CN107709596B - 奥氏体系耐热合金及焊接结构件 - Google Patents

奥氏体系耐热合金及焊接结构件 Download PDF

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Abstract

本发明提供能够稳定地获得优异的抗裂性及高温强度的奥氏体系耐热合金。奥氏体系耐热合金的化学组成以质量％计为C：0.04～0.15％、Si：0.05～1％、Mn：0.3～2.5％、P：0.04％以下、S：0.0015％以下、Cu：2～4％、Ni：11～16％、Cr：16～20％、W：2～5％、Nb：0.1～0.8％、Ti：0.05～0.35％、N：0.001～0.015％、B：0.0005～0.01％、Al：0.03％以下、O：0.02％以下、Sn：0～0.02％、V：0～0.5％、Co：0～2％、Mo：0～5％、Ca：0～0.02％、Mg：0～0.02％、REM：0～0.2％、余量：Fe及杂质，所述奥氏体系耐热合金具有晶体粒径按照ASTM E112所规定的晶粒度编号计为2.0号以上且小于7.0号的组织。

Description

奥氏体系耐热合金及焊接结构件
技术领域
本发明涉及奥氏体系耐热合金、及具备该合金的焊接结构件。
背景技术
近年来，从降低环境负荷的观点出发，正在全世界规模地推进发电用锅炉等的运转条件的高温·高压化。对于过热器管、再热器管中使用的材料，要求更优异的高温强度、耐腐蚀性。
作为满足这样的要求的材料，公开了含有大量的氮的各种奥氏体系耐热合金。
例如，日本特开昭62-133048号公报中公开了一种包含0.05～0.35％的N、0.05～1.5％的Nb的高温强度优异的奥氏体钢。日本特开2000-256803号公报中公开了一种包含0.05～0.3％的N、且将Nb(％)/Cu(％)设为0.05～0.2％、将固溶化处理后的未固溶Nb量设为0.04×Cu(％)～0.085×Cu(％)的、高温强度和延性优异的奥氏体系不锈钢。
日本特开2000-328198号公报中公开了一种包含0.05～0.3％的N、2～6％的Cu、以及合计为0.01～0.2％的Y、La、Ce及Nd中的1种或2种以上、并且将Mn、Mg、Ca、Y、La、Ce、Nd、Al、Cu、及S的关系式所示的数值设定在特定的范围的、高温强度和热加工性优异的奥氏体系不锈钢。
日本特开2003-268503号公报中公开了一种通过包含0.005～0.2％的N、并且形成晶粒度编号为7以上的细颗粒从而高温强度和耐水蒸气氧化性优异的奥氏体系不锈钢管。国际公开第2013/073055号中公开了一种包含0.005～0.3％的N、表层部被平均厚度5～30μm的高能量密度的加工层覆盖的、高温强度和耐水蒸气氧化特性优异的奥氏体系不锈钢。
日本特开2013-44013号公报中公开了一种包含0.07～0.13％的N、利用Mo、W及其它合金元素调整了奥氏体平衡的高温强度和时效后韧性优异的奥氏体系耐热钢。日本特开2014-88593号公报中公开了一种包含0.10～0.35％的N、0.25～0.8％的Ta的高温强度和耐氧化性优异的奥氏体系不锈钢。
国际公开第2009/044796号中公开了一种包含0.03～0.35％N、以及Nb、V、及Ti中的1种或2种以上的高强度的奥氏体系不锈钢。
发明内容
这些奥氏体系耐热合金通常通过焊接组装之后，供于高温下使用。但是，在高温下长时间使用利用含有高N的奥氏体系耐热合金的焊接结构件时，有时会在焊接热影响部产生被称为SIPH(Strain Induced Precipitation Hardening：应变诱导析出硬化)裂纹的裂纹。
