after welding. However, if the Mn content is excessive, embrittlement may occur, and further, toughness and creep ductility may decrease. Therefore, the Mn content is preferably 2.0% or less. The Mn content is more preferably 1.8% or less, and even more preferably 1.5% or less.

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0.02%以上であることが好ましく、0.05%以上であることがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the Mn content, but if it is extremely reduced, the deoxidizing effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy deteriorates, and the austenite stabilizing effect becomes difficult to obtain. Manufacturing costs will also rise significantly. Therefore, the Mn content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.

P:0.040%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、P含有量は0.040%以下であるのが好ましい。Pの含有量は0.030%以下であることがより好ましく、0.020%以下であることがさらに好ましい。
P: 0.040% or less P is an element that is contained in the welding material as an impurity and enhances the susceptibility to solidification and cracking during welding. In addition, it reduces the creep ductility of the weld metal after long-term use at high temperatures. Therefore, the P content is preferably 0.040% or less. The content of P is more preferably 0.030% or less, and further preferably 0.020% or less.

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%以上であることが好ましく、0.0008%以上であることがより好ましい。 It is preferable to reduce the P content as much as possible, but an extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the P content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.

S:0.0100%以下
Sは、Pと同様に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高める元素である。さらに、Sは、溶接金属において長時間使用中に柱状晶粒界に偏析して脆化を招き、再熱割れ感受性を高める。そのため、S含有量は0.0100%以下であるのが好ましい。S含有量は0.0080%以下であることがより好ましく、0.0050%以下であることがさらに好ましい。
S: 0.0100% or less S is an element that is contained in the welding material as an impurity like P and enhances the susceptibility to solidification and cracking during welding. Further, S segregates at the columnar grain boundaries during long-term use in the weld metal, causing embrittlement and increasing the susceptibility to reheat cracking. Therefore, the S content is preferably 0.0100% or less. The S content is more preferably 0.0080% or less, and further preferably 0.0050% or less.

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%以上であることが好ましく、0.0002%以上であることがより好ましい。 The S content is preferably reduced as much as possible, but an extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the S content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0002% or more.

O:0.010%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おそれがある。そのため、O含有量は0.010%以下であるのが好ましい。O含有量は0.008%以下であることがより好ましく、0.005%以下であることがさらに好ましい。
O: 0.010% or less O (oxygen) is contained in the welding material as an impurity, and if the content is excessive, the hot workability is lowered and the manufacturability may be deteriorated. Therefore, the O content is preferably 0.010% or less. The O content is more preferably 0.008% or less, and further preferably 0.005% or less.

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の含有量は、0.0005%以上であることが好ましく、0.0008%以上であることがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the O content, but an extreme reduction causes an increase in manufacturing cost. Therefore, the content of O is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.

Ni:40.0〜60.0%
Niは、溶接後の溶接金属中のオーステナイトを安定化させるのに有効な元素であり、長時間使用時のクリープ強度を確保する元素である。しかしながら、Niは高価な元素であり、小規模製造の溶接材料においても、多量に含有させるとコストの増大を招く。そのため、Ni含有量は40.0〜60.0%であるのが好ましい。Ni含有量は40.5%以上であることがより好ましく、41.0%以上であることがさらに好ましい。また、Ni含有量は59.5%以下であることがより好ましく、59.0%以下であることがさらに好ましい。
Ni: 40.0 to 60.0%
Ni is an element effective for stabilizing austenite in the weld metal after welding, and is an element for ensuring creep strength during long-term use. However, Ni is an expensive element, and even in a welding material manufactured on a small scale, if it is contained in a large amount, the cost will increase. Therefore, the Ni content is preferably 40.0 to 60.0%. The Ni content is more preferably 40.5% or more, further preferably 41.0% or more. Further, the Ni content is more preferably 59.5% or less, and further preferably 59.0% or less.

