JP5998950B2 - オーステナイト系耐熱合金部材 - Google Patents

Description

本発明は、オーステナイト系耐熱合金部材に関する。詳しくは、本発明は、クリープ強度と溶接時の耐割れ性とに優れ、発電用ボイラの主蒸気管や高温再熱蒸気管などの厚肉の高温部材として好適に用いることができる、オーステナイト系耐熱合金部材に関する。

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、過熱器管や再熱器管の材料として使用されるオーステナイト系耐熱合金には、より優れた高温強度および耐食性を有することが求められている。

さらに、従来、フェライト系耐熱鋼が使用されていた主蒸気管や高温再熱蒸気管などの厚肉の部材など種々の部材においても、オーステナイト系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、種々のオーステナイト系耐熱合金が提案されている。具体的には、例えば、特許文献１に、Ｎｉ基合金が提案されている。このＮｉ基合金は、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、オーステナイト系耐熱合金である。

また、特許文献２に、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が提案されている。

特許文献３に、多量のＷを含有させるとともにＡｌとＴｉ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。

特許文献４に、Ｗ、Ｍｏ、ＴｉおよびＡｌを活用して、クリープ強度を高めるとともに、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｐｂなどの不純物元素ならびにＴｉおよびＡｌの含有量を管理して、溶接時の耐液化割れ性（ＨＡＺ（熱影響部）の液化割れに対する抵抗性）と使用時の耐応力緩和割れ性（ＨＡＺの脆化割れに対する抵抗性）を改善した、オーステナイト系耐熱合金が提案されている。

さらに、特許文献５に、Ｃｒ、ＢおよびＰの含有量ならびにＡｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量をそれぞれ、所定の範囲に管理するとともに、Ｎｄを含有させて、クリープ強度および溶接時の耐液化割れ性を改善した、オーステナイト系耐熱合金が提案されている。

特開２０１１−６３８３８号公報 国際公開第２００９／１５４１６１号 国際公開第２０１０／０３８８２６号 特開２０１０−１５０５９３号公報 国際公開第２０１１／０７１０５４号 特開２０００−２６５２４９号公報

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、一般には、溶接により組み立てられる。その際、溶接部には、主に冶金的要因に起因した様々な割れが発生しやすいことが知られているが、前記特許文献１〜５で開示されているオーステナイト系耐熱合金はいずれも、溶接割れ感受性が十分に低いため、発電用ボイラ、化学工業用プラントなどの高温機器の素材として好適に用いることができる。

なお、本発明者らが、上記のオーステナイト系耐熱合金のうちでも特許文献４および特許文献５で開示されているオーステナイト系耐熱合金を、主蒸気管や高温再熱蒸気管などの厚肉の部材、特に、厚さが３０ｍｍを超える部材に適用するために、溶接により組み立てて調査した結果、溶接時の液化割れや使用時の応力緩和割れを安定して防止可能なことが確認できた。

しかしながら、その後、本発明者らが実施したさらなる詳細な調査から、単にオーステナイト系耐熱合金の化学組成を管理するだけでは、特許文献４や特許文献５が対象とした割れの発生部位とは異なる部位、具体的には、多層溶接時の初層および最終層の部材表面の溶接部近傍のＨＡＺに、微細な割れが発生する場合があることが明らかとなった。

加えて、特許文献４や特許文献５で開示されているオーステナイト系耐熱合金は、確かに厚さ３０ｍｍを下回る部材においては十分なクリープ強度を得られるものの、厚さが３０ｍｍを超えると、十分なクリープ強度を安定して得ることが難しくなる場合があることも判明した。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、クリープ強度と溶接時の耐割れ性、なかでも表面近傍の耐溶接割れ性、具体的には、厚さが３０ｍｍを超える厚肉部材として多層溶接される場合の初層および最終層の部材表面の溶接部近傍のＨＡＺでの耐割れ性に優れ、発電用ボイラの主蒸気管や再熱蒸気管などの厚肉の高温部材として好適に用いることができる、オーステナイト系耐熱合金部材を提供することを目的とする。

本発明者らは前記した課題を解決するために、先ず、多層溶接した部材表面の溶接部近傍のＨＡＺに生じた微細な割れについて詳細な調査を行った。その結果、下記[i]〜[iii]の事項が明らかになった。

[i]割れは、初層側部材表面では溶接部から数１００μｍ離れたＨＡＺの結晶粒界に、また、最終層側部材表面では溶接部から５００〜１０００μｍ程度離れたＨＡＺの結晶粒界に発生した。

[ii]割れ破面には溶融痕が認められず、しかも延性に乏しい破面を呈していた。

[iii]割れが発生した部位は部材の表面加工時に歪が導入された部位であり、明瞭な硬さの増加が認められた。そして、最終層側では初層側に比して、硬さの増加の程度が小さい場合にも割れが生じることがあった。

