JP6398277B2

JP6398277B2 - Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法

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Publication number: JP6398277B2
Application number: JP2014082488A
Authority: JP
Inventors: 平田　弘征; 弘征平田; 佳奈浄徳; 茂浩石川; 吉澤　満; 満吉澤; 敏秀小野; 伊勢田　敦朗; 敦朗伊勢田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-04-14
Filing date: 2014-04-14
Publication date: 2018-10-03
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Description

本発明は、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法およびＮｉ基耐熱合金溶接継手に関する。詳しくは、クリープ強度と使用時の溶接部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高温部材として用いられるＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法と、該製造方法によって得られるＮｉ基耐熱合金溶接継手に関する。

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、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、熱間加工性や耐溶接割れ感受性を改善したＮｉ基合金が提案されている。

また、特許文献２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が提案されている。

特許文献３には、多量のＷを含有させるとともに、ＡｌとＴｉを活用して、固溶強化とγ’相の析出強化により強度を高めた、Ｎｉ基耐熱合金が提案されている。

特許文献４には、ＡｌやＴｉ、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提案されている。

特許文献５には、ＭｏとＷを活用し、クリープ強度を高めるとともに、不純物元素およびＴｉ、Ａｌの含有量を規定し、溶接時の耐液化割れと使用時の耐応力緩和割れ性を改善した、オーステナイト系耐熱合金が提案されている。

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

：接合・溶接技術Ｑ＆Ａ１０００編集委員会、接合・溶接技術Ｑ＆Ａ１０００（１９９９）、５０２−５０３、６５３−６５４：内木ら、石川島播磨技報、第１５巻（１９７５）、第２号、２０９−２１５

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。従来、オーステナイト系耐熱合金やＮｉ基耐熱合金を使用した溶接継手においては、主に冶金的要因に起因した様々な割れが発生しやすく、溶接中に生じる液化割れや、高温での長時間使用中に、溶接により生じた残留応力が緩和してゆく過程で生じる応力緩和割れが問題になることが知られていた。

一方、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やＮｉ基耐熱合金は、上述の割れに対する抵抗性を有し、これらの合金を主蒸気管や高温再熱蒸気管などの部材に使用した突き合わせ溶接継手では、確かに溶接中の液化割れや使用中の応力緩和割れを防止できることが確認できた。しかしながら、実際の構造物では様々な形状、寸法の溶接部が存在する。そのため、溶接部の残留応力の存在状態が異なり、溶接部の形状または寸法によっては、上記のオーステナイト系耐熱合金やＮｉ基耐熱合金を用いてもなお、上述した割れを防止する効果が十分に得られない場合もあることが分かった。

ところで、非特許文献１に示されるように、オーステナイト系ステンレス鋼やＮｉ基合金では溶接後に溶接後熱処理を行わないのが一般的である。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼においては、靱性や耐食性の改善を目的に１０００〜１１５０℃で、また、残留応力除去を目的に８００〜９００℃で、溶接後熱処理を行う場合もある。

例えば、非特許文献２には、１８Ｃｒ−１２Ｎｉ−Ｎｂ系オーステナイト系ステンレス鋼の長時間使用時に発生する割れの防止を目的とし、昇温時に６００℃まで一旦加熱して保持し、その後、１０５０℃まで昇温させて保持した後、冷却し、９００℃でさらに保持し、ＮｂＣを析出させた後で冷却するという、特殊な三段のステップからなる適正な溶接後熱処理の適用が割れの防止に有効であることが示されている。

しかしながら、本発明者らによる種々の検討の結果、Ｎｉ基耐熱合金においては、単純に溶接後熱処理を付与すれば、確かに残留応力が緩和されて、応力緩和割れの防止には有効であるものの、溶接後熱処理の条件によっては、溶接継手のクリープ強度が大きく低下する場合があることが新たに判明した。