Cr:20.0〜33.0%
Crは、溶接後の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、微細な炭化物またはCrが富化したbcc相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。しかしながら、Crの含有量が33.0%を超えると、上記のNi量範囲において高温でのオーステナイトの安定化が劣化してクリープ強度の低下を招くおそれがある。したがって、Cr含有量は20.0〜33.0%であるのが好ましい。Cr含有量は20.5%以上であることがより好ましく、21.0%以上であることがさらに好ましい。また、Cr含有量は32.5%以下であることがより好ましく、32.0%以下であることがさらに好ましい。
Cr: 20.0 to 33.0%
Cr is an element effective for ensuring the oxidation resistance and corrosion resistance of the weld metal after welding at high temperatures. In addition, Cr forms a bcc phase enriched with fine carbides or Cr, which also contributes to ensuring creep strength. Furthermore, by forming eutectic carbides with C during welding, it also contributes to the reduction of solidification crack susceptibility. However, if the Cr content exceeds 33.0%, the stabilization of austenite at high temperatures deteriorates in the above Ni content range, which may lead to a decrease in creep strength. Therefore, the Cr content is preferably 20.0 to 33.0%. The Cr content is more preferably 20.5% or more, and even more preferably 21.0% or more. Further, the Cr content is more preferably 32.5% or less, and further preferably 32.0% or less.

MoおよびWの1種以上の合計:6.0〜13.0%
MoおよびWは、溶接金属においてマトリクスに固溶し、または、微細な金属間化合物を形成して、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。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させても効果は飽和し、かえってクリープ強度を低下させるおそれがある。さらに、Moおよび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。そのため、MoおよびWから選択される1種以上の合計含有量は6.0〜13.0%であるのが好ましい。合計含有量は6.5%以上であることがより好ましく、7.0%以上であることがさらに好ましい。また、合計含有量は12.5%以下であることがより好ましく、12.0%以下であることがさらに好ましい。
Total of one or more types of Mo and W: 6.0 to 13.0%
Mo and W are elements that dissolve in a matrix in a weld metal or form fine intermetallic compounds, which greatly contribute to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures. However, even if these elements are excessively contained, the effect is saturated and the creep strength may be lowered. Further, since Mo and W are expensive elements, if they are contained in an excessive amount, the cost will increase. Therefore, the total content of one or more selected from Mo and W is preferably 6.0 to 13.0%. The total content is more preferably 6.5% or more, and even more preferably 7.0% or more. Further, the total content is more preferably 12.5% or less, and further preferably 12.0% or less.

Ti:0.05〜1.50%
Tiは、溶接金属中に微細な炭窒化物として、さらに、Niとの金属間化合物として粒内に析出し、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元素である。しかしながら、Tiの含有量が過剰になると炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性および靭性の低下を招くおそれがある。そのため、Ti含有量は0.05〜1.50%であるのが好ましい。Ti含有量は0.06%以上であることがより好ましく、0.07%以上であることがさらに好ましい。また、Ti含有量は1.30%以下であることがより好ましく、1.10%以下であることがさらに好ましい。
Ti: 0.05 to 1.50%
Ti is an element that is precipitated in the grain as a fine carbonitride in the weld metal and further as an intermetallic compound with Ni, and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperature. However, if the Ti content is excessive, a large amount of carbonitride may be precipitated, which may lead to a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, the Ti content is preferably 0.05 to 1.50%. The Ti content is more preferably 0.06% or more, and further preferably 0.07% or more. Further, the Ti content is more preferably 1.30% or less, and further preferably 1.10% or less.

N:0.18%以下
Nは、溶接金属中のオーステナイトを安定化させ、クリープ強度を向上させるとともに、固溶して引張強さの確保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靭性の低下を招くおそれがある。そのため、N含有量は0.18%以下であるのが好ましい。N含有量は0.16%以下であることがより好ましく、0.14%以下であることがさらに好ましい。
N: 0.18% or less N is an element that stabilizes austenite in the weld metal, improves creep strength, and dissolves in solid solution to contribute to ensuring tensile strength. However, if it is contained in an excessive amount, a large amount of fine nitrides may be precipitated in the grains during use at a high temperature, resulting in a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, the N content is preferably 0.18% or less. The N content is more preferably 0.16% or less, and further preferably 0.14% or less.