上述国际公开第2009/044796号中记载了通过将使晶界脆化的元素和使晶内强化的元素限定在规定的范围，能够防止长时间使用时产生的裂纹。在特定的条件下，利用这些材料确实能够防止裂纹。但是，近年来，正在使用添加大量的W、Mo等来谋求高温强度等性能的进一步提高的奥氏体系耐热合金。在这些奥氏体系耐热合金中，根据焊接的条件、结构件的形状、尺寸等的不同有时不能稳定地防止裂纹。具体而言，在增大焊接线能量、增加板厚、或在超过650℃这样的高温下使用时，有时不能稳定地防止裂纹。
本发明的目的在于，提供一种能够稳定地获得优异的抗裂性及高温强度的奥氏体系耐热合金。
本发明的一个实施方式的奥氏体系耐热合金的化学组成以质量％计为C：0.04～0.15％、Si：0.05～1％、Mn：0.3～2.5％、P：0.04％以下、S：0.0015％以下、Cu：2～4％、Ni：11～16％、Cr：16～20％、W：2～5％、Nb：0.1～0.8％、Ti：0.05～0.35％、N：0.001～0.015％、B：0.0005～0.01％、Al：0.03％以下、O：0.02％以下、Sn：0～0.02％、V：0～0.5％、Co：0～2％、Mo：0～5％、Ca：0～0.02％、Mg：0～0.02％、REM：0～0.2％、余量：Fe及杂质，所述奥氏体系耐热合金具有晶体粒径按照ASTM E112规定的晶粒度编号计为2.0号以上且小于7.0号的组织。
根据本发明，可以得到能稳定地获得优异的抗裂性及高温强度的奥氏体系耐热合金。
附图说明
图1是表示实施例中制作的板的坡口的形状的截面图。
具体实施方式
本发明人等为了解决上述课题进行了详细的调查。其结果，明确了以下所述的见解。
在使用含有高N的奥氏体系耐热合金的焊接接头中，对使用中产生的SIPH裂纹进行了详细研究。其结果得知，(1)裂纹在熔合线附近的粗晶粒的焊接热影响部的晶界处产生；(2)在该裂纹的破裂面上检测到S的明显富集；进而(3)在裂纹附近的晶内氮化物、碳氮化物大量析出；并且，(4)所使用的奥氏体系耐热合金的初始晶体粒径越大，焊接热影响部的晶体粒径也变得越大，变得越容易产生裂纹。
基于上述发现，我们认为，SIPH裂纹起因于在高温下的使用中在晶内析出大量的氮化物、碳氮化物，由于晶内变得难以发生变形，从而蠕变变形集中在晶界处，结果导致开口。S在焊接中或使用中向晶界偏析，使晶界的结合力降低。此外，晶体粒径越大，每单位体积的晶界的面积越小。晶界作为氮化物、碳氮化物的核生成位点起作用。因此，晶界减少时，氮化物、碳氮化物容易更大量地在晶内析出。进而，因使用中受到的外力例如焊接残留应力等而产生的蠕变变形更容易集中在特定的晶界面。因此认为，母材的初始晶体粒径越大，越容易产生裂纹。尤其是在超过650℃的高温下，不仅析出物在短时间内析出，而且晶界偏析也在早期产生，因此，问题更容易显现。
为了防止该裂纹，通过析出强化、固溶强化而减少提高晶内的变形阻力的元素是有效的。但是，这些元素从确保高温下的蠕变强度的观点来看是必需的元素。因此，裂纹的防止和高温的蠕变强度确保为互悖的关系，难以兼顾二者。
经过深入研究后明确，在包含C：0.04～0.15％、Si：0.05～1％、Mn：0.3～2.5％、P：0.04％以下、Cu：2～4％、Ni：11～16％、Cr：16～20％、Nb：0.1～0.8％、Ti：0.05～0.35％、B：0.0005～0.01％、Al：0.03％以下、及O：0.02％以下的奥氏体系耐热合金中，为了防止SIPH裂纹，严格地将N含量控制在0.015％以下、将S含量控制在0.0015％以下、并且使母材的初始粒径为ASTM(American Society for Testing and Material：美国材料试验协会)规定的晶粒度编号的2.0号以上是有效的。
