JP6390723B2 - オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法 - Google Patents

オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6390723B2
JP6390723B2 JP2016574855A JP2016574855A JP6390723B2 JP 6390723 B2 JP6390723 B2 JP 6390723B2 JP 2016574855 A JP2016574855 A JP 2016574855A JP 2016574855 A JP2016574855 A JP 2016574855A JP 6390723 B2 JP6390723 B2 JP 6390723B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
content
heat treatment
welding
heat
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2016574855A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2016129666A1 (ja
Inventor
平田　弘征
弘征 平田
佳奈 浄徳
佳奈 浄徳
英範 小川
英範 小川
敏秀 小野
敏秀 小野
克樹 田中
克樹 田中
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of JPWO2016129666A1 publication Critical patent/JPWO2016129666A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6390723B2 publication Critical patent/JP6390723B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3033—Ni as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/235—Preliminary treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C22C30/02—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Description

本発明は、火力発電用ボイラの主蒸気管または再熱蒸気管などの高温部材として長期使用されたオーステナイト系耐熱合金を用いた溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手に関する。
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および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またはＮｉ基耐熱合金には、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。
また、従来、フェライト系耐熱鋼が使用されていた、主蒸気管または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、高強度化が求められており、高強度オーステナイト系耐熱合金またはＮｉ基耐熱合金の適用が検討されている。
このような技術的背景のもと、例えば、特許文献１には、Ｗを活用し高温強度を高めるとともに、有効Ｂ量を規定することにより、熱間加工性を改善したＮｉ基合金製品が開示されている。また、特許文献２には、Ｃｒ、ＴｉおよびＺｒの活用により、クリープ破断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。特許文献３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りクリープ破断強度を高めたＮｉ基耐熱合金が開示されている。
これらオーステナイト系耐熱合金または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。その際、溶接部には、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なることが知られている。特に、高温環境で長時間使用した際に、いわゆる応力緩和割れが発生することが問題となる。応力緩和割れとは、溶接により生じた残留応力が緩和してゆく過程で発生する割れのことである。
そのため、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の含有量の管理ならびにＮｄの含有により耐液化割れ性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５には、ＭｏおよびＷを活用し、クリープ強度を高めるとともに、不純物元素、ならびに、ＴｉおよびＡｌの含有量を規定し、溶接時の耐液化割れおよび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開示されている。
特許第４６３１９８６号公報 国際公開第２００９／１５４１６１号 国際公開第２０１０／０３８８２６号 国際公報第２０１１／０７１０５４号 特開２０１０−１５０５９３号公報
特許文献４および５で開示されているオーステナイト系耐熱合金を主蒸気管または再熱蒸気管などの厚肉の部材に適用し、溶接により組み立てた場合、確かに溶接時の液化割れおよび使用時の応力緩和割れを防止することができる。
しかしながら、これら高温で使用されるオーステナイト系耐熱合金の構造物は、経年劣化に伴う部分的な損傷により、構造物の一部を溶接補修する必要が生じる場合がある。そして、これら高温で使用されたオーステナイト系耐熱合金を用いて溶接すると、溶接熱影響部に割れが生じる場合があることが新たに判明した。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、火力発電用ボイラの主蒸気管または再熱蒸気管などの高温部材として長期使用されたオーステナイト系耐熱合金を用いて、オーステナイト系耐熱合金溶接継手を製造する方法およびそれを用いて得られる溶接継手を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決するため、まず、高温に長時間晒されたオーステナイト系耐熱合金を用いた溶接継手の溶接熱影響部の割れ発生現象について、詳細な調査を行った。その結果、下記〈１〉〜〈３〉が確認された。
〈１〉溶接熱影響部の割れは、高温で使用された際の温度および時間の増大とともに発生しやすくなり、ある条件を超えると生じやすくなる傾向にあることが分かった。具体的には、使用時の加熱保持温度ＴＡが６００〜８５０℃である場合、使用時の加熱保持温度ＴＡおよび加熱保持時間ｔＡから決まるパラメーター（以下、ＰＡともいう。）が２１００以上であると、溶接熱影響部の割れが生じやすくなる傾向にあることが分かった。ただし、ＰＡ＝ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ）である。
〈２〉溶接熱影響部の割れは、溶融境界から数百μｍ離れた位置で発生した。そして、その割れ破面を観察した結果、溶融痕は認められず、延性に乏しい破面を呈していた。さらに、割れ破面上には、濃化したＳおよびＰが検出された。
〈３〉さらに、溶接熱影響部の組織観察の結果、割れが発生した溶融境界から数百μｍ離れた溶接熱影響部の粒内には、溶融線近傍の溶接熱影響部に比べて、微細な析出物が数多く観察された。
これらの結果から、高温で長期使用されたオーステナイト系耐熱合金を用いて溶接した場合に溶接熱影響部に発生する割れは、以下の機構により発生したものと推定された。
すなわち、高温での長期使用とともに、オーステナイト系耐熱合金の結晶粒内には析出物が微細に析出するが、使用温度が高いほど短時間で析出し、使用時間が長くなるとその量が増大する。さらに、使用中には、不純物元素であるＳおよびＰの粒界偏析も併せて生じる。
このように、粒内に析出相が存在し、不純物が粒界偏析したオーステナイト系耐熱合金を溶接した場合、溶融境界近傍の溶接熱影響部では、最高到達温度が高いため、粒内析出物は再び母相に固溶するとともに、粒界偏析が解消される。しかしながら、溶融境界から少し離れた溶接熱影響部では、最高到達温度が低いため、粒内析出物の再固溶および粒界偏析の解消は生じない。ここで、溶接時には、溶接に伴う膨張収縮により溶接熱影響部に熱応力が生じる。そのため、粒内に多量に析出相が存在する領域、すなわち溶融境界から少し離れた溶接熱影響部では、粒内の変形抵抗が高く、粒内が変形できなくなり、熱応力による変形が粒界に集中する。加えて、粒界にＳおよびＰ等の不純物元素も多量に偏析しており、脆化が生じる。その結果、変形に耐えきれず粒界が開口し、割れに至ったものと考えられる。
そして、鋭意検討を繰り返した結果、これを防止するためには以下の方法が有効であることが明らかとなった。すなわち、溶接時の割れを防止するためには、高温での使用中に過剰に粒内に析出が生じている場合、その析出物を再固溶させるとともに、不純物の粒界偏析を軽減させることが有効であることが分かった。
具体的には、下記〔１〕および〔２〕に示すことが分かった。
〔１〕オーステナイト系耐熱合金において、使用時の加熱保持温度ＴＡが６００〜８５０℃であり、かつ、使用時の加熱保持温度ＴＡおよび加熱保持時間ｔＡから決まるパラメーター（以下、ＰＡともいう。）が２１００以上となる場合、溶接前に熱処理を施すことが有効である。ただし、ＰＡ＝ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ）である。
〔２〕溶接前に施す熱処理は、熱処理保持温度ＴＰが１０５０〜１３００℃であり、熱処理保持時間ｔＰが［−０．１×（ＴＰ／５０−３０）］以上であることが有効である。ただし、熱処理保持時間ｔＰが［−０．１×（ＴＰ／１０−１４５）］を超えると、効果がないどころか、むしろ悪影響を与える。
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れを用いて得られる溶接継手を要旨とする。
（１）下記（i）式および（ii）式を満足する条件で使用された合金母材を、