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オーステナイトを安定にす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の含有量は、0.0005%以上であることが好ましく、0.0008%以上であることがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the N content, but if it is extremely reduced, it becomes difficult to obtain the effect of stabilizing austenite, and the manufacturing cost also increases significantly. Therefore, the content of N is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.

Al:1.5%以下
Alは、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、溶接金属において微細な金属間化合物相を形成して、クリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、Alの含有量が過剰になると合金の清浄性が著しく劣化して、溶接材料の熱間加工性および延性が低下するため、製造性が低下するおそれがある。加えて、溶接金属中で多量の金属間化合物相を形成し、高温で長時間使用した際の再熱割れ感受性を著しく高めるおそれがある。そのため、Al含有量は1.5%以下であるのが好ましい。Al含有量は1.4%以下であることがより好ましく、1.3%以下であることがさらに好ましい。
Al: 1.5% or less Al is an element effective for deoxidation during the production of welding materials. In addition, it forms a fine intermetallic compound phase in the weld metal and contributes to the improvement of creep strength. However, if the Al content is excessive, the cleanliness of the alloy is significantly deteriorated, and the hot workability and ductility of the welding material are lowered, so that the manufacturability may be lowered. In addition, a large amount of intermetallic compound phase may be formed in the weld metal, which may significantly increase the susceptibility to reheat cracking when used at a high temperature for a long time. Therefore, the Al content is preferably 1.5% or less. The Al content is more preferably 1.4% or less, and further preferably 1.3% or less.

なお、Al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かえって劣化するとともに、製造コストも大きく上昇する。そのため、Al含有量は0.0005%以上であることが好ましく、0.001%以上であることがより好ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the Al content, but if it is extremely reduced, the deoxidizing effect cannot be sufficiently obtained, the cleanliness of the alloy is deteriorated, and the manufacturing cost is greatly increased. Therefore, the Al content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% 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な元素であるため、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。そのため、B含有量は0.005%以下であるのが好ましい。B含有量は0.004%以下であることがより好ましく、0.003%以下であることがさらに好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Bの含有量を0.0001%以上とすることが好ましく、0.0005%以上とすることがより好ましい。
B: 0 to 0.005%
Since B is an element effective for improving the creep strength of the weld metal, it may be contained. However, when the B content becomes excessive, the susceptibility to solidification cracking during welding becomes significantly high. Therefore, the B content is preferably 0.005% or less. The B content is more preferably 0.004% or less, and further preferably 0.003% or less. When the above effect is desired, the content of B is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more.

Nb:0〜0.5%
Nbは、Tiと同様に、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し、高温でのクリープ強度の向上に寄与するため、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、炭化物または炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性および靭性の低下を招くおそれがある。そのため、Nb含有量は0.5%以下であるのが好ましい。Nb含有量は0.48%以下であることがより好ましく、0.45%以下であることがさらに好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Nb含有量を0.01%以上とすることが好ましく、0.03%以上とすることがより好ましい。
Nb: 0-0.5%
Like Ti, Nb may be contained because it combines with C or N and precipitates in the grains as fine carbides or carbonitrides, which contributes to the improvement of creep strength at high temperatures. However, if the Nb content is excessive, a large amount of carbide or carbonitride may be precipitated, resulting in a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, the Nb content is preferably 0.5% or less. The Nb content is more preferably 0.48% or less, and further preferably 0.45% or less. When the above effect is desired, the Nb content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.

上記溶接材料の化学組成において、残部はFeおよび不純物である。ここで「不純物」とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the chemical composition of the welding material, the balance is Fe and impurities. Here, the "impurity" is a component mixed with raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process when an alloy is industrially manufactured, and is allowed as long as it does not adversely affect the present invention. Means something.

5.製造方法
本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の作製に用いられる母材の製造方法については特に制限はないが、例えば、上述の化学組成を有する鋼塊または鋳片に、熱間加工を施すことによって製造することができる。また、当該熱間加工の後に、必要に応じて熱間押出等の異なる方法の熱間加工をさらに施してもよい。
5. Manufacturing Method There is no particular limitation on the manufacturing method of the base metal used for manufacturing the austenitic heat-resistant alloy welded joint of the present invention, but for example, hot working is performed on a steel ingot or slab having the above-mentioned chemical composition. Can be manufactured by. Further, after the hot working, if necessary, hot working by a different method such as hot extrusion may be further performed.