但是，使N含量过量减少、或者使晶体粒径细至必要以上时，母材的蠕变强度变得无法满足规定的值。因此可知，需要使N含量为0.001％以上、晶体粒径按照晶粒度编号计小于7.0号。进而还明确了，含有2～5％的在加热初期通过固溶强化而有助于蠕变强度、且在长时间使用中作为拉夫斯相缓慢析出的W对于满足规定的蠕变强度而不有损耐SIPH裂纹性而言是必需的。
虽然可确认通过上述对策能够可靠地防止SIPH裂纹，但是，在继续研究时发现还存在产生其它问题的可能。
如前所述，奥氏体系耐热合金常通过焊接来组装。在将它们焊接时，通常使用填充金属(filler metel)。但是，在小型的薄壁部件、甚至厚壁部件的根部焊、点焊中，有时进行气体保护弧焊而不使用填充金属。这时，如果熔深(penetration depth)不充分，则未熔融的对接面作为缺陷而残留，在焊接接头中得不到所需强度。S在使耐SIPH裂纹性降低的另一方面，具有增大熔深的效果。因此可知，从耐SIPH裂纹性的观点出发将S量严格地控制在0.0015％以下时，有时产生熔深不良。
为了防止熔深不良，单纯地增大焊接线能量即可。但是，如果增大焊接线能量，则会助长焊接热影响部的粗大化，变得即使使母材的初始粒径按照晶粒度编号计为2.0号以上也无法防止SIPH裂纹。
进行研究的结果发现，想要稳定地防止熔深不良，以0.001～0.02％的范围含有Sn是有效的。认为这是由于，Sn容易从焊接中的熔融池表面蒸发，在电弧中离子化，从而有助于形成导电路径而提高电弧的电流密度。
基于以上见解完成了本发明。以下对本发明的一个实施方式的奥氏体系耐热合金进行详细说明。
[化学组成]
本实施方式的奥氏体系耐热合金具有以下说明的化学组成。在以下的说明中，元素的含量的“％”是指质量％。
C：0.04～0.15％
碳(C)在使奥氏体组织稳定的同时形成微细的碳化物而使高温使用中的蠕变强度提高。为了充分得到该效果，需要含有0.04％以上。但是，过量含有C时，碳化物大量析出，耐SIPH裂纹性降低。因此，上限设为0.15％。C含量的下限优选为0.05％、更优选为0.06％。C含量的上限优选为0.13％、更优选为0.12％。
Si：0.05～1％
硅(Si)是具有脱氧作用、并且对提高高温下的耐腐蚀性及耐氧化性有效的元素。为了充分地得到该效果，需要含有0.05％以上。但是，过量含有Si时，组织的稳定性降低，会导致韧性及蠕变强度的降低。因此，上限设为1％。Si含量的下限优选为0.08％、更优选为0.1％。Si含量的上限优选为0.5％、更优选为0.35％。
Mn：0.3～2.5％
锰(Mn)与Si同样具有脱氧作用。Mn还有助于奥氏体组织的稳定化。为了充分地得到该效果，需要含有0.3％以上。但是，过量含有Mn时，会导致合金的脆化，进而蠕变延性降低。因此，上限设为2.5％。Mn含量的下限优选为0.4％、更优选为0.5％。Mn含量的上限优选为2％、更优选为1.5％。
P：0.04％以下
磷(P)作为杂质包含在合金中，在焊接中偏析在焊接热影响部的晶界从而提高液化裂纹敏感性。P进而会使长时间使用后的蠕变延性降低。因此，将P含量的上限设定为0.04％以下。P含量的上限优选为0.035％、更优选为0.03％。优选尽可能减少P含量，但极度减少会导致制钢成本增大。因此，P含量的下限优选为0.0005％、更优选为0.0008％。