下記（iii）式および（iv）式を満足する条件で熱処理を施した後、溶接する、オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
６００≦ＴＡ≦８５０ ・・・（i）
２１００≦ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ） ・・・（ii）
１０５０≦ＴＰ≦１３００ ・・・（iii）
−０．１×（ＴＰ／５０−３０）≦ｔＰ≦−０．１×（ＴＰ／１０−１４５） ・・・（iv）
ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
ＴＡ：使用時の加熱保持温度（℃）
ｔＡ：使用時の加熱保持時間（ｈ）
ＴＰ：熱処理保持温度（℃）
ｔＰ：熱処理保持時間（ｈ）
（２）前記合金母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：４２．０〜５４．０％、
Ｃｒ：２０．０〜３３．０％、
Ｗ：３．０〜１０．０％、
Ｔｉ：０．０５〜１．０％、
Ａｌ：０．３％以下、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
ＲＥＭ：０〜０．５％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜４．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｚｒ：０〜０．０５％、
残部：Ｆｅおよび不純物である、上記（１）に記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
（３）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：４２．０〜４８．０％、
Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、
Ｗ：４．０〜１０．０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｎｂ：０．１〜０．４％、
Ａｌ：０．３％以下、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
ＲＥＭ：０〜０．１％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜４．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
下記（i）式および（ii）式を満足する条件で使用された合金母材を、
下記（iii）式および（iv）式を満足する条件で熱処理を施した後、溶接する、オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
６００≦ＴＡ≦８５０ ・・・（i）
２８００≦ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ） ・・・（ii）
１０５０≦ＴＰ≦１３００ ・・・（iii）
−０．１×（ＴＰ／５０−３０）≦ｔＰ≦−０．１×（ＴＰ／１０−１４５） ・・・（iv）
ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
ＴＡ：使用時の加熱保持温度（℃）
ｔＡ：使用時の加熱保持時間（ｈ）
ＴＰ：熱処理保持温度（℃）
ｔＰ：熱処理保持時間（ｈ）
（４）前記合金母材の化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
Ｃｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜４．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、および
Ｖ：０．０１〜０．５％、
から選択される１種以上を含有する、上記（２）または（３）に記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
（５）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：４６．０〜５４．０％、
Ｃｒ：２７．０〜３３．０％、
Ｗ：３．０〜９．０％、
Ｔｉ：０．０５〜１．０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、
Ａｌ：０．０５〜０．３％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
ＲＥＭ：０〜０．５％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜４．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
下記（i）式および（ii）式を満足する条件で使用された合金母材を、
下記（iii）式および（iv）式を満足する条件で熱処理を施した後、溶接する、オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
６００≦ＴＡ≦８５０ ・・・（i）
２１００≦ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ） ・・・（ii）
１０５０≦ＴＰ≦１２５０ ・・・（iii）
−０．１×（ＴＰ／５０−３０）≦ｔＰ≦−０．１×（ＴＰ／１０−１４５） ・・・（iv）
ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
ＴＡ：使用時の加熱保持温度（℃）
ｔＡ：使用時の加熱保持時間（ｈ）
ＴＰ：熱処理保持温度（℃）
ｔＰ：熱処理保持時間（ｈ）
（６）前記合金母材の化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．５％、
Ｃｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜４．０％、
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（２）または（５）に記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
（７）前記熱処理において、冷却過程における５００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｈ以上である、上記（１）から（６）までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
（８）前記熱処理は、少なくとも被溶接部から３０ｍｍ以内の範囲すべてに施す、上記（１）から（７）までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
（９）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１８％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：４０．０〜６０．０％、
Ｃｒ：２０．０〜３３．０％、
ＭｏおよびＷから選択される１種以上：合計６．０〜１３．０％
Ｔｉ：０．０５〜１．５％、
Ｃｏ：０〜１５．０％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｎ：０．１８％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物である溶接材料を使用して溶接する、上記（１）から上記（８）までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
（１０）上記（１）から上記（９）までのいずれかに記載の製造方法を用いて得られる、オーステナイト系耐熱合金溶接継手。
本発明に係る製造方法によれば、火力発電用ボイラの主蒸気管または再熱蒸気管などの高温部材として長期使用されたオーステナイト系耐熱合金を用いて、オーステナイト系耐熱合金溶接継手を安定して得ることができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。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．合金母材の化学組成
本発明に係るオーステナイト系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。
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃは、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。この効果を充分に得るためには、０．０４％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、クリープ強度への寄与が飽和する。そればかりでなく、延性を低下させて、長時間使用した材料において溶接性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。Ｃ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．０６％以上であることがより好ましい。また、Ｃ含有量は、０．１１％以下であることが好ましく、０．０８％以下であることがより好ましい。
Ｓｉ：１．０％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強度の低下を招く。そのため、Ｓｉの含有量に上限を設けて１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．５％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
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充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。
Ｍｎ：２．０％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、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、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２．０％以下とする。Ｍｎの含有量は、１．８％以下であることが好ましく、１．５％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。