さらに上記の工程の後、微細なTi炭硫化物および/またはTi硫化物を析出させるために、1100〜1250℃の温度範囲まで加熱して保持した後に、300℃までの平均冷却速度が0.1〜5.0℃/sとなる条件で室温まで冷却する。熱間加工によって付与される転位が代表的な析出サイトの一つとなり、Ti炭硫化物および/またはTi硫化物が微細分散するようになる。 Further, after the above steps, in order to precipitate fine Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide, after heating and holding in a temperature range of 1100 to 1250 ° C., the average cooling rate up to 300 ° C. is 0. Cool to room temperature under conditions of 1 to 5.0 ° C./s. Dislocations imparted by hot working become one of the typical precipitation sites, and Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide becomes finely dispersed.

または、微細なTi炭硫化物および/またはTi硫化物の析出量をより多くするためには、上記の工程の後、以下に説明する2段階での冷却を行うのが好ましい。 Alternatively, in order to increase the amount of fine Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide precipitated, it is preferable to perform cooling in two steps described below after the above steps.

まず、1100〜1250℃の温度範囲から500〜1000℃の温度域まで0.01〜1.0℃/sの平均冷却速度で冷却する(第1冷却工程)。そして、当該温度域で1〜10h保持する(保持工程)。続いて、500〜1000℃の温度域から300℃までの平均冷却速度が0.01〜1.0℃/sとなる条件で室温まで冷却する(第2冷却工程)。 First, cooling is performed from a temperature range of 1100 to 1250 ° C. to a temperature range of 500 to 1000 ° C. at an average cooling rate of 0.01 to 1.0 ° C./s (first cooling step). Then, it is held in the temperature range for 1 to 10 hours (holding step). Subsequently, the product is cooled to room temperature under the condition that the average cooling rate from the temperature range of 500 to 1000 ° C. to 300 ° C. is 0.01 to 1.0 ° C./s (second cooling step).

また、溶接継手の製造方法についても特に制限はない。上記の母材に対して溶接を施すことによって製造される。溶接方法としては、特に限定されるものではなく、例えば、ガスタングステンアーク溶接、ガスメタルアーク溶接、被覆アーク溶接などを用いることができる。 Further, there is no particular limitation on the method of manufacturing the welded joint. Manufactured by welding the above base metal. The welding method is not particularly limited, and for example, gas tungsten arc welding, gas metal arc welding, shielded metal arc welding, and the like can be used.

上述のように、溶接に伴い、溶接熱影響部では、Ti炭硫化物および/またはTi硫化物の一部または全部が溶解してしまう。ここで、析出物が完全に溶解せずに残存していれば、所定の条件で溶接後熱処理を行うことにより、微細なTi炭硫化物および/またはTi硫化物を再析出させることが可能となる。そのため、Ti炭硫化物および/またはTi硫化物を再析出させることを目的として、溶接熱影響部を含む溶接部に対して溶接後熱処理を施す。なお、析出物の全部が溶解してしまった場合には、その後に再析出させることは困難である。溶接によって析出サイトとなる転位が消滅してしまうためである。 As described above, with welding, a part or all of Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide is dissolved in the weld heat affected zone. Here, if the precipitate remains without being completely dissolved, it is possible to reprecipitate fine Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide by performing post-welding heat treatment under predetermined conditions. Become. Therefore, for the purpose of reprecipitating Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide, post-weld heat treatment is performed on the welded portion including the weld heat affected zone. If all of the precipitate is dissolved, it is difficult to reprecipitate it thereafter. This is because the dislocations that become precipitation sites disappear by welding.