S：0.0015％以下
硫(S)与P同样作为杂质包含在合金中，在焊接中偏析在焊接热影响部的晶界从而提高液化裂纹敏感性。S还是在长时间使用中会偏析在晶界而导致脆化、使耐SIPH裂纹性大幅降低的元素。为了在本实施方式的化学组成的范围内防止上述情况，需要使S含量为0.0015％以下。S含量的上限优选为0.0012％、更优选为0.001％。优选尽可能减少S含量，但极度减少会导致制钢成本增大。因此，S含量的下限优选为0.0001％、更优选为0.0002％。
Cu：2～4％
铜(Cu)使奥氏体组织的稳定，并且在使用中细微析出而有助于蠕变强度的提高。为了充分得到该效果，需要含有2％以上。但是，过量含有Cu时，会导致热加工性的降低。因此，上限设为4％。Cu含量的下限优选为2.3％、更优选为2.5％。Cu含量的上限优选为3.8％、更优选为3.5％。
Ni：11～16％
镍(Ni)是为了确保长时间使用时的奥氏体相的稳定性所必需的元素。为了在本实施方式的Cr、W含量的范围内充分获得该效果，需要含有11％以上的Ni。但是，Ni为昂贵的元素，大量含有会导致成本增大。因此，上限设为16％。Ni含量的下限优选为12％、更优选为13％。Ni含量的上限优选为15.5％、更优选为15％。
Cr：16～20％
铬(Cr)是为了确保高温下的耐氧化性及耐腐蚀性所必需的元素。Cr还形成微细的碳化物而有助于确保蠕变强度。为了在本实施方式的Ni含量的范围内充分获得该效果，需要含有16％以上的Cr。但是，过量含有Cr时，高温下的奥氏体相的组织稳定性劣化而蠕变强度降低。因此，上限设为20％。Cr含量的下限优选为16.5％、更优选为17％。Cr含量的上限优选为19.5％、更优选为19％。
W：2～5％
钨(W)固溶在基体中，并且使作为有害的金属间化合物相的西格玛相的生成延迟，同时以微细的拉夫斯相析出，对提高高温下的蠕变强度、拉伸强度有很大帮助。为了充分得到该效果，需要含有2％以上。但是，过量含有W时，有时晶内的变形阻力变高而耐SIPH裂纹性降低、并且蠕变强度降低。进而，W为昂贵的元素，大量含有会导致成本增大。因此，上限设为5％。W含量的下限优选为2.2％、更优选为2.5％。W含量的上限优选为4.8％、更优选为4.5％。
Nb：0.1～0.8％
铌(Nb)以微细的碳氮化物的形式在晶内析出，有助于提高高温下的蠕变强度、拉伸强度。为了充分得到该效果，需要含有0.1％以上。但是，过量含有Nb时，碳氮化物大量析出而耐SIPH裂纹性降低，并且会导致蠕变延性及韧性降低。因此，上限设为0.8％。Nb含量的下限优选为0.12％、更优选为0.15％。Nb含量的上限优选为0.7％、更优选为0.65％。
Ti：0.05～0.35％
钛(Ti)与Nb同样形成微细的碳氮化物，有助于提高高温下的蠕变强度、拉伸强度。为了充分获得该效果，需要含有0.05％以上。但是，过量含有Ti时，析出部变大量而耐SIPH裂纹性降低、并且蠕变延性及韧性降低。因此，上限设为0.35％。Ti含量的下限优选为0.08％、更优选为0.12％。Ti含量的上限优选为0.32％、更优选为0.3％。
N：0.001～0.015％
氮(N)使奥氏体组织稳定，并且固溶在基体中、或作为氮化物析出而有助于提高高温强度。为了充分获得该效果，需要含有0.001％以上。但是，过量含有N时，在短时间使用时会固溶、在长时间使用中会在晶内析出大量的微细氮化物，从而导致晶内变形阻力变高、耐SIPH裂纹性降低。进而，蠕变延性及韧性降低。因此，上限设为0.015％。N含量的下限优选为0.002％、更优选为0.004％。N含量从上限的观点来看优选小于0.015％，更优选为0.012％以下、进一步优选为0.01％以下。