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充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。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として合金中に含まれ、溶接中に溶接熱影響部の結晶粒界に偏析して、液化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際に粒界に偏析し、クリープ延性を低下させるとともに、長時間使用した材料において溶接性を低下させる。そのため、Ｐの含有量に上限を設けて０．０３％以下とする。Ｐの含有量は、０．０２５％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましい。
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％以上であることが好ましく、０．０００８％以上であることがより好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物として合金中に含まれ、溶接中に溶接熱影響部の結晶粒界に偏析して、液化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際に粒界に偏析して脆化を招き、長時間使用した材料において溶接性を低下させる。そのため、Ｓの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｓの含有量は、０．００８％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。
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％以上であることが好ましく、０．０００２％以上であることがより好ましい。
Ｎｉ：４２．０〜５４．０％
Ｎｉは、オーステナイトを得るために有効な元素であり、高温での長時間使用時における組織安定性を確保するために必須の元素である。本発明のＣｒ含有量の範囲で充分な効果を得るためには、４２．０％以上のＮｉ含有量が必要である。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。そのため、上限を設けて、Ｎｉの含有量を５４．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、４２．５％以上であることが好ましく、４３．０％以上であることがより好ましい。また、Ｎｉ含有量は、５３．０％以下であることが好ましく、５２．０％以下であることがより好ましい。
Ｃｒ：２０．０〜３３．０％
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、Ｃｒは、微細な炭化物またはさらにＣｒ富化相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、２０．０％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３３．０％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強度の低下を招く。さらに、多量の炭化物またはさらにＣｒ富化相の析出を招き、変形抵抗を高め、長時間使用した材料において溶接性を低下させる。したがって、Ｃｒの含有量を３３．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、２０．５％以上であることが好ましく、２１．０％以上であることがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は、３２．５％以下であることが好ましく、３２．０％以下であることがより好ましい。
Ｗ：３．０〜１０．０％
Ｗは、マトリックスに固溶し、または、微細な金属間化合物相を形成して、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。この効果を充分に得るためには、３．０％以上のＷ含有量が必要である。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、多量の金属間化合物の析出を招き、変形抵抗を高め、長時間使用した材料において溶接性を低下させる場合もある。また、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。そのため上限を設けて、Ｗの含有量を１０．０％以下とする。
Ｗ含有量は、３．５％以上であることが好ましく、４．０％以上であることがより好ましく、４．５％以上であることがさらに好ましく、５．０％以上であることが特に好ましい。また、Ｗ含有量は、９．５％以下であることが好ましく、９．０％以下であることがより好ましく、８．５％以下であることがさらに好ましく、８．０％以下であることが特に好ましい。
Ｔｉ：０．０５〜１．０％
Ｔｉは、微細な炭窒化物または金属間化合物相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。その効果を充分に得るためには、０．０５％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、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招くとともに、長時間使用した材料において溶接性を低下させる。そのため、上限を設けて、Ｔｉの含有量を１．０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０６％以上であることが好ましく、０．０７％以上であることがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は、０．９％以下であることが好ましく、０．８％以下であることがより好ましい。
Ａｌ：０．３％以下
Ａｌは、脱酸作用を有するとともに、使用中に金属間化合物相として析出し、クリープ強度の向上にも寄与する元素である。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、熱間加工性および延性が低下する。そのため、上限を設けて、Ａｌの含有量を０．３％以下とする。Ａｌ含有量は、０．２％以下であることが好ましく、０．１％以下であることがより好ましい。
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充分に得られず、合金の清浄性が却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。また、クリープ強度の向上効果を得たい場合は、Ａｌ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、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。
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０．０１％以下とする。Ｂ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。また、Ｂ含有量は、０．００８％以下であることが好ましく、０．００６％以下であることがより好ましい。
Ｎ：０．０２％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。さらには、長時間使用した材料の溶接性を低下させる。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％以下であることが好ましく、０．０１５％以下であることがより好ましい。
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。
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％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。
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％以上であることが好ましく、０．０００８％以上であることがより好ましい。
Ｃａ：０〜０．０５％
Ｃａは、熱間加工性を改善する作用を有する元素であるため、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％以下であることが好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
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元素であるため、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％以下であることが好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
ＲＥＭ：０〜０．５％
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元素であるため、含有させてもよい。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、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、ＲＥＭを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．２％以下であることが好ましく、０．１％以下であることがより好ましく、０．０６％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、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
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。