具体的には、下記(i)式および(ii)式を満足する条件で熱処理を行う。
850≦T≦1200 ・・・(i)
−0.1×T+140≦t≦−0.6×T+780 ・・・(ii)
但し、上記式中におけるTは保持温度(℃)、tは保持時間(min)を意味する。
Specifically, the heat treatment is performed under the conditions that satisfy the following equations (i) and (ii).
850 ≤ T ≤ 1200 ... (i)
−0.1 × T + 140 ≦ t ≦ −0.6 × T + 780 ・ ・ ・ (ii)
However, in the above formula, T means the holding temperature (° C.) and t means the holding time (min).

溶接後熱処理における保持温度を850〜1200℃の範囲内とすることにより、溶接熱影響部においてTi炭硫化物および/またはTi硫化物を再析出させることが可能となる。また、保持温度が1200℃以下であれば、既存の設備を用いて種々の溶接部に後熱処理を実施することが可能である。保持温度は1100℃以上であるのが好ましく、1150℃以上であるのがより好ましい。 By setting the holding temperature in the post-weld heat treatment in the range of 850 to 1200 ° C., it is possible to reprecipitate Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide in the welding heat affected zone. Further, if the holding temperature is 1200 ° C. or lower, it is possible to carry out post-heat treatment on various welded portions using existing equipment. The holding temperature is preferably 1100 ° C. or higher, more preferably 1150 ° C. or higher.

さらに、保持時間が保持温度との関係において、(ii)式を満足することで、溶接熱影響部においてTi炭硫化物および/またはTi硫化物を再析出させることができる。また、保持時間を[−0.6×T+780](min)以下とすることで、結晶粒の成長による靱性低下を防止することが可能となる。 Further, by satisfying the equation (ii) in relation to the holding time in relation to the holding temperature, Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide can be reprecipitated in the weld heat affected zone. Further, by setting the holding time to [−0.6 × T + 780] (min) or less, it is possible to prevent a decrease in toughness due to the growth of crystal grains.

Ti炭硫化物および/またはTi硫化物の再析出をより促進させる観点からは、溶接後熱処理を行った後は、300℃までの平均冷却速度が0.1〜5.0℃/sとなる条件で室温まで冷却することが好ましい。 From the viewpoint of further promoting the reprecipitation of Ti carbon sulfide and / or Ti sulfide, the average cooling rate up to 300 ° C. is 0.1 to 5.0 ° C./s after the post-welding heat treatment. It is preferable to cool to room temperature under the conditions.

以上の説明においては、溶接熱影響部を含む溶接部に対してのみ溶接後熱処理を施すこととしている。しかし、溶接部に対してのみ溶接後熱処理を実施することが困難である場合には、母材とともに溶接部に対して溶接後熱処理を施してもよい。その場合においても、上記(i)式および(ii)式を満足する条件で溶接後熱処理を施す。 In the above description, post-weld heat treatment is performed only on the welded zone including the weld heat affected zone. However, if it is difficult to perform the post-weld heat treatment only on the welded portion, the post-weld heat treatment may be performed on the welded portion together with the base metal. Even in that case, the post-welding heat treatment is performed under the conditions satisfying the above equations (i) and (ii).

また、母材に対しても溶接後熱処理を行う場合においては、母材中に析出していたTi炭硫化物および/またはTi硫化物が溶解してしまうおそれがある。そのため、Ti炭硫化物および/またはTi硫化物を再び析出させる観点から、溶接後熱処理を行った後に、300℃までの平均冷却速度が0.1〜5.0℃/sとなる条件で室温まで冷却する。 Further, when the base metal is also heat-treated after welding, the Ti carbon sulfide and / or the Ti sulfide precipitated in the base metal may be dissolved. Therefore, from the viewpoint of precipitating Ti charcoal sulfide and / or Ti sulfide again, the room temperature is such that the average cooling rate up to 300 ° C. is 0.1 to 5.0 ° C./s after the heat treatment after welding. Cool to.

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。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples, but the present invention is not limited to these Examples.