B：0.0005～0.01％
硼(B)通过使晶界碳化物微细地分散而提高蠕变强度，并且偏析在晶界而强化晶界。为了充分获得该效果，需要含有0.0005％以上。但是，过量含有B时，由于焊接中的焊接热循环而导致B大量偏析在熔融边界附近的焊接热影响部而使晶界的熔点降低，液化裂纹敏感性变高。因此，上限设为0.01％。B含量的下限优选为0.0008％、更优选为0.001％。B含量的上限优选为0.008％、更优选为0.006％。
Al：0.03％以下
铝(Al)具有脱氧作用。但是，过量含有Al时，合金的清洁性变差而热加工性降低。因此，上限设为0.03％。Al含量的上限优选为0.025％、更优选为0.02％。下限没有必要特别设定，但极度减少会导致制钢成本增大。因此，Al含量的下限优选为0.0005％、更优选为0.001％。需要说明的是，本发明中，Al是指酸溶Al(sol.Al)。
O：0.02％以下
氧(O)作为杂质包含在合金中，具有增大焊接中的熔深的效果。但是，过量含有O时，热加工性降低，并且韧性、延性变差。因此，上限设为0.02％。O含量的上限优选为0.018％、更优选为0.015％。下限没有必要特别设定，但极度减少会导致制钢成本增大。因此，O含量的下限优选为0.0005％、更优选为0.0008％。
本实施方式的奥氏体系耐热合金的化学组成的余量为Fe及杂质。这里所说的杂质是指：在工业制造耐热合金时从用作原料的矿石、废料混入的元素、或从制造过程的环境等混入的元素。
本实施方式的奥氏体系耐热合金的化学组成可以代替上述Fe的一部分而含有Sn。Sn为选择元素。即，本实施方式的奥氏体系耐热合金的化学组成也可以不含有Sn。
Sn：0～0.02％
锡(Sn)具有通过从熔融池蒸发而增大电弧的电流密度，从而增大焊接时的熔深的效果。含有些许Sn即可获得该效果，但含有0.001％以上时，可显著获得该效果。但是，过量含有Sn时，焊接中的焊接热影响部的液化裂纹敏感性及使用中的SIPH裂纹敏感性变高。因此，上限设为0.02％。Sn含量的下限更优选为0.0015％、进一步优选为0.002％。Sn含量的上限优选为0.018％、更优选为0.015％。
本实施方式的奥氏体系耐热合金的化学组成还可以进一步代替上述Fe的一部分而含有选自下述第1组～第3组中的任意组中的1种以上元素。下述元素均为选择元素。即，下述元素可以均不包含在本实施方式的奥氏体系耐热合金中。此外，也可以仅包含一部分元素。
更具体而言，例如，可以从第1组到第3组的组中仅选择1个组，从该组中选择1种以上元素。这时，不需要选择属于所选择的组的所有元素。此外，也可以从第1组到第3组中选择多个组，从各组中选择1种以上元素。这时，也不需要选择属于所选择的组的所有元素。
第1组V：0～0.5％
属于第1组的元素为V。V通过析出强化而提高合金的蠕变强度。
V：0～0.5％
钒(V)与Nb、Ti同样与碳或氮结合而形成微细的碳化物或碳氮化物，从而有助于提高蠕变强度。含有少量V即可获得该效果。但是，过量含有V时，析出物变多而耐SIPH性及蠕变延性降低。因此，上限设为0.5％。V含量的下限优选为0.01％、更优选为0.03％。V含量的上限优选为0.45％、更优选为0.4％。
第2组Co：0～2％、Mo：0～5％
属于第2组的元素为Co及Mo。这些元素提高合金的蠕变强度。
Co：0～2％