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、０．５％以下であることが好ましい。
Ｃｏ：０〜１．０％
Ｃｏは、Ｎｉと同様に、オーステナイトを得るために有効な元素であり、相安定性を高めて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、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、Ｃｏの過剰の含有は大幅なコスト増を招く。したがって、Ｃｏを含有させる場合には、その含有量を１．０％以下とする。Ｃｏ含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．４％以下であることがより好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｏ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。
Ｃｕ：０〜４．０％
Ｃｕは、クリープ強度を向上させる作用を有する元素である。すなわち、Ｃｕは、ＮｉおよびＣｏと同様に、オーステナイトを得るために有効な元素であり、相安定性を高めて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４．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、３．０％以下であることが好ましく、１．０％以下であることがより好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０３％以上とすることがより好ましい。
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは、クリープ強度を向上させる作用を有する元素である。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ため、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、オーステナイトの安定性が低下して、却ってクリープ強度の低下を招く。したがって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．５％以下であることがより好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ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。
Ｖ：０〜０．５％
Ｖは、クリープ強度を向上させる作用を有する元素である。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ため、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とともに、長時間使用した材料において溶接性を低下させる。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％以下であることが好ましく、０．２％以下であることがより好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０〜０．５％
Ｎｂは、Ｔｉおよび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、高温でのクリープ強度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とともに、長時間使用した材料において溶接性を低下させる。そのため、上限を設けて、Ｎｂの含有量を０．５％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．４％以下であることが好ましく、０．３８％以下であることがより好ましく、０．３５％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含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましく、０．０５％以上であることがさらに好ましい。
上記のＣｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂ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、６．０％以下であることが好ましい。
Ｚｒ：０〜０．０５％
Ｚｒは、Ｔｉ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を向上させる。また、Ｚｒは、Ｓとの親和力が強く、Ｓの固定によりクリープ延性も向上させる。しかしながら、Ｚｒの含有量が過剰になると、クリープ延性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｚｒの含有量を０．０５％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．０４％以下であることが好ましく、０．０３％以下であることがより好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｚｒ含有量は、０．００５％以上であることが好ましく、０．００８％以上であることがより好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。
本発明に係るオーステナイト系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Ｆｅ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。
上記合金母材の組成として代表的なものは、以下の二種類である。
（ａ）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４２．０〜４８．０％、Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、Ｗ：４．０〜１０．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、Ｎｂ：０．１〜０．４％、Ａｌ：０．３％以下、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．１％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．５％、残部：Ｆｅおよび不純物である合金母材。
（ｂ）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４６．０〜５４．０％、Ｃｒ：２７．０〜３３．０％、Ｗ：３．０〜９．０％、Ｔｉ：０．０５〜１．０％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．５％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜０．５％、残部：Ｆｅおよび不純物である合金母材。
上記（ａ）の化学組成においては、Ｓｉ含有量は０．６％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は、４８．０％以下であることが好ましく、４７．５％以下であることがより好ましく、４７．０％以下であることがさらに好ましい。また、Ｃｒ含有量は、２５．５％以下であることが好ましく、２５．０％以下であることがより好ましい。さらに、Ｔｉ含有量は、０．１４％以下であることが好ましく、０．１３％以下であることがより好ましい。そして、Ｎｂ含有量は、０．１２％以上であることが好ましく、０．１５％以上であることがより好ましい。
上記（ｂ）の化学組成においては、Ｍｎ含有量は１．１％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は４６．０％以上であることが好ましく、４７．０％以上であることがより好ましく、４８．０％以上であることがさらに好ましい。Ｃｒ含有量は、２７．５％以上であることが好ましく、２８．０％以上であることがより好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は、０．２％以下であることが好ましい。
２．合金母材の使用条件
本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造に使用する合金母材は、使用時の加熱保持温度ＴＡが下記（i）式を満足し、かつ、使用時の加熱保持温度ＴＡおよび加熱保持時間ｔＡから決まるパラメーター（以下、ＰＡともいう。）が下記（ii）式を満足する条件で使用されたものである。
使用時の加熱保持温度ＴＡ（℃）：６００≦ＴＡ≦８５０ ・・・（i）
ＰＡ：２１００≦ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ） ・・・（ii）
本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造に使用する合金母材は、６００〜８５０℃に加熱された場合、結晶粒内に析出物が微細に析出する。特に、合金母材が上記（ａ）に記載される化学組成を有する場合においては、Ｍ２３Ｃ６炭化物および金属間化合物であるラーベス相が析出し、上記（ｂ）に記載される化学組成を有する場合においては、Ｍ２３Ｃ６炭化物およびＣｒが富化したｂｃｃ相が析出する傾向にある。
また、ＳおよびＰの粒界偏析も同時に生じる。析出物が粒内に析出する量、および、不純物の粒界偏析する量が所定の量を超えると、粒内の変形抵抗が大きくなるとともに、粒界が弱化するため、長時間使用後の材料を溶接すると溶接割れが生じる。本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造に使用する合金母材は、ＰＡが２１００以上になると、析出による粒内変形抵抗の増大と偏析による粒界の弱化とが顕著になるため、溶接前に熱処理を施すことが必要となる。なお、合金母材が上記（ａ）に記載される化学組成を有する場合においては、ＰＡが２８００以上になった際に、溶接前に熱処理を施すこととしてもよい。
３．熱処理条件