上記現状に鑑みて、本発明は、火力発電用ボイラの主蒸気管や再熱蒸気管などの高温部材として使用される、クリープ強度と使用時の溶接部の耐応力緩和割れ性に優れたＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法と、それを用いて得られるＮｉ基耐熱合金溶接継手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、まず、溶接後熱処理を付与したＮｉ基耐熱合金溶接継手の詳細な調査を行った。その結果、下記の事項が確認された。

(1)クリープ試験前後の組織観察の結果、クリープ強度が大きく低下した溶接継手はクリープ強度の低下が小さかった溶接継手に比べて、クリープ試験前に粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物が疎らに析出していた。さらに、クリープ試験中のＭ_２３Ｃ_６の粗大化が顕著であった。

(2)クリープ試験前の組織観察の結果、クリープ強度が大きく低下した溶接継手に認められたＭ_２３Ｃ_６炭化物は、クリープ強度の低下が小さかった溶接継手に認められたＭ_２３Ｃ_６炭化物に比べて炭化物を主として構成するＣｒ量が少なかった。

これらの結果から、本発明者らは、溶接後熱処理の適用によるクリープ強度の低下は、下記（ａ）〜（ｄ）の機構により発生したものと推定した。

（ａ）Ｍ_２３Ｃ_６炭化物は長時間使用中に粒内に微細に析出し、クリープ強度の確保に大きく寄与する。長時間使用中にＭ_２３Ｃ_６炭化物は成長するが、それは界面エネルギーの差が駆動力となって、小さなＭ_２３Ｃ_６粒子が消失し、近傍の大きなＭ_２３Ｃ_６粒子がより成長するという過程を経る。

（ｂ）クリープ強度が大きく低下した溶接継手では、溶接後熱処理により粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物が粒内に存在する。そして、その後、長時間中に粒内には新たに微細なＭ_２３Ｃ_６炭化物が析出する。そのため、溶接後熱処理を実施しない溶接継手や溶接後熱処理を実施してもクリープ強度の低下が小さい溶接継手に比べると、Ｍ_２３Ｃ_６粒子の大きさの差が著しくなる。その結果、粒子間の界面エネルギー差が大きくなり、Ｍ_２３Ｃ_６炭化物の成長が促進される。

（ｃ）加えて、析出物の成長においては、析出物に含まれる主要構成元素量と平衡状態においてマトリックスに含まれるその元素量との差が小さい方が、成長しやすいと考えられている。上述の通り、クリープ強度が大きく低下した溶接継手では、Ｍ_２３Ｃ_６炭化物を構成するＣｒ量が少なかった。このことから、Ｍ_２３Ｃ_６炭化物の構成比が異なることもＭ_２３Ｃ_６炭化物の成長促進の要因となる。

（ｄ）これらの理由により、微細なＭ_２３Ｃ_６炭化物による分散強化効果が早期に消失する結果、クリープ強度が大きく低下する。

そして、本発明者らが鋭意検討を繰り返した結果、上記のクリープ強度の低下を防止するためには、下記（ｅ）および（ｆ）の方法が有効であることが明らかとなった。

（ｅ）溶接後熱処理過程での粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物の生成軽減の観点からは溶接後熱処理温度が低い方が好ましく、溶接後熱処理時間を短くすることが有効である。

（ｆ）溶接後熱処理過程で生成するＭ_２３Ｃ_６炭化物を構成するＣｒ量を多くするとの観点からは、溶接後熱処理温度が低い方が好ましい。

ところが、溶接後熱処理温度を低く、また溶接後熱処理時間を短くしすぎると残留応力が十分に緩和せず、応力緩和割れを十分に防止できないことが分かり、このことから、下記の事項（ｇ）が明らかになった。

（ｇ）クリープ強度の低下防止と応力緩和割れの十分な防止に対しては、溶接後熱処理の温度および時間に適正な範囲が存在する。

しかしながら、本発明者らがさらに検討を重ねた結果、溶接後熱処理の温度と時間の管理だけでは、完全にクリープ強度の低下を抑制できない場合があることが分かり、下記の重要な事項（ｈ）および（ｉ）が明らかになった。