钴(Co)与Ni、Cu同样为奥氏体生成元素，提高奥氏体组织的稳定性而有助于提高蠕变强度。含有少量Co即可获得该效果。但是，Co为极其昂贵的元素，大量含有会导致成本增大。因此，上限设为2％。Co含量的下限优选为0.01％、更优选为0.03％。Co含量的上限优选为1.8％、更优选为1.5％。
Mo：0～5％
钼(Mo)固溶在基体中而有助于提高高温下的蠕变强度、拉伸强度。含有少量Mo即可获得该效果。但是，过量含有Mo时，存在如下情况：晶内的变形阻力变高而耐SIPH裂纹性降低，并且，促进作为有害的金属间化合物相的西格玛相的生成，蠕变强度降低。进而，Mo为昂贵的元素，大量含有会导致成本增大。因此，上限设为5％。Mo含量的下限优选为0.01％、更优选为0.03％。Mo含量的上限优选为4.8％、更优选为4.5％。
第3组Ca：0～0.02％、Mg：0～0.02％、REM：0～0.2％
属于第3组的元素为Ca、Mg、及REM。这些元素改善合金的热加工性。
Ca：0～0.02％
钙(Ca)改善制造时的热加工性。含有少量Ca即可获得该效果。但是，过量含有Ca时，会与氧结合而使合金的清洁性显著降低，热加工性反而降低。因此，上限设为0.02％。Ca含量的下限优选为0.0005％、更优选为0.001％。Ca含量的上限优选为0.01％、更优选为0.005％。
Mg：0～0.02％
镁(Mg)与Ca同样改善制造时的热加工性。含有少量Mg即可获得该效果。但是，过量含有Mg时，会与氧结合而使合金的清洁性显著降低，热加工性反而降低。因此，上限设为0.02％。Mg含量的下限优选为0.0005％、更优选为0.001％。Mg含量的上限优选为0.01％、更优选为0.005％。
REM：0～0.2％
稀土元素(REM)与Ca、Mg同样改善制造时的热加工性。含有少量REM即可获得该效果。但是，过量含有REM时，会与氧结合而使合金的清洁性显著降低，热加工性反而降低。因此，上限设为0.2％。REM含量的下限优选为0.0005％、更优选为0.001％。REM含量的上限优选为0.15％、更优选为0.1％。
“REM”是Sc、Y及镧系元素共17种元素的统称，REM的含量是指REM中的1种或2种以上的元素的总含量。此外，REM通常包含在稀土金属混合物(mischmetal)中。因此，例如，可以在合金中添加稀土金属混合物，使REM的含量在上述范围。
[组织]
晶粒度编号：2.0号以上且小于7.0号
本实施方式的奥氏体系耐热合金具有晶体粒径按照ASTM E112规定的晶粒度编号计为2.0号以上且小于7.0号的组织。
在使用了本实施方式的奥氏体系耐热合金的焊接结构件中，为了对其焊接热影响部赋予充分的耐SIPH裂纹性，需要以即使受到由焊接导致的热循环、焊接热影响部的晶体粒径也不会变得过度粗大的方式将焊接前的组织的晶体粒径设定为按照ASTM E112规定的晶粒度编号计为2.0号以上的细颗粒。但是，为晶体粒径7.0号以上的细颗粒时，不能获得所需的蠕变强度。因此，将晶体粒径设为2.0号以上且小于7.0号。
具有上述晶体粒径的组织通过在适当的条件下对上述化学组成的合金进行热处理而得到。该组织例如如下来获得：通过热加工、冷加工将上述化学组成的合金成形为规定的形状之后，实施在1000～1250℃的温度下保持3～60分钟后水冷的固溶化热处理，由此获得。固溶化热处理的保持温度越高，并且，保持时间越长，晶体粒径越大(晶粒度编号越小)。固溶化热处理更优选在1150～1250℃的温度下保持3～45分钟后水冷，进一步优选在1170～1240℃的温度下保持3～30分钟后水冷。