表1に示す化学組成を有するオーステナイト系耐熱合金1〜6を実験室溶解してインゴットを作製した。そして、上記インゴットに対して熱間での鍛造および圧延による成形を行った後、表2に示す条件で最終熱処理を施し、オーステナイト系耐熱合金板を得た。 Austenitic heat-resistant alloys 1 to 6 having the chemical compositions shown in Table 1 were melted in a laboratory to prepare an ingot. Then, after hot forging and rolling to form the ingot, the final heat treatment was performed under the conditions shown in Table 2 to obtain an austenitic heat-resistant alloy plate.

なお、最終熱処理での加熱温度は、表2に示す「第1冷却工程」における「冷却開始温度」と同じである。2段階での冷却(2段冷却)を行う場合においては、第1冷却工程における平均冷却速度は、冷却開始温度から保持温度までの間における平均冷却速度を意味し、第2冷却工程における平均冷却速度は、保持温度から300℃までの間における平均冷却速度を意味する。また、1段階での冷却(1段冷却)を行う場合においては、第1冷却工程における平均冷却速度は、冷却開始温度から300℃までの間における平均冷却速度を意味する。 The heating temperature in the final heat treatment is the same as the "cooling start temperature" in the "first cooling step" shown in Table 2. When performing two-stage cooling (two-stage cooling), the average cooling rate in the first cooling step means the average cooling rate between the cooling start temperature and the holding temperature, and the average cooling in the second cooling step. Rate means the average cooling rate between the holding temperature and 300 ° C. Further, in the case of performing one-step cooling (one-step cooling), the average cooling rate in the first cooling step means the average cooling rate between the cooling start temperature and 300 ° C.

Figure 2021167439
Figure 2021167439

Figure 2021167439
Figure 2021167439

その後、各合金板からTEM観察用試験片を切り出し、Ti炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度の測定を行った。具体的には、各試験材から厚さ90〜110nmの薄膜を作製し、TEMにより観察した。この時の倍率は115000倍とした。そして、Ti炭硫化物またはTi硫化物と特定されたものの面積を画像処理により測定し、円相当径が50nm以下であるTi炭硫化物およびTi硫化物の個数の合計を計測した。そして、計測された合計個数を視野の体積で除することにより、合計個数密度を求めた。その結果を表2に併せて示す。 Then, a TEM observation test piece was cut out from each alloy plate, and the total number density of Ti charcoal sulfide and Ti sulfide was measured. Specifically, a thin film having a thickness of 90 to 110 nm was prepared from each test material and observed by TEM. The magnification at this time was 115,000 times. Then, the area of the Ti charcoal sulfide or the one identified as Ti sulfide was measured by image processing, and the total number of Ti charcoal sulfides and Ti sulfides having a circle equivalent diameter of 50 nm or less was measured. Then, the total number density was obtained by dividing the measured total number by the volume of the visual field. The results are also shown in Table 2.

次に、各合金板からそれぞれ厚さ15mm、幅50mm、長さ100mmの試験材を得た。 Next, test materials having a thickness of 15 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm were obtained from each alloy plate.

さらに、表3に示す化学組成を有する合金を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間での鍛造、圧延および機械加工により、外径1.2mmの溶接材料(溶接ワイヤ)を作製した。 Further, a welding material (welding wire) having an outer diameter of 1.2 mm was produced from an ingot in which an alloy having the chemical composition shown in Table 3 was melted and cast in a laboratory by hot forging, rolling and machining. ..

Figure 2021167439
Figure 2021167439

上記試験材に、その長手方向に角度30°、ルート厚さ1mmのV開先を加工した後、上述した溶接材料を用いて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。 A V-groove having an angle of 30 ° in the longitudinal direction and a root thickness of 1 mm was machined on the test material, and then multi-layer welding was performed in the groove by TIG welding using the above-mentioned welding material to prepare a welded joint. ..

そして、上記の溶接継手において、溶接金属の初層部の化学組成の測定を行った。各溶接継手の溶接金属の化学組成を表4に示す。 Then, in the above-mentioned welded joint, the chemical composition of the first layer portion of the weld metal was measured. Table 4 shows the chemical composition of the weld metal of each welded joint.