上記[i]〜[iii]から、本発明者らは、多層溶接した部材表面の溶接部近傍のＨＡＺに生じた微細な割れは、下記（ａ）〜（ｃ）の機構により発生するものと推定した。

（ａ）溶接部近傍のＨＡＺでは溶接による熱応力が発生する。特に、厚肉部材を多層溶接する場合、初層部は周囲の部材が溶接金属部の厚さに比べて厚いため、溶接時の熱変形が溶接金属と表面部を含む溶接部近傍のＨＡＺに生じ、引張りの熱応力が作用する。一方、最終層側の表面では溶接金属部がほぼ母材厚さに等しくなるため、拘束が大きくなり、溶接部から離れたＨＡＺに大きな引張りの熱応力が作用する。そして、いずれの熱応力も、０．２ｍｍ深さ程度までの表面部で特に大きくなる。

（ｂ）部材表面部は加工により歪が導入され硬さが増大しているため、粒内の変形抵抗が大きくなって、熱応力は結晶粒界に集中する。その結果、熱応力が粒界の強さを上回った場合に粒界が開口し、微細な割れとなる。

（ｃ）初層側と最終層側で割れ発生位置に差異があるのは、上記（ａ）および（ｂ）により、引張り応力が作用する部位が異なるためである。また、初層側に比べて硬さの増加の程度が小さい場合にも最終層側で割れが生じるのは、より低温に晒された部位で割れが発生するため、部材表面部の硬さの影響をより強く受けるためである。

なお、上記多層溶接した部材表面の溶接部近傍のＨＡＺに生じる微細な割れは、これまでに確認されている割れ、例えば、前述の特許文献４または特許文献５に述べられている割れとは、発生の位置も機構も全く異なることはいうまでもない。

上記の推定の下、本発明者らは前述の微細な割れを防止するために、鋭意検討を繰り返した。その結果、次の事項（ｄ）が明らかになった。

（ｄ）上述の微細な割れを防止するためには、部材表面から深さ０．２ｍｍまでの領域の平均結晶粒径（μｍ）（以下、上記領域を「表層」と定義し、表層の平均結晶粒径を「Ｇ_S」ということがある。）をＴｉ、ＷおよびＢの含有量に応じて特定の値以下に管理する必要があること、より具体的には、溶接時の初層側になる部材表面から深さ０．２ｍｍまでの領域と溶接時の最終層側になる部材表面から深さ０．２ｍｍまでの領域の平均結晶粒径が、次の［１］式を満たすように管理する必要がある。

Ｇ_S≦−２０×Ｐ１＋６５・・・［１］
ただし、
Ｐ１＝Ｔｉ＋（Ｗ／１０）−５×Ｂ
で、パラメータＰ１中のＴｉ、ＷおよびＢは、その元素の含有量（質量％）を意味する。

上記［１］式は、粒内を強化して粒界への応力集中を助長するＴｉおよびＷの含有量が多く、逆に粒界を強化するＢの含有量が少ない場合、すなわち、Ｐ１が大きい場合には、特定の粒界への応力集中を抑制するために、表層の平均結晶粒径の上限を小さくする必要があるのに対し、ＴｉおよびＷの含有量が少なく、Ｂの含有量が多い場合には、表層の平均結晶粒径の上限を大きくしても構わないことを意味する。

なお、上記の［１］式は、溶体化熱処理を施した部材の表面に、例えば、切削、研磨やロールなどによる強加工を施した後、熱処理を施して再結晶させることによって、達成することができる。

また、部材表面部の硬さの影響を受けやすい溶接時の最終層側については、微細な割れを防止するためには、次の（ｅ）の条件を満たすことが好ましいことも明らかになった。

（ｅ）溶接時の最終層側になる部材表面から深さ０．２ｍｍまでの領域における最高硬さＨＶ0.01（以下、簡単のためにＨＶ0.01(max)ということがある。）が３５０以下であること。
なお、上記の「ＨＶ0.01」は、試験力を０．０９８Ｎ（１０ｇｆ）としてマイクロビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）参照）。

次いで、本発明者らは、オーステナイト系耐熱合金において、厚さが３０ｍｍを超えると、十分なクリープ強度を安定して得ることが難しくなる場合がある理由について調査した。その結果、下記[iv]および[v]の事項が確認できた。

[iv]部材厚さが３０ｍｍを超える場合、平均結晶粒径にばらつきが生じやすく、クリープ強度が不安定となる。

[v]部材厚さが３０ｍｍを超える場合、クリープ強度に有効である一方、溶接割れにも影響を及ぼすＢ、ＴｉおよびＷの含有量、特に、ＢおよびＴｉの含有量が少ない場合に、クリープ強度の不安定さが顕在化しやすい。

上記[iv]および[v]から、本発明者らは、クリープ強度の不安定が下記（ｆ）および（ｇ）の理由により生じると推定した。

（ｆ）部材の厚さが３０ｍｍを超える場合、オーステナイト系耐熱合金材料の製造時の温度分布、特に溶体化熱処理時の温度不均一などに起因して、平均結晶粒径にばらつきが生じやすい。