以上对本发明的一个实施方式的奥氏体系耐热合金进行了说明。根据本实施方式，能够获得能稳定地得到优异的抗裂性及高温强度的奥氏体系耐热合金。
实施例
以下，利用实施例对本发明进行更具体的说明。本发明不限定于这些实施例。
在1000～1150℃的温度范围对将具有表1所示的化学组成的A～L的材料进行实验室熔融并浇注而成的铸锭进行热锻及热轧，制成厚度20mm的板。对该板进一步进行冷轧，使厚度为16mm。对该板实施在1200℃保持规定时间后水冷的固溶化热处理。在固溶化热处理之后，通过机械加工成形为厚度14mm、宽度50mm、长度100mm的板。此外，与该板不同地从进行了固溶化热处理的板采取组织观察用的试样，基于ASTM E112测定组织的晶体粒径。需要说明的是，对于材料A，使固溶化热处理的保持时间在3～30分钟的范围变化，制造晶体粒径不同的材料。
[表1]
[焊接施工性]
沿着上述制作的板的长度方向实施图1所示的坡口加工。使实施了坡口加工的板彼此对焊接，利用气体保护钨极弧焊法，对每个代号的2个接头进行对接焊，制作焊接接头。焊接不使用填充金属，热输入量为5kJ/cm。
将得到的焊接接头中2个接头均在焊接线的全长形成了背面焊道的情况评价为焊接施工性良好，设为合格。将合格的接头中在整个全长背面焊道的宽度为2mm以上的情况判定为“良”，将哪怕一部分存在宽度小于2mm的部分的情况判定为“可”。此外，将2个接头中哪怕一部分存在未形成背面焊道的部分的情况判定为“不可”。
[耐焊接裂纹性]
将仅焊接了根部的上述焊接接头在相当于JIS G 3106(2008)规定的SM400B的市售钢板(厚度30mm、宽度200mm、长度200mm)上，使用JIS Z3224(2010)规定的被覆电弧焊棒ENi6625对四周进行拘束焊接。之后，使用相当于JIS Z 3334(2011)规定的SNi6625的tig焊线，以热输入10～15kJ/cm通过TIG焊接在坡口内进行多层焊接，以各代号2个接头制作焊接接头。
对各代号的一个焊接接头进行700℃×500小时的时效热处理。从焊接状态的焊接接头及实施了时效热处理的焊接接头的各5处以观察面为接头的横截面(与焊道垂直的截面)的方式采取试样。对所采取的试样进行镜面研磨、腐蚀之后，利用光学显微镜进行检查，研究焊接热影响部有无裂纹。将5个试样全部未观察到裂纹的焊接接头设为“良”、将1个试样观察到裂纹的焊接接头设为“可”，判断为合格。将2个以上试样观察到裂纹的焊接接头判断为“不可”。
[蠕变断裂强度]
从在耐焊接裂纹性试验中合格的焊接状态的焊接接头以焊接金属为平行部的中央的方式采取圆棒蠕变断裂试验片。在母材的目标断裂时间为约1000小时的700℃、186MPa的条件下进行蠕变断裂试验。将母材断裂、且其断裂时间为母材的断裂时间的90％以上(即900小时以上)的情况评价为“合格”。
[性能评价结果]
将性能评价结果示于表2。表2中一并示出了各代号的奥氏体系耐热合金的晶粒度编号。
[表2]
表2
*是指不在本发明规定的范围之内。
以代号A-1～A-4的奥氏体系耐热合金作为母材的焊接接头的化学组成恰当，母材的初始粒径按照晶粒度编号计为2.0号以上且小于7.0号。这些焊接接头在根部焊中在整个全长形成宽度为2mm以上的背面焊道，具有良好的焊接施工性。此外，尽管母材的厚度为14mm而较厚，但即使在实施时效热处理的情况下，焊接热影响部也不产生裂纹，具有优异的抗裂性。进而，高温的蠕变断裂强度也充分。
以代号B及C的奥氏体系耐热合金为母材的焊接接头的化学组成恰当，母材的初始粒径按照晶粒度编号计为2.0号以上且小于7.0号。这些焊接接头虽然存在背面焊道的宽度一部分狭窄的部分，但在可允许的范围内。此外，这些焊接接头具有优异的抗裂性、及高温蠕变强度。