本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法では、前記合金母材を溶接する前に熱処理を施す。上記熱処理は、溶接割れを防止するため、熱処理保持温度ＴＰおよび熱処理保持時間ｔＰが下記（iii）式および（iv）式を満足する条件で行う必要がある。
熱処理保持温度ＴＰ（℃）：１０５０≦ＴＰ≦１３００ ・・・（iii）
溶接割れを防止するためには、熱処理により、高温での使用中に過剰に粒内に析出した析出物を再度基地に固溶させるとともに、粒界に偏析した不純物元素を軽減させることが有効である。そのためには、熱処理保持温度ＴＰを少なくとも１０５０℃以上にする必要がある。しかしながら、熱処理保持温度ＴＰが１３００℃を超えると、粒界の局部溶融が開始される。そのため、熱処理保持温度ＴＰは１３００℃以下とする。
さらに、後述する通り、熱処理に際しては、熱処理保持温度ＴＰに応じて、熱処理保持時間ｔＰを所定の範囲に管理する必要がある。熱処理保持温度ＴＰは、１０８０℃以上であることが好ましく、１１００℃以上であることがより好ましい。また、熱処理保持温度ＴＰは、１２８０℃以下であることが好ましく、１２５０℃以下であることがより好ましい。特に、合金母材が上記（ｂ）に記載される化学組成を有する場合においては、熱処理保持温度ＴＰは１２５０℃以下であることが好ましく、１２３０℃以下であることがより好ましく、１２００℃以下であることがさらに好ましい。
熱処理保持時間ｔＰ（ｈ）：−０．１×（ＴＰ／５０−３０）≦ｔＰ≦−０．１×（ＴＰ／１０−１４５） ・・・（iv）
溶接割れを防止するためには、熱処理の実施が有効であるが、その熱処理保持時間ｔＰは−０．１×（ＴＰ／５０−３０）以上とする必要がある。これは、熱処理保持時間ｔＰがこの値を下回ると、析出物の基地への再固溶および粒界偏析の軽減を達成するための合金元素の拡散に要する時間が不充分となるためである。しかしながら、熱処理保持時間ｔＰが−０．１×（ＴＰ／１０−１４５）を超えると、結晶粒径の粗大化が著しくなり、溶接の際、溶融線近傍に液化割れが生じやすくなる。そのため、熱処理保持時間ｔＰは、−０．１×（ＴＰ／１０−１４５）以下とする必要がある。
なお、熱処理において、その冷却の過程では、５００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｈ以上であることが好ましい。この理由は、平均冷却速度が５０℃／ｈを下回ると、冷却の過程で再び粒内に炭化物等が析出するとともに、不純物の粒界偏析が生じる場合があるからである。
また、熱処理は、少なくとも被溶接部から３０ｍｍ以内の範囲すべてに施すことが好ましい。これは、溶接中に生じる熱応力により生じる歪が、この領域で大きくなるためである。
４．溶接材料の化学組成
本発明に係るオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造に使用する溶接材料の化学組成については特に制限は設けない。しかしながら、下記に示す範囲の化学組成を有する溶接材料を用いることが好ましい。各元素の限定理由は下記のとおりである。
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。この効果を充分に得るためには、０．０６％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０．１８％以下とする。Ｃ含有量は０．０７％以上であることが好ましく、０．０８％以上であることがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１６％以下であることが好ましく、０．１４％以下であることがより好ましい。
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、靱性およびクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｓｉの含有量に上限を設けて１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．８％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
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充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。
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、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２．０％以下とする。Ｍｎの含有量は１．８％以下であることが好ましく、１．５％以下であることがより好ましい。
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充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。
Ｐ：０．０３％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の含有量に上限を設けて０．０３％以下とする。Ｐの含有量は、０．０２５％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましい。
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％以上であることが好ましく、０．０００８％以上であることがより好ましい。
Ｓ：０．０１％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、応力緩和割れ感受性を高める。そのため、Ｓの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｓの含有量は、０．００８％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。
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％以上であることが好ましく、０．０００２％以上であることがより好ましい。
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ために必須の元素である。その効果を得るためには、溶接材料の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、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、上限を設けて、Ｎｉの含有量を６０．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、４０．５％以上であることが好ましく、４１．０％以上であることがより好ましい。また、Ｎｉ含有量は、５９．５％以下であることが好ましく、５９．０％以下であることがより好ましい。
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。これらの効果を得るためには、２０％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３３．０％を超えると、上記４０〜６０％のＮｉ量範囲において高温でのオーステナイトの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、Ｃｒの含有量を３３．０％以下とする。
Ｃｒ含有量は、２０．５％以上であることが好ましく、２１．０％以上であることがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は、３２．５％以下であることが好ましく、３２．０％以下であることがより好ましい。なお、合金母材が上記（ａ）に記載される化学組成を有する場合においては、Ｃｒの含有量は、２６．０％以下であることが好ましく、２５．５％以下であることがより好ましく、２５．０％以下であることがさらに好ましい。
ＭｏおよびＷから選択される１種以上：合計６．０〜１３．０％
ＭｏおよびＷは、溶接金属においてマトリックスに固溶し、または、微細な金属間化合物相を形成して、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。この効果を充分に得るためには、ＭｏおよびＷから選択される１種以上を合計で６．０％以上含有させる必要である。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、却ってクリープ強度を低下させる。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。そのため上限を設けて、ＭｏおよびＷから選択される１種以上の合計含有量を１３．０％以下とする。合計含有量は、６．５％以上であることが好ましく、７．０％以上であることがより好ましい。また、合計含有量は、１２．５％以下であることが好ましく、１２．０％以下であることがより好ましい。
Ｔｉ：０．０５〜０．６％
Ｔｉは、溶接金属中に微細な炭窒化物として、さらに、Ｎｉとの金属間化合物相として、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。その効果を充分に得るためには、Ｔｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。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靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｔｉの含有量を１．５％以下とする。
Ｔｉ含有量は、０．０６％以上であることが好ましく、０．０７％以上であることがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は、１．３％以下であることが好ましく、１．１％以下であることがより好ましい。なお、合金母材が上記（ａ）に記載される化学組成を有する場合においては、Ｔｉ含有量は、０．６％以下であることが好ましく、０．５８％以下であることがより好ましく、０．５５％以下であることがさらに好ましい。
Ｃｏ：０〜１５．０％