Figure 2021167439
Figure 2021167439

その後、溶接熱影響部を含む溶接部に対して、表5に示す条件で溶接後熱処理を施した。そして、溶接熱影響部の溶接溶融線から母材側に1mmの位置からTEM観察用試験片を切り出し、Ti炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度の測定を行った。測定方法は母材における場合と同じである。 Then, the welded portion including the weld heat affected zone was subjected to post-weld heat treatment under the conditions shown in Table 5. Then, a TEM observation test piece was cut out from a position 1 mm on the base metal side from the welding melt line of the welding heat-affected zone, and the total number density of Ti carbon sulfide and Ti sulfide was measured. The measuring method is the same as that for the base metal.

続いて、各溶接継手から溶接金属が平行部の中央となるようにJIS Z 2241(2011)に記載される直径6mm、標点距離30mmの丸棒クリープ破断試験片を採取して、700℃、170MPaの条件でクリープ破断試験を行った。試験は、JIS Z 2271(2010)に準拠して行った。なお、クリープ破断時間が、2000h以上となるものを合格(○)とし、2000h未満のものを不合格(×)とした。 Subsequently, a round bar creep rupture test piece having a diameter of 6 mm and a gauge point distance of 30 mm described in JIS Z 2241 (2011) was collected from each welded joint so that the weld metal was in the center of the parallel portion, and the temperature was 700 ° C. A creep rupture test was conducted under the condition of 170 MPa. The test was performed in accordance with JIS Z 2271 (2010). Those having a creep rupture time of 2000 h or more were regarded as acceptable (◯), and those having a creep rupture time of less than 2000 h were evaluated as rejected (x).

それらの結果を表5に併せて示す。 The results are also shown in Table 5.

Figure 2021167439
Figure 2021167439

表5に示すように、溶接熱影響部中に含まれる50nm以下のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度が本発明の規定範囲内である試験No.1、3〜6および8〜16は、クリープ破断強度が良好な結果を示した。 As shown in Table 5, the total number density of Ti carbon sulfides having a diameter of 50 nm or less and Ti sulfides contained in the weld heat-affected zone is within the specified range of the present invention. Nos. 1, 3 to 6 and 8 to 16 showed good results in creep rupture strength.

これに対して、溶接熱影響部中のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度が本発明の規定値未満である試験No.2および17〜29、ならびに規定値を超える試験No.7では、十分なクリープ破断強度が得られなかった。 On the other hand, the total number density of Ti charcoal sulfide and Ti sulfide in the weld heat affected zone is less than the specified value of the present invention. Test Nos. 2 and 17-29, and test numbers exceeding the specified values. At No. 7, sufficient creep rupture strength could not be obtained.

さらに、表4に示す継手のうち5種について、母材とともに溶接部に対して、表6に示す条件で、溶接後熱処理を施した。そして、上記の方法により、溶接熱影響部中および母材中に含まれる50nm以下のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度を評価した。また、上記の方法により、クリープ破断強度を評価した。 Further, for 5 types of the joints shown in Table 4, the welded portions together with the base metal were subjected to post-weld heat treatment under the conditions shown in Table 6. Then, the total number density of Ti carbon sulfides having a diameter of 50 nm or less and Ti sulfides contained in the weld heat-affected zone and the base metal was evaluated by the above method. In addition, the creep rupture strength was evaluated by the above method.

それらの結果を表6に併せて示す。 The results are also shown in Table 6.

Figure 2021167439
Figure 2021167439

表6に示すように、溶接熱影響部中および母材中の双方に含まれる50nm以下のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度が本発明の規定範囲内である試験No.30〜34は、クリープ破断強度が良好な結果を示した。 As shown in Table 6, the total number density of Ti carbon sulfides having a diameter of 50 nm or less and Ti sulfides contained in both the heat-affected zone and the base metal is within the specified range of the present invention. 30 to 34 showed good results in creep rupture strength.

本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手は、長時間クリープ破断強度に優れる。このため、本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手は、発電用ボイラの過熱器管、再熱器管等としてのみならず、主蒸気管、再熱蒸気管等の大径、厚肉の高温部材として使用されるのに好適である。

The austenitic heat-resistant alloy welded joint of the present invention has excellent long-term creep rupture strength. Therefore, the austenitic heat-resistant alloy welded joint of the present invention is not only used as a superheater tube, a reheater tube, etc. of a boiler for power generation, but also a large-diameter, thick-walled high-temperature member such as a main steam tube, a reheated steam tube, etc. Suitable for use as.