以代号D～G的奥氏体系耐热合金为母材的焊接接头的化学组成恰当，母材的初始粒径按照晶粒度编号计为2.0号以上且小于7.0号。这些焊接接头在根部焊中在整个全长形成宽度为2mm以上的背面焊道，具有良好的焊接施工性。认为在这些焊接接头中，母材的化学组成含有Sn，因而能稳定地获得良好的焊接施工性。此外，这些焊接接头具有优异的抗裂性、及高温蠕变强度。
以代号A-5的奥氏体系耐热合金为母材的焊接接头在时效热处理后产生被认为是SIPH裂纹的裂纹。认为这是由于，代号A-5的奥氏体系耐热合金的晶体粒径过粗。
以代号A-6的奥氏体系耐热合金为母材的焊接接头虽然具有优异的抗裂性，但蠕变断裂时间低于目标值。认为这是由于，代号A-6的奥氏体系耐热合金的晶体粒径过细。
以代号H的奥氏体系耐热合金为母材的焊接接头虽然具有良好的焊接施工性，但在时效热处理后产生被认为是SIPH裂纹的裂纹。认为这是由于，代号H的奥氏体系耐热合金的S含量过多。
以代号I的奥氏体系耐热合金为母材的焊接接头在焊接的状态及时效热处理后分别产生被认为是液化裂纹及SIPH裂纹的裂纹。认为这是由于，代号I的奥氏体系耐热合金的Sn含量过多。
以代号J及K的奥氏体系耐热合金为母材的焊接接头在时效热处理后产生被认为是SIPH裂纹的裂纹。认为这是由于，代号J及K的奥氏体系耐热合金的N含量过多，因而碳氮化物在晶内过量析出。这些焊接接头尽管减少母材的S含量、且将晶体粒径控制在规定范围，但不能防止SIPH裂纹。
以代号L的奥氏体系耐热合金为母材的焊接接头虽然具有优异的焊接施工性和耐焊接裂纹性，但是蠕变断裂时间低于目标值。认为这是由于，代号L的奥氏体系耐热合金中所含的W量低于下限。
产业上的可利用性
本发明能够适宜作为用作发电用锅炉的主蒸汽管、高温再热蒸汽管等高温构件的奥氏体系耐热合金使用。

Claims (4)

1.一种奥氏体系耐热合金，其化学组成以质量％计为：
C：0.04～0.15％、
Si：0.05～1％、
Mn：0.3～2.5％、
P：0.04％以下、
S：0.0015％以下、
Cu：2～4％、
Ni：11～16％、
Cr：16～20％、
W：2～5％、
Nb：0.1～0.8％、
Ti：0.05～0.35％、
N：0.002～0.015％、
B：0.0005～0.01％、
Al：0.03％以下、
O：0.02％以下、
Sn：0～0.02％、
V：0～0.5％、
Co：0～2％、
Mo：0～5％、
Ca：0～0.02％、
Mg：0～0.02％、
REM：0～0.2％、
余量：Fe及杂质，
所述奥氏体系耐热合金具有晶体粒径按照ASTM E112规定的晶粒度编号计为2.0号以上且小于7.0号的组织。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系耐热合金，其中，所述化学组成以质量％计含有Sn：0.001～0.02％。
3.根据权利要求1或2所述的奥氏体系耐热合金，其中，所述化学组成以质量％计含有选自下述第1组至第3组的任意组的1种以上元素，
第1组V：0.01～0.5％
第2组Co：0.01～2％、Mo：0.01～5％
第3组Ca：0.0005～0.02％、Mg：0.0005～0.02％、REM：0.0005～0.2％。
4.一种焊接结构件，其具备权利要求1～3中的任一项所述的奥氏体系耐热合金。
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