（ｇ）オーステナイト系耐熱合金が、Ｂ、ＴｉやＷを十分に含有している場合は、安定したクリープ強度が得られる。しかしながら、溶接割れを防止するために、上述した元素の含有量を低めに管理した場合は、平均結晶粒径の影響が顕在化し、クリープ強度の不安定が生じる。

上記の推定の下、本発明者らは、厚さ３０ｍｍを超える部材において十分なクリープ強度を安定して得るために、鋭意検討を繰り返した。その結果、次の事項（ｈ）および（ｉ）が明らかになった。

（ｈ）部材厚さの２５％となる各表面側を除外した領域の平均結晶粒径（μｍ）（以下、上記領域を「部材の厚さ中央部」と定義し、部材の厚さ中央部の平均結晶粒径を「Ｇ_B」ということがある。）、より具体的には、溶接時の初層側になる表面からの深さが部材厚さの２５％を超えるとともに溶接時の最終層側になる表面からの深さも部材厚さの２５％を超える領域の平均結晶粒径を、Ｂ、ＴｉおよびＷの含有量に応じて特定の値以上に管理することによって、クリープ強度が安定化する。

（ｉ）しかしながら、部材の厚さ中央部の平均結晶粒径を大きくしすぎた場合、溶接時の液化割れの感受性が増大する。このため、部材の厚さ中央部の平均結晶粒径は、Ｂ、ＴｉおよびＷの含有量に応じて上限も管理する必要がある。

そこで、本発明者らが、さらに詳細な検討を実施した結果、下記（ｊ）の重要な事項が明らかになった。

（ｊ）部材の厚さ中央部の平均結晶粒径（μｍ）Ｇ_Bが次の［２］式を満たせば、厚さ３０ｍｍを超える部材においても十分なクリープ強度が安定して得られる。

−１５×Ｐ２＋１００≦Ｇ_B≦−７５×Ｐ２＋７００・・・［２］
ただし、
Ｐ２＝１０×Ｂ＋Ｔｉ＋（Ｗ／１０）
で、パラメータＰ２中のＢ、ＴｉおよびＷは、その元素の含有量（質量％）を意味する。

上記［２］式は、Ｂ、ＴｉおよびＷはクリープ強度の向上に有効な元素であるため、その含有量が多い場合には、クリープ強度安定化のために必要な部材の厚さ中央部の平均結晶粒径の下限は小さくても構わないが、含有量が少なくなるにつれて、部材の厚さ中央部の平均結晶粒径の下限を大きくする必要があること、および、これらの元素は溶接時の液化割れ感受性を高める作用も有するため、これら元素の含有量が増加するにつれて、逆に部材の厚さ中央部の平均結晶粒径の上限を小さくする必要があることを意味する。

なお、上記部材の厚さ中央部の平均結晶粒径は、部材の溶体化熱処理時の温度と時間の選定によって管理可能である。このため、適切な溶体化熱処理を施すことによって［２］式を満たすことができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示すオーステナイト系耐熱合金部材にある。

（１）厚さ３０ｍｍを超えるオーステナイト系耐熱合金部材であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜５５％、Ｃｒ：２０〜３５％、Ｗ：３〜１０％、Ｔｉ：０．０１〜１．２％、Ａｌ：０．３％以下、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下およびＯ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ下記の［１］式および［２］式を満足することを特徴とするオーステナイト系耐熱合金部材。
Ｇ_S≦−２０×Ｐ１＋６５・・・［１］
−１５×Ｐ２＋１００≦Ｇ_B≦−７５×Ｐ２＋７００・・・［２］
ただし、
Ｐ１＝Ｔｉ＋（Ｗ／１０）−５×Ｂ
Ｐ２＝１０×Ｂ＋Ｔｉ＋（Ｗ／１０）
で、パラメータＰ１およびＰ２中のＴｉ、ＷおよびＢは、その元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｇ_SおよびＧ_Bはそれぞれ、表層の平均結晶粒径（μｍ）および部材の厚さ中央部の平均結晶粒径（μｍ）を指す。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記に示す群から選択される１種以上の元素を含有することを特徴とする上記（１）に記載のオーステナイト系耐熱合金部材。
第１群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種以上、
第２群：Ｃｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＺｒ：０．５％以下から選択される１種以上。

（３）溶接時の最終層側になる部材表面から深さ０．２ｍｍまでの領域における最高硬さＨＶ0.01が３５０以下であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系耐熱合金部材。

本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、厚さが３０ｍｍを超える厚肉部材であるにも拘わらず、溶接時の耐割れ性、なかでも多層溶接時の表面近傍の耐溶接割れ性、より具体的には、初層および最終層の部材表面の溶接部近傍のＨＡＺでの耐割れ性に優れるとともに、安定して優れたクリープ強度を有する。このため、本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、発電用ボイラの主蒸気管や再熱蒸気管などの厚肉の高温部材として好適に用いることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．０３〜０．１５％
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、高温でのクリープ強度を向上させる。この効果を十分に得るためには、０．０３％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃが過剰に含有された場合には、炭化物が粗大となり、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強度の低下も生じる。したがって、上限を設け、Ｃの含有量を０．０３〜０．１５％とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０４％、さらに望ましい下限は０．０５％である。また、Ｃ含有量の望ましい上限は０．１２％、さらに望ましい上限は０．１０％である。

Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合には、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％以下とする。Ｓｉの含有量は望ましくは０．８％以下、さらに望ましくは０．６％以下である。

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、極端な低減は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とともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上効果も得難くなるし、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．０２％、さらに望ましい下限は０．０５％である。

Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。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％以下とする。Ｍｎの含有量は望ましくは１．８％以下、さらに望ましくは１．５％以下である。

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、極端な低減は脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性を劣化させるとともに、オーステナイト安定化効果が得難くなるし、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．０２％、さらに望ましい下限は０．０５％である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として合金中に含まれ、溶接中にＨＡＺ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、Ｐは、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。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、望ましくは０．０２５％以下、さらに望ましくは０．０２％以下である。

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含有量の望ましい下限は０．０００５％、さらに望ましい下限は０．０００８％である。

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ＨＡＺ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、Ｓは、長時間使用後のクリープ延性および靱性にも悪影響を及ぼす元素である。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、望ましくは０．００８％以下、さらに望ましくは０．００５％以下である。

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含有量の望ましい下限は０．０００１％、さらに望ましい下限は０．０００２％である。

Ｎｉ：４０〜５５％
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。後述の２０〜３５％という本発明のＣｒ含有量の範囲で、上記したＮｉの効果を十分に得るためには、４０％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、多量の含有は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４０〜５５％とする。Ｎｉ含有量の望ましい下限は４１％、さらに望ましい下限は４２％である。また、Ｎｉ含有量の望ましい上限は５４％、さらに望ましい上限は５３％である。

Ｃｒ：２０〜３５％
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。上記４０〜５５％という本発明のＮｉ含有量の範囲で、上記したＣｒ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３５％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。したがって、Ｃｒの含有量を２０〜３５％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は２０．５％、さらに望ましい下限は２１％である。また、Ｃｒ含有量の望ましい上限は３４．５％、さらに望ましい上限は３４％である。

Ｗ：３〜１０％
Ｗは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度や引張強さ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少なくとも３％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場合もある。さらに、Ｗは高価な元素であるため、過剰のＷ含有は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３〜１０％とする。

なお、Ｗは、強度を高める効果を有する一方、粒内の変形抵抗を高めて、厚肉の部材の多層溶接時における割れ感受性を少なからず高める元素である。そのため、特に、部材表面の溶接部近傍のＨＡＺに生じる微細な割れの防止および安定したクリープ強度確保のために、Ｗの含有量は前記の［１］式および［２］式も満足する必要がある。

Ｗ含有量の望ましい下限は３．５％、さらに望ましい下限は４％である。また、Ｗ含有量の望ましい上限は９．５％、さらに望ましい上限は９％である。

Ｔｉ：０．０１〜１．２％
Ｔｉは、微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度や引張強さの向上に寄与する。その効果を得るためには０．０１％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として多量に析出して、クリープ延性および靱性の低下を招く。このため、上限を設けて、Ｔｉの含有量を０．０１〜１．２％とする。

なお、Ｔｉは、強度を高める効果を有する一方、粒内の変形抵抗を高めて、厚肉の部材の多層溶接時における割れ感受性を高める元素である。そのため、特に、部材表面の溶接部近傍のＨＡＺに生じる微細な割れの防止および安定したクリープ強度確保のために、Ｔｉの含有量は前記の［１］式および［２］式も満足する必要がある。

Ｔｉ含有量の望ましい下限は０．０３％、さらに望ましい下限は０．０５％である。また、Ｔｉ含有量の望ましい上限は１．０％、さらに望ましい上限は０．８％である。

Ａｌ：０．３％以下
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。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、Ａｌの含有量に上限を設けて０．３％以下とする。Ａｌの含有量は望ましくは０．２％以下、さらに望ましくは０．１％以下である。

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、極端な低減は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含有量の望ましい下限は０．０００５％である。Ａｌの脱酸効果を安定して得、合金に良好な清浄性を確保させるためには、Ａｌ含有量の下限は０．００１％とすることがより望ましい。

Ｂ：０．０００１〜０．０１％
Ｂは、粒界炭化物を微細分散させることによって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０．０００１％以上のＢ含有量が必要である。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接部近傍の高温ＨＡＺにＢが多量に偏析して粒界の融点を低下させ、ＨＡＺの液化割れ感受性を高める。そのため、上限を設けて、Ｂの含有量を０．０００１〜０．０１％とする。

なお、Ｂには上記の作用があるので、特に、部材表面の溶接部近傍のＨＡＺに生じる微細な割れの防止および安定したクリープ強度確保のために、Ｂの含有量は前記の［１］式および［２］式も満足する必要がある。

Ｂ含有量の望ましい下限は０．０００５％、さらに望ましい下限は０．００１％である。また、Ｂ含有量の望ましい上限は０．００８％、さらに望ましい上限は０．００６％である。