Ｃｏは、Ｎｉと同様に、オーステナイトを得るために有効な元素であり、相安定性を高めて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、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、溶接材料といえども過剰の含有は大幅なコスト増を招く。したがって、Ｃｏを含有させる場合には、その含有量を１５．０％以下とする。Ｃｏ含有量は、１４．０％以下であることが好ましく、１３．０％以下であることがより好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｏ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％
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靱性の低下を招く。そのため、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．４８％以下であることが好ましく、０．４５％以下であることがより好ましい。
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。
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。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応力緩和割れ感受性を著しく高める。そのため、上限を設けて、Ａｌの含有量を１．５％以下とする。Ａｌ含有量は、１．４％以下であることが好ましく、１．３％以下であることがより好ましい。
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充分に得られず合金の清浄性が却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。
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、上限を設けて、Ｂの含有量を０．００５％以下とする。Ｂ含有量は、０．００４％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
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靱性の低下を招く。そのため、Ｎ含有量に上限を設けて０．１８％以下とする。Ｎ含有量は、０．１６％以下であることが好ましく、０．１４％以下であることがより好ましい。
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。
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％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。
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％以上であることが好ましく、０．０００８％以上であることがより好ましい。
本発明に係るオーステナイト系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。
５．その他
本発明のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法では、前記合金母材に熱処理を施した後、溶接する。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。
本発明に係るオーステナイト系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以上の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以上であることが好ましい。
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。
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、溶体化熱処理を行い、厚さ３０ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍのオーステナイト系耐熱合金板を作製した。
さらに、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。
高温での使用を模擬するため、オーステナイト系耐熱合金板を、表３に示す加熱保持温度および加熱保持時間で加熱した。その後、試験番号Ａ３およびＡ２２の溶接継手以外は、表３に示す熱処理保持温度、熱処理保持時間および平均冷却速度で熱処理を行った。
上述した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。その後、厚さ５０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍのＪＩＳ Ｇ３１６０ （２００８）に規定のＳＭ４００Ｂ鋼板上に、ＪＩＳ Ｚ３２２４ （１９９９）に規定の被覆アーク溶接棒ＤＮｉＣｒＦｅ−３を用いて、四周を拘束溶接した。
その後、上述した溶接材料を用いて、ＴＩＧ溶接により、開先内に入熱１２〜１８ｋＪ／ｃｍで積層溶接を行い、溶接継手を作製した。
（割れ観察試験）
得られた溶接継手の５か所から採取した試料の横断面を鏡面研磨、腐食し、光学顕微鏡により検鏡を行い、溶接熱影響部の割れ有無を調査した。そして、５個の試料のうち、全ての試料で割れが認められなかった溶接継手を「○」、１〜２個の試料で割れが認められた溶接継手を「△」とし、「合格」と判定した。また、５個の試料全てで割れが認められた溶接継手を「×」とし、「不合格」と判定した。
表３の結果から分かるように、熱処理条件が本発明の規定を満足する試験番号Ａ１、Ａ２、Ａ５〜Ａ８、Ａ１０〜Ａ１６、Ａ１８、Ａ２０、Ａ２１、Ａ２３〜Ａ２６、Ｂ２〜Ｂ６、Ｃ１およびＤ１の溶接継手は、割れ観察試験の結果が合格であり、厚さが３０ｍｍであっても、健全な溶接継手が得られたことが分かる。
これに対して、試験番号Ａ３およびＡ２２の溶接継手は、合金板に熱処理を施さなかったことから、溶接熱影響部に割れが発生した。
試験番号Ａ４の溶接継手は、溶接前に施した熱処理保持温度が１０００℃と低かったことから、析出物の再固溶が不充分であるため、粒内の変形抵抗が高く、かつ、粒界偏析の解消も不充分であった。そのため、溶接時に溶融線から少し離れた位置に溶接割れが生じた。
試験番号Ａ１９の溶接継手は、熱処理保持温度が１３５０℃と高かったため、粒界の局部溶融が生じ、溶接時にその部分が開口し、割れが生じた。
試験番号Ａ９およびＢ１の溶接継手は、熱処理保持時間が、本発明で規定する範囲を下回ったため、析出物の再固溶および粒界偏析の解消が不充分であり、溶接時に溶融線から少し離れた位置に溶接割れが生じた。
試験番号Ａ１７およびＢ７の溶接継手は、熱処理保持時間が、本発明で規定する範囲を超えたため、結晶粒の粗大化が著しく、溶接の際、溶融線に隣接する部分に液化割れが発生した。
試験番号Ａ１１の溶接継手は、熱処理における平均冷却速度が５０℃／ｈを下回ったため、冷却中に析出物の再析出および粒界偏析が生じた。そのため、割れ観察試験の結果が合格であるものの、１個の試料で溶接熱影響部に割れが発生した。
表４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、溶体化熱処理を行い、厚さ３０ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍのオーステナイト系耐熱合金板を作製した。
さらに、表５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。
高温での使用を模擬するため、オーステナイト系耐熱合金板を、表６に示す加熱保持温度および加熱保持時間で加熱した。その後、試験番号ＡＡ３およびＡＡ２２の溶接継手以外は、表６に示す熱処理保持温度、熱処理保持時間および平均冷却速度で熱処理を行った。
上述した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。その後、厚さ５０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍのＪＩＳ Ｇ３１６０ （２００８）に規定のＳＭ４００Ｂ鋼板上に、ＪＩＳ Ｚ３２２４ （１９９９）に規定の被覆アーク溶接棒ＤＮｉＣｒＦｅ−３を用いて、四周を拘束溶接した。
その後、上述した溶接材料を用いて、ＴＩＧ溶接により、開先内に入熱１２〜１８ｋＪ／ｃｍで積層溶接を行い、溶接継手を作製した。そして、得られた溶接継手について、実施例１と同様の方法で割れ観察試験を行った。
表６の結果から分かるように、熱処理条件が本発明の規定を満足する試験番号ＡＡ１、ＡＡ２、ＡＡ５〜ＡＡ７、ＡＡ９〜ＡＡ１４、ＡＡ１６、ＡＡ１７、ＡＡ１９〜ＡＡ２１、ＡＡ２３〜ＡＡ２６、ＢＢ２〜ＢＢ５、ＣＣ１およびＤＤ１の溶接継手は、割れ観察試験の結果が合格であり、厚さが３０ｍｍであっても、健全な溶接継手が得られたことが分かる。
これに対して、試験番号ＡＡ３およびＡＡ２２の溶接継手は、合金板に熱処理を施さなかったことから、溶接熱影響部に割れが発生した。
試験番号ＡＡ４の溶接継手は、溶接前に施した熱処理保持温度が１０００℃と低かったことから、析出物の再固溶が不充分であるため、粒内の変形抵抗が高く、かつ、粒界偏析の解消も不充分であった。そのため、溶接時に溶融線から少し離れた位置に溶接割れが生じた。
試験番号ＡＡ１８の溶接継手は、熱処理保持温度が１３２０℃と高かったため、粒界の局部溶融が生じ、溶接時にその部分が開口し、割れが生じた。
試験番号ＡＡ８およびＢＢ１の溶接継手は、熱処理保持時間が、本発明で規定する範囲を下回ったため、析出物の再固溶および粒界偏析の解消が不充分であり、溶接時に溶融線から少し離れた位置に溶接割れが生じた。
試験番号ＡＡ１５およびＢＢ６の溶接継手は、熱処理保持時間が、本発明で規定する範囲を超えたため、結晶粒の粗大化が著しく、溶接の際、溶融線に隣接する部分に液化割れが発生した。
試験番号ＡＡ１０の溶接継手は、熱処理における平均冷却速度が５０℃／ｈを下回ったため、冷却中に析出物の再析出および粒界偏析が生じた。そのため、割れ観察試験の結果が合格であるものの、１個の試料で溶接熱影響部に割れが発生した。
本発明に係る製造方法によれば、火力発電用ボイラの主蒸気管または再熱蒸気管などの高温部材として長期使用されたオーステナイト系耐熱合金を用いて、オーステナイト系耐熱合金溶接継手を安定して得ることができる。