（ｈ）溶接後熱処理の降温時にもＭ_２３Ｃ_６炭化物が生成する。このため、溶接後熱処理する際の温度と時間を管理するだけでは、完全にクリープ強度の低下を抑制することができない。

（ｉ）溶接後熱処理した場合のクリープ強度の低下を防止するためには、溶接後熱処理するに際して、Ｍ_２３Ｃ_６炭化物が生成しやすい５００℃までの降温速度を適切に管理することが重要である。

そこで次に、本発明者らは、ＮｉとＣｒの含有量がそれぞれ、質量％で、４６〜５４％と２７〜３３％で、これにＷ、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌなどを含有させたＮｉ基耐熱合金を母材として用い、この母材を、ＮｉとＣｒの含有量がそれぞれ、質量％で、４０〜６０％と２０〜３３％で、これにＭｏ、ＷおよびＴｉなどを含有させたＮｉ基耐熱合金の溶接材料を用いて溶接して溶接継手を作製した場合に、溶接後熱処理条件がクリープ強度と応力緩和割れに及ぼす影響について詳細な検討を行った。その結果、下記（ｊ）および（ｋ）の知見を得た。

（ｊ）溶接後熱処理の際の保持温度Ｔ１（℃）、保持時間ｔ１（分）および上記温度Ｔ１℃から５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／時）が、特定の条件を満たすようにして製造されたＮｉ基耐熱合金溶接継手は、その後の使用において、十分な耐応力緩和割れ性を有するとともに、クリープ強度の低下を軽減できる。

（ｋ）上記の溶接後熱処理が施されたＮｉ基耐熱合金溶接継手に、さらに保持温度Ｔ２（℃）という低温で、保持時間ｔ２（分）の溶接後熱処理を施すことでクリープ強度の低下のさらなる軽減が可能である。これは、低温で溶接後熱処理を施すことで、Ｃｒを多く含有するＭ_２３Ｃ_６炭化物が微細に析出して、平衡状態においてマトリックスに含まれるＣｒ量との差が小さくなり、使用中のＭ_２３Ｃ_６炭化物の成長を抑制できるからである。

本発明の要旨は、下記に示すＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法およびＮｉ基耐熱合金溶接継手にある。なお、本発明は、上述した知見に基づいて完成されたものであるため、前記の非特許文献１および非特許文献２、ならびに特許文献１〜５とは対象とする材料および目的が異なり、これらから容易に想到し得るものではない。

（１）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：４６〜５４％、Ｃｒ：２７〜３３％、Ｗ：３〜９％、Ｔｉ：０．０５〜１．２％、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％、Ｃｕ：０〜４％、Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜０．５％、残部：Ｆｅおよび不純物である合金母材を、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜６０％、Ｃｒ：２０〜３３％、ＭｏおよびＷの１種以上：合計で６〜１３％、Ｔｉ：０．０５〜１．５％、Ｃｏ：０〜１５％、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で溶接した後、
保持温度Ｔ１（℃）、保持時間ｔ１（分）および保持温度Ｔ１（℃）から５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／時）が、下記の<1>〜<3>式を満たす溶接後熱処理を施す、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
９００≦Ｔ１≦１２７５・・・<1>、
−０．２×Ｔ１＋２６０≦ｔ１≦−０．６×Ｔ１＋８７０・・・<2>、
０．０５×Ｔ１−１０≦ＲＣ・・・<3>。

（２）上記（１）に記載の溶接後熱処理を施した後、さらに、保持温度Ｔ２（℃）および保持時間ｔ２（分）が、下記の<4>式および<5>式を満たす溶接後熱処理を施す、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
５００≦Ｔ２≦６５０・・・<4>、
５≦ｔ２≦１８０・・・<5>。

（３）前記合金母材の化学組成が、質量％で、下記の［１］および［２］から選択される１種以上の元素を含有する、上記（１）または（２）に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
［１］：Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、
［２］：Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％。

（４）前記溶接材料の化学組成が、質量％で、下記の［３］から選択される１種以上の元素を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
［３］：Ｃｏ：０