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。そのため、Ｎの含有量に上限を設けて０．０２％以下とする。Ｎの含有量は望ましくは０．０１８％以下、さらに望ましくは０．０１５％以下である。

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、極端な低減はオーステナイトを安定にする効果が得難くなるし、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｎ含有量の望ましい下限は０．０００５％、さらに望ましい下限は０．０００８％である。

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の含有量は望ましくは０．００８％以下、さらに望ましくは０．００５％以下である。

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含有量の望ましい下限は０．０００５％、さらに望ましい下限は０．０００８％である。

本発明のオーステナイト系耐熱合金部材の一つは、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のものである。

なお、「不純物」とは、オーステナイト系耐熱合金部材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。

本発明のオーステナイト系耐熱合金部材には、上述のＦｅの一部に代えて、下記に示す群のＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＺｒから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。

第１群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種以上
第２群：Ｃｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＺｒ：０．５％以下から選択される１種以上
以下、これら任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

第１群の元素である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。このため、これらの元素を含有させてもよい。

Ｃａ：０．０５％以下
Ｃａは、熱間加工性を改善する作用を有する。このため、Ｃａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。このため、含有させる場合のＣａの量に上限を設けて０．０５％以下とする。Ｃａ含有量の上限は、望ましくは０．０３％である。

一方、Ｃａの効果を安定して得るためには、Ｃａの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量のさらに望ましい下限は０．０００５％である。

Ｍｇ：０．０５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様、熱間加工性を改善する作用を有する。このため、Ｍｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。このため、含有させる場合のＭｇの量に上限を設けて０．０５％以下とする。Ｍｇ含有量の上限は、望ましくは０．０３％である。

一方、Ｍｇの効果を安定して得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量のさらに望ましい下限は０．０００５％である。

ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは、熱間加工性を改善する作用を有する。すなわち、ＲＥＭは、Ｓとの親和力が強く、熱間加工性の向上に寄与する。このため、ＲＥＭを含有させてもよい。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。このため、含有させる場合のＲＥＭの量に上限を設けて０．１％以下とする。ＲＥＭ含有量の上限は、望ましくは０．０６％である。

一方、ＲＥＭの効果を安定して得るためには、ＲＥＭの含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量のさらに望ましい下限は０．００１％である。

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、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０．２％であってもよい。

第２群の元素であるＣｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＺｒは、いずれもクリープ強度を向上させる作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。

Ｃｏ：１％以下
Ｃｏは、クリープ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強度の向上に寄与する。したがって、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の過剰の含有は大幅なコスト増を招く。このため、含有させる場合のＣｏの量に上限を設けて１％以下とする。Ｃｏ含有量の上限は、望ましくは０．８％である。

一方、Ｃｏの効果を安定して得るためには、Ｃｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量のさらに望ましい下限は０．０３％である。

Ｃｕ：１％以下
Ｃｕは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｕは、ＮｉおよびＣｏと同様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強度の向上に寄与する。したがって、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。このため、含有させる場合のＣｕの量に上限を設けて１％以下とする。Ｃｕ含有量の上限は、望ましくは０．８％である。

一方、Ｃｕの効果を安定して得るためには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量のさらに望ましい下限は０．０３％である。

Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｍｏは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度を向上させる作用を有する。したがって、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、却ってクリープ強度の低下を招く。そのため、含有させる場合のＭｏの量に上限を設けて１％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、望ましくは０．８％である。

一方、Ｍｏの効果を安定して得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量のさらに望ましい下限は０．０３％である。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｖは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度を向上させる作用を有する。したがって、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。そのため、含有させる場合のＶの量に上限を設けて０．５％以下とする。Ｖ含有量の上限は、望ましくは０．４％である。

一方、Ｖの効果を安定して得るためには、Ｖの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｖ含有量のさらに望ましい下限は０．０２％である。

Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは、Ｖと同様にＣやＮと結合して微細な炭化物や炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度に寄与する。したがって、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や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、含有させる場合のＮｂの量に上限を設けて０．５％以下とする。Ｎｂ含有量の上限は、望ましくは０．４％である。

一方、Ｎｂの効果を安定して得るためには、Ｎｂの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量のさらに望ましい下限は０．０２％である。

Ｚｒ：０．５％以下
Ｚｒは、マトリックスに固溶してクリープ強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｚｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒが過剰に含有された場合、クリープ延性を低下させることに加えＨＡＺでの液化割れ感受性を高める。そのため、含有させる場合のＺｒの量に上限を設けて０．５％以下とする。Ｚｒ含有量の上限は、望ましくは０．４％である。

一方、Ｚｒの効果を安定して得るためには、Ｚｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量のさらに望ましい下限は０．０２％である。

上記のＣｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＺｒは、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、４．５％であってもよい。