Claims (8)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０４〜０．１２％、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：２．０％以下、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｉ：４２．０〜５４．０％、
    Ｃｒ：２０．０〜３３．０％、
    Ｗ：３．０〜１０．０％、
    Ｔｉ：０．０５〜１．０％、
    Ａｌ：０．３％以下、
    Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｎ：０．０２％以下、
    Ｏ：０．０１％以下、
    Ｃａ：０〜０．０５％、
    Ｍｇ：０〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０〜０．５％、
    Ｃｏ：０〜１．０％、
    Ｃｕ：０〜４．０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｖ：０〜０．５％、
    Ｎｂ：０〜０．５％、
    Ｚｒ：０〜０．０５％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
    下記（i）式および（ii）式を満足する条件で使用された合金母材を、
    下記（iii）式および（iv）式を満足する条件で熱処理を施した後、溶接する、オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
    ６００≦ＴＡ≦８５０ ・・・（i）
    ２１００≦ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ） ・・・（ii）
    １０５０≦ＴＰ≦１３００ ・・・（iii）
    −０．１×（ＴＰ／５０−３０）≦ｔＰ≦−０．１×（ＴＰ／１０−１４５） ・・・（iv）
    ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
    ＴＡ：使用時の加熱保持温度（℃）
    ｔＡ：使用時の加熱保持時間（ｈ）
    ＴＰ：熱処理保持温度（℃）
    ｔＰ：熱処理保持時間（ｈ）
  2. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０４〜０．１２％、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：２．０％以下、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｉ：４２．０〜４８．０％、
    Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、
    Ｗ：４．０〜１０．０％、
    Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
    Ｎｂ：０．１〜０．４％、
    Ａｌ：０．３％以下、
    Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｎ：０．０２％以下、
    Ｏ：０．０１％以下、
    Ｃａ：０〜０．０５％、
    Ｍｇ：０〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０〜０．１％、
    Ｃｏ：０〜１．０％、
    Ｃｕ：０〜４．０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｖ：０〜０．５％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
    下記（i）式および（ii）式を満足する条件で使用された合金母材を、
    下記（iii）式および（iv）式を満足する条件で熱処理を施した後、溶接する、オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
    ６００≦ＴＡ≦８５０ ・・・（i）
    ２８００≦ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ） ・・・（ii）
    １０５０≦ＴＰ≦１３００ ・・・（iii）
    −０．１×（ＴＰ／５０−３０）≦ｔＰ≦−０．１×（ＴＰ／１０−１４５） ・・・（iv）
    ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
    ＴＡ：使用時の加熱保持温度（℃）
    ｔＡ：使用時の加熱保持時間（ｈ）
    ＴＰ：熱処理保持温度（℃）
    ｔＰ：熱処理保持時間（ｈ）
  3. 前記合金母材の化学組成が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
    Ｃｏ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜４．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．０％、および
    Ｖ：０．０１〜０．５％、
    から選択される１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
  4. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０４〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．５％以下、
    Ｍｎ：１．５％以下、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｉ：４６．０〜５４．０％、
    Ｃｒ：２７．０〜３３．０％、
    Ｗ：３．０〜９．０％、
    Ｔｉ：０．０５〜１．０％、
    Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、
    Ａｌ：０．０５〜０．３％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｎ：０．０２％以下、
    Ｏ：０．０１％以下、
    Ｃａ：０〜０．０５％、
    Ｍｇ：０〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０〜０．５％、
    Ｃｏ：０〜１．０％、
    Ｃｕ：０〜４．０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｖ：０〜０．５％、
    Ｎｂ：０〜０．５％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
    下記（i）式および（ii）式を満足する条件で使用された合金母材を、
    下記（iii）式および（iv）式を満足する条件で熱処理を施した後、溶接する、オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
    ６００≦ＴＡ≦８５０ ・・・（i）
    ２１００≦ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ） ・・・（ii）
    １０５０≦ＴＰ≦１２５０ ・・・（iii）
    −０．１×（ＴＰ／５０−３０）≦ｔＰ≦−０．１×（ＴＰ／１０−１４５） ・・・（iv）
    ただし、上式中の各記号の意味は下記の通りである。
    ＴＡ：使用時の加熱保持温度（℃）
    ｔＡ：使用時の加熱保持時間（ｈ）
    ＴＰ：熱処理保持温度（℃）
    ｔＰ：熱処理保持時間（ｈ）
  5. 前記合金母材の化学組成が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．５％、
    Ｃｏ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜４．０％、
    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または請求項４に記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
  6. 前記熱処理において、冷却過程における５００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｈ以上である、請求項１から請求項５までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
  7. 前記熱処理は、少なくとも被溶接部から３０ｍｍ以内の範囲すべてに施す、請求項１から請求項６までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
  8. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０６〜０．１８％、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：２．０％以下、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｉ：４０．０〜６０．０％、
    Ｃｒ：２０．０〜３３．０％、
    ＭｏおよびＷから選択される１種以上：合計６．０〜１３．０％
    Ｔｉ：０．０５〜１．５％、
    Ｃｏ：０〜１５．０％、
    Ｎｂ：０〜０．５％、
    Ａｌ：１．５％以下、
    Ｂ：０〜０．００５％、
    Ｎ：０．１８％以下、
    Ｏ：０．０１％以下、
    残部：Ｆｅおよび不純物である溶接材料を使用して溶接する、請求項１から請求項７までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法。
JP2016574855A 2015-02-12 2016-02-12 オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法 Active JP6390723B2 (ja)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015025548 2015-02-12
JP2015025548 2015-02-12
JP2015025553 2015-02-12
JP2015025553 2015-02-12
PCT/JP2016/054094 WO2016129666A1 (ja) 2015-02-12 2016-02-12 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れを用いて得られる溶接継手