Claims (2)

母材と溶接金属とを含む溶接継手であって、前記母材と前記溶接金属との境界の前記母材側には、溶接熱影響部が形成されており、
前記母材の化学組成が、質量%で、
C:0.01〜0.15%、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%以下、
P:0.040%以下、
S:0.0001〜0.0100%、
O:0.010%以下、
N:0.020%以下、
Cr:25.0〜38.0%、
Ni:40.0〜60.0%、
W:3.0〜10.0%、
Ti:0.01〜1.20%、
Al:0.30%以下、
B:0.0001〜0.010%、
Zr:0.0001〜0.50%、
Co:0〜1.0%、
Cu:0〜1.0%、
Mo:0〜1.0%、
V:0〜0.5%、
Nb:0〜0.5%、
残部:Feおよび不純物であり、
前記母材中および前記溶接熱影響部中に含まれる粒子径が50nm以下のTi炭硫化物およびTi硫化物の合計個数密度が50〜500個/μmであり、
前記溶接金属の化学組成が、質量%で、
C:0.18%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%以下、
P:0.040%以下、
S:0.0100%以下、
O:0.020%以下、
Cr:20.0〜38.0%、
Ni:40.0〜60.0%、
MoおよびWから選択される1種以上の合計:3.0〜13.0%、
Ti:0.01〜1.50%、
N:0.20%以下、
Al:1.5%以下、
B:0.0001〜0.01%、
Zr:0.0001〜0.50%、
Co:0〜1.0%、
Cu:0〜1.0%、
V:0〜0.5%、
Nb:0〜0.5%、
残部:Feおよび不純物である、
オーステナイト系耐熱合金溶接継手。
A welded joint containing a base metal and a welding metal, and a welding heat-affected zone is formed on the base metal side of the boundary between the base metal and the welding metal.
The chemical composition of the base material is mass%.
C: 0.01-0.15%,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.0001 to 0.0100%,
O: 0.010% or less,
N: 0.020% or less,
Cr: 25.0 to 38.0%,
Ni: 40.0 to 60.0%,
W: 3.0 to 10.0%,
Ti: 0.01 to 1.20%,
Al: 0.30% or less,
B: 0.0001 to 0.010%,
Zr: 0.0001 to 0.50%,
Co: 0-1.0%,
Cu: 0-1.0%,
Mo: 0-1.0%,
V: 0-0.5%,
Nb: 0-0.5%,
Remaining: Fe and impurities,
The total number density of Ti charcoal sulfides and Ti sulfides having a particle size of 50 nm or less contained in the base metal and the heat-affected zone of welding is 50 to 500 / μm 3 .
The chemical composition of the weld metal is mass%.
C: 0.18% or less,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.0100% or less,
O: 0.020% or less,
Cr: 20.0 to 38.0%,
Ni: 40.0 to 60.0%,
Total of one or more selected from Mo and W: 3.0 to 13.0%,
Ti: 0.01 to 1.50%,
N: 0.20% or less,
Al: 1.5% or less,
B: 0.0001 to 0.01%,
Zr: 0.0001 to 0.50%,
Co: 0-1.0%,
Cu: 0-1.0%,
V: 0-0.5%,
Nb: 0-0.5%,
Remaining: Fe and impurities,
Austenitic heat resistant alloy welded joint.
前記母材の化学組成が、質量%で、
Co:0.01〜1.0%、
Cu:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V:0.01〜0.5%、および
Nb:0.01〜0.5%、
から選択される1種以上を含有する、
請求項1に記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手。

The chemical composition of the base material is mass%.
Co: 0.01-1.0%,
Cu: 0.01-1.0%,
Mo: 0.01-1.0%,
V: 0.01-0.5%, and Nb: 0.01-0.5%,
Contains one or more selected from,
The austenitic heat-resistant alloy welded joint according to claim 1.

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