（Ｂ）表層の平均結晶粒径（Ｇ_S）：
前述の（Ａ）項に記載の化学組成を有するオーステナイト系耐熱合金部材は、厚さ３０ｍｍを超える部材として使用される場合、多層溶接時の初層および最終層の部材表面の溶接部近傍のＨＡＺに、微細な割れが発生する場合がある。本発明者らの推定では、上記の微細な割れは、溶接時の熱応力が、結晶粒界に集中し、粒界の強さを上回るために発生する。

上述の微細な割れを防止するためには、部材表面部の熱応力が大きくなる領域の平均結晶粒径を小さくすることが有効である。なお、粒内を強化して、換言すれば、粒内の変形抵抗を高めて、粒界への応力集中を助長するＴｉおよびＷの含有量ならびに、逆に粒界を強化するＢの含有量に応じて、該割れを防止するための平均結晶粒径の上限が異なってくる。

しかしながら、表層の平均結晶粒径であるＧ_S（μｍ）が、前記の［１］式、つまり、
Ｇ_S≦−２０×Ｐ１＋６５・・・［１］
を満たせば、上記した微細な割れを安定して防止することができる。

なお、既に述べたように、「表層」とは、部材表面から深さ０．２ｍｍまでの領域を指し、
Ｐ１＝Ｔｉ＋（Ｗ／１０）−５×Ｂ
で、パラメータＰ１中のＴｉ、ＷおよびＢは、その元素の含有量（質量％）を意味する。

なお、表層の平均結晶粒径Ｇ_Sは、溶体化熱処理を施した部材の表面に、工具による切削や研磨、レーザーブラストやサンドブラストなどを活用したショットピーニング、ロールや油圧プレスによる冷間圧延、冷間での抽伸などを行って、機械的に表面部に強加工を施した後、熱処理を施して再結晶させることにより制御することができる。

上記「熱処理」の条件としては、９５０〜１１５０℃の温度域で０．１〜１．５ｈ保持する条件が好適で、１０００〜１０７５℃の温度域で０．５〜１．５ｈ保持する条件がさらに望ましい。

なお、特許文献６には、構造物の表面層として再結晶粒を形成させ、耐粒界腐食性を高めるオーステナイト系合金構造物が開示されているが、該構造物と本発明に係るオーステナイト系耐熱合金部材とは、化学組成が全く異なるとともに、解決すべき課題も完全に異なる。このため、特許文献６で開示されている技術からは到底本発明に係るオーステナイト系耐熱合金部材が得られないことは自明である。

（Ｃ）部材の厚さ中央部の平均結晶粒径（Ｇ_B）：
前述の（Ａ）項に記載の化学組成を有するオーステナイト系耐熱合金部材は、厚さ３０ｍｍを超える部材として使用される場合、十分なクリープ強度を安定して得ることが難しくなる場合がある。本発明者らの推定では、部材の厚さが３０ｍｍを超える場合、特に溶体化熱処理時の温度不均一などに起因して、平均結晶粒径にばらつきが生じやすいこと、さらに、クリープ強度に寄与する元素であるＢ、ＴｉやＷの含有量のばらつきによって、クリープ強度が不安定になる。

上述のクリープ強度が不安定になることを解決するためには、部材の平均結晶粒径を大きくすることが有効であるが、クリープ強度の向上に有効なＢ、ＴｉおよびＷの含有量に応じて、クリープ強度の確保に必要な平均結晶粒径の下限が異なってくる。一方で、Ｂ、ＴｉおよびＷは溶接時の液化割れの感受性を高める作用も有するため、併せて平均結晶粒径の上限もこれら元素の含有量に応じて異なってくる。

しかしながら、部材の厚さ中央部の平均結晶粒径であるＧ_B（μｍ）が、前記の［２］式、つまり、
−１５×Ｐ２＋１００≦Ｇ_B≦−７５×Ｐ２＋７００・・・［２］
を満たせば、厚さ３０ｍｍを超える部材においても十分なクリープ強度が安定して得られる。

なお、既に述べたように、「部材の厚さ中央部」とは、部材厚さの２５％となる各表面側を除外した領域を指し、
Ｐ２＝１０×Ｂ＋Ｔｉ＋（Ｗ／１０）
で、パラメータＰ２中のＢ、ＴｉおよびＷは、その元素の含有量（質量％）を意味する。

なお、部材の厚さ中央部の平均結晶粒径Ｇ_Bは、部材の溶体化熱処理時の温度と時間の選定により制御することができる。

上記「溶体化熱処理」の条件としては、９００〜１２８０℃の温度域で０．１〜３ｈ保持する条件が好適で、１１００〜１２５０℃の温度域で０．２〜１．５ｈ保持する条件がさらに望ましい。

（Ｄ）ＨＶ0.01(max)：
前述の（Ａ）〜（Ｃ）項に記載の要件を満たすオーステナイト系耐熱合金部材は、厚さ３０ｍｍを超える部材として使用される場合でもその厚さに拘わらず、安定して優れたクリープ強度を有するとともに、多層溶接した場合にも、実用上問題とならない程度の耐割れ性、具体的には、初層および最終層の部材表面の溶接部近傍のＨＡＺでの耐割れ性、ならびに部材肉中の耐液化割れ性を具備する。