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2016129666A1 JPWO2016129666A1 (ja) 2017-08-10
JP6390723B2 true JP6390723B2 (ja) 2018-09-19

Family

ID=56614885

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2016574855A Active JP6390723B2 (ja) 2015-02-12 2016-02-12 オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP6390723B2 (ja)
KR (1) KR102031776B1 (ja)
CN (1) CN107250417B (ja)
WO (1) WO2016129666A1 (ja)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018127672A (ja) * 2017-02-08 2018-08-16 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材
CN109909641B (zh) * 2017-12-13 2022-03-29 中国科学院金属研究所 一种高温合金连接用钴基粉末钎料及其制备方法和应用
JP6950752B2 (ja) * 2018-01-10 2021-10-13 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱合金及びその製造方法
WO2019186701A1 (ja) 2018-03-27 2019-10-03 日本製鉄株式会社 サブマージアーク溶接用Ｎｉ基合金ワイヤ、及び溶接継手の製造方法
WO2019186686A1 (ja) 2018-03-27 2019-10-03 日本製鉄株式会社 被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線、被覆アーク溶接棒、及び被覆アーク溶接棒の製造方法
CN109894772B (zh) * 2019-04-29 2021-03-19 重庆大学 一种用于拳头式仿生结构大型热锻模具皮肤层的药芯丝材及其制备方法
JP7421054B2 (ja) * 2019-05-14 2024-01-24 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材
JP7393626B2 (ja) * 2019-09-26 2023-12-07 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手
CN112593120A (zh) * 2020-12-09 2021-04-02 上海蓝铸特种合金材料有限公司 一种镍基多元合金及其制成的管材和制备方法
CN113172361B (zh) * 2021-05-12 2022-09-23 远景能源有限公司 风力发电机组轮毂焊接修复方法及***
CN115383346A (zh) * 2021-05-25 2022-11-25 丹阳市凯鑫合金材料有限公司 一种镍基合金焊丝的生产方法
CN115478194B (zh) * 2021-06-15 2023-11-10 中国科学院金属研究所 一种激光修复用NiCrWMoCoNbAlTi粉体材料及其制备方法
CN115094274A (zh) * 2022-07-05 2022-09-23 江苏以豪合金有限公司 镍铬高电阻电热合金丝及其制备方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6120624A (en) * 1998-06-30 2000-09-19 Howmet Research Corporation Nickel base superalloy preweld heat treatment
JP4382244B2 (ja) * 2000-04-11 2009-12-09 日立金属株式会社 耐高温硫化腐食性に優れたＮｉ基合金の製造方法
US7854064B2 (en) * 2006-06-05 2010-12-21 United Technologies Corporation Enhanced weldability for high strength cast and wrought nickel superalloys
JP5218065B2 (ja) 2007-01-15 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手およびオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料
ES2728670T3 (es) 2008-06-16 2019-10-28 Nippon Steel Corp Aleación austenítica resistente al calor, miembro a presión resistente al calor que comprende la aleación, y método para la fabricación del mismo miembro
ES2534043T3 (es) 2008-10-02 2015-04-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Aleación basada en el níquel resistente al calor
JP4780189B2 (ja) 2008-12-25 2011-09-28 住友金属工業株式会社 オーステナイト系耐熱合金
JP4631986B1 (ja) 2009-09-16 2011-02-23 住友金属工業株式会社 Ｎｉ基合金製品およびその製造方法
WO2011071054A1 (ja) 2009-12-10 2011-06-16 住友金属工業株式会社 オーステナイト系耐熱合金
JP4835771B1 (ja) * 2010-06-14 2011-12-14 住友金属工業株式会社 Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手
JP5170297B1 (ja) * 2011-11-02 2013-03-27 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手
JP6107170B2 (ja) * 2013-01-25 2017-04-05 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いて製造される溶接金属及び溶接継手
JP6048169B2 (ja) * 2013-01-29 2016-12-21 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材およびオーステナイト系耐熱合金素材
US9528175B2 (en) * 2013-02-22 2016-12-27 Siemens Aktiengesellschaft Pre-weld heat treatment for a nickel based superalloy

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016129666A1 (ja) 2016-08-18
KR102031776B1 (ko) 2019-10-14
CN107250417B (zh) 2019-08-16
JPWO2016129666A1 (ja) 2017-08-10
CN107250417A (zh) 2017-10-13
KR20170104589A (ko) 2017-09-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6390723B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法
JP5236651B2 (ja) 高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金及びそれを用いたボイラ部品並びにボイラ部品の製造方法
JP6519007B2 (ja) Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法
JP6323188B2 (ja) Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法
JP6398277B2 (ja) Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法
WO2018151222A1 (ja) Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法
JP6384611B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物
JPWO2011071054A1 (ja) オーステナイト系耐熱合金
JP6201724B2 (ja) Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材
JP6620475B2 (ja) Ｎｉ基耐熱合金管の製造方法
JP6048169B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金部材およびオーステナイト系耐熱合金素材
JP6085989B2 (ja) Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材
JP5998963B2 (ja) Ｎｉ基耐熱合金部材
JP6439579B2 (ja) 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れを用いて得られる溶接継手
JP6795038B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金およびそれを用いた溶接継手
JP6736964B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金部材
JP4998014B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料並びにそれを用いてなる溶接金属及び溶接継手
JP6825514B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金部材
JP2021011610A (ja) オーステナイト系耐熱合金溶接継手
JP2019130591A (ja) 溶接継手
JP2021021130A (ja) オーステナイト系耐熱合金溶接継手
JP2019173122A (ja) 溶接継手
JP2021025095A (ja) オーステナイト系耐熱合金溶接継手
JP2021167440A (ja) オーステナイト系耐熱合金溶接継手
JP2021167438A (ja) オーステナイト系耐熱合金溶接継手

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20170228

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20180206

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20180313

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20180724

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20180806

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 6390723

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350