しかしながら、部材表面の溶接部近傍の割れについては、最終層側は初層側に比べて、低温に晒された位置で発生するため、部材表面部の硬さの影響をより強く受けるので、表面部の硬さを抑えることが好ましい。具体的には、ＨＶ0.01(max)、つまり、溶接時の最終層側になる部材表面から深さ０．２ｍｍまでの領域における最高硬さＨＶ0.01を３５０以下にすることが望ましい。ＨＶ0.01(max)は、３２０以下とすることがより好ましい。

なお、既に述べたように、上記の「ＨＶ0.01」は、試験力を０．０９８Ｎ（１０ｇｆ）としてマイクロビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する。

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オーステナイト系耐熱合金を実験室溶解してインゴットを作製した。

次いで、上記インゴットを用いて、熱間鍛造による成形、溶体化熱処理および一部については切削バイトによる表面研削または冷間で圧延ロールにて表面加工を行い、さらにその後、異なる条件にて熱処理を施して、各オーステナイト系耐熱合金について、厚さ３５ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２５０ｍｍの合金板を複数枚作製した。

上記のようにして得た各合金板から、横断面が被検面となるように試験片を切り出して鏡面研磨した。

その後、各試験片について、鏡面研磨した面を王水で腐食し、「表層」となる表面加工した双方の表面から深さ方向に０．２ｍｍまでの領域をそれぞれ、３箇所ずつ光学顕微鏡で観察して、切断法により各領域毎の平均粒切片長さを測定し、上記各領域毎の平均粒切片長さをさらに算術平均し、それを１．１２８倍して、表層の平均結晶粒径Ｇ_S（μｍ）を求めた。同様に、「部材の厚さ中央部」となる表面加工した表面からの深さが８．７５ｍｍを超える領域をランダムに３箇所光学顕微鏡で観察して、切断法により平均粒切片長さを求め、次いで、該平均粒切片長さを１．１２８倍して、部材の厚さ中央部の平均結晶粒径Ｇ_B（μｍ）を求めた。

さらに、上記の各試験片について、表面加工した双方の表面のうちの任意に選んだ片方を溶接時の最終層側になる表面として、表面から深さ０．２ｍｍまでの領域におけるマイクロビッカース硬さを測定した。具体的には、表面からの深さが０．２ｍｍ位置までのマイクロビッカース硬さを、試験力０．０９８Ｎ（１０ｇｆ）にてランダムに２０点測定し、最も大きい値を「ＨＶ0.01(max)」とした。

加えて、各合金板について、「部材の厚さ中央部」から、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、母材板材の目標破断時間が１０００ｈとなる７００℃、１６７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。なお、クリープ破断時間が、母材板材の目標破断時間である１０００ｈ以上となるものを「合格」とし、１０００ｈ未満のものを「不合格」とした。

また、各合金板について、上述の各試験片を切り出した残りの部分を用いて、合金板の長手方向に、角度３０°、ルート厚さ１ｍｍのＶ開先を加工した後、厚さ６０ｍｍ、幅５００ｍｍで長さ５００ｍｍのＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００８）に規定された市販のＳＭ４００Ｃの鋼板上に、被覆アーク溶接棒としてＪＩＳ Ｚ ３２２４（２０１０）に規定の「Ｅ Ｎｉ ６１８２」を用いて、四周を拘束溶接した。その後さらに、溶接ワイヤ（ＡＷＳ Ａ５．１４ ＥＲ ＮｉＣｒＣｏＭｏ−１）を用いて、ＴＩＧ溶接により入熱：９〜１５ｋＪ／ｃｍにて開先内に多層溶接を行った。

このようにして得た溶接継手を拘束板から外した後、初層側表面および最終層側表面の浸透探傷試験をＪＩＳ Ｚ ２３４３−１（２００１）に準じて実施し、指示模様の有無を確認し、指示模様が無いものを「合格」、有るものを「不合格」とした。

さらに、溶接部の横断面が被検面となるように各５個の試験片を切り出して鏡面研磨した。

上記の鏡面研磨した各５個の試験片について、先ず、初層および最終層側の表面近傍を光学顕微鏡により観察した。そして、浸透探傷試験では検出できなかったものの、光学顕微鏡により表面近傍に微小なミクロ割れが観察された場合を「可」、観察されなかった場合を「良」、さらに、浸透探傷試験で指示模様が認められたことに加え表面近傍にミクロ割れが観察された場合を「不可」と分類した。

次いで、上記表面近傍以外の部分についても光学顕微鏡観察して、所謂「肉中割れ」の存在を調査した。なお、肉中割れは、光学顕微鏡により検鏡した５断面の全てにおいて割れが観察されなかったものを「合格」とし、１断面でも割れが観察されたものは「不合格」とした。

表２および表３に、各合金板に施した溶体化熱処理、表面加工および熱処理の条件とともに、上記各試験の結果を纏めて示す。

表２および表３の「評価」欄における「◎」は、「クリープ強度」、「浸透探傷試験」および「肉中割れ」の各欄がいずれも「合格」で、さらに「表面近傍ミクロ割れ」欄が「良」であって、クリープ強度に優れるとともに溶接時の耐割れ性に極めて優れることを示す。「○」は、「クリープ強度」、「浸透探傷試験」および「肉中割れ」の各欄がいずれも「合格」で、さらに「表面近傍ミクロ割れ」欄が「可」であって、クリープ強度に優れるとともに溶接時の耐割れ性に優れることを示す。「×」は「クリープ強度」欄が「不合格」でクリープ強度に劣るか、「浸透探傷試験」欄が「不合格」または「浸透探傷試験」欄が「合格」であっても「肉中割れ」欄が「不合格」で溶接時の耐割れ性に劣ることを示す。

表２および表３から、本発明で規定する条件を満足する合金板を用いた試験体Ａ２、Ａ３、Ｂ２〜Ｂ７、Ｃ２、Ｃ３、Ｄ２、Ｄ３、Ｅ２、Ｅ３、Ｆ２〜Ｆ６、Ｇ２およびＧ３の場合、浸透探傷試験で表面に指示模様が認められず、また、表面以外の部分でも溶接割れが生じていない実用上健全な溶接継手であることが明らかである。さらに、クリープ破断時間も、母材板材の目標破断時間をクリアして優れたクリープ強度を有することが明らかである。加えて、ＨＶ0.01(max)が３５０を下回る場合には、光学顕微鏡による断面観察において表面近傍に微小なミクロ割れも認められなかった。

これに対して、本発明で規定する条件から外れる合金板を用いた試験体Ａ１、Ａ４、Ａ５、Ｂ１、Ｂ８、Ｂ９、Ｃ１、Ｃ４、Ｃ５、Ｄ１、Ｄ４、Ｄ５、Ｅ１、Ｅ４、Ｅ５、Ｆ１、Ｆ７、Ｆ８、Ｇ１、Ｇ４およびＧ５の場合、クリープ強度に劣るか、溶接時の耐割れ性に劣る。

具体的には、試験体Ａ４、Ｂ８、Ｃ４、Ｄ４、Ｅ４、Ｆ７およびＧ４は、用いた合金板のＧ_S（表層の平均結晶粒径）が前記の［１］式を満足しなかったため、浸透探傷試験で表面に指示模様が認められるとともに断面観察でも表面に割れが観察され、溶接時の耐割れ性に劣っていた。

試験体Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、Ｆ１およびＧ１の場合、用いた合金板のＧ_B（部材の厚さ中央部の平均結晶粒径）が前記の［２］式の下限を下回ったため、十分なクリープ強度が得られなかった。

一方、試験体Ａ５、Ｂ９、Ｃ５、Ｄ５、Ｅ５、Ｆ８およびＧ５の場合、用いた合金板のＧ_B（部材の厚さ中央部の平均結晶粒径）が大きくなりすぎ、前記の［２］式の上限を超えたため、光学顕微鏡による断面観察において肉中に液化割れと判断される割れが発生した。

本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、厚さが３０ｍｍを超える厚肉部材であるにも拘わらず、溶接時の耐割れ性、なかでも多層溶接時の表面近傍の耐溶接割れ性、より具体的には、初層および最終層の部材表面の溶接部近傍のＨＡＺでの耐割れ性に優れるとともに、安定して優れたクリープ強度を有する。このため、本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、発電用ボイラの主蒸気管や再熱蒸気管などの厚肉の高温部材として好適に用いることができる。

Claims (3)

1. 厚さ３０ｍｍを超えるオーステナイト系耐熱合金部材であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜５５％、Ｃｒ：２０〜３５％、Ｗ：３〜１０％、Ｔｉ：０．０１〜１．２％、Ａｌ：０．３％以下、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下およびＯ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ下記の［１］式および［２］式を満足することを特徴とするオーステナイト系耐熱合金部材。
   Ｇ_S≦−２０×Ｐ１＋６５・・・［１］
   −１５×Ｐ２＋１００≦Ｇ_B≦−７５×Ｐ２＋７００・・・［２］
   ただし、
   Ｐ１＝Ｔｉ＋（Ｗ／１０）−５×Ｂ
   Ｐ２＝１０×Ｂ＋Ｔｉ＋（Ｗ／１０）
   で、パラメータＰ１およびＰ２中のＴｉ、ＷおよびＢは、その元素の含有量（質量％）を意味する。
   Ｇ_SおよびＧ_Bはそれぞれ、表層の平均結晶粒径（μｍ）および部材の厚さ中央部の平均結晶粒径（μｍ）を指す。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記に示す群から選択される１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系耐熱合金部材。
   第１群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種以上
   第２群：Ｃｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＺｒ：０．５％以下から選択される１種以上
3. 溶接時の最終層側になる部材表面から深さ０．２ｍｍまでの領域における最高硬さＨＶ0.01が３５０以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のオーステナイト系耐熱合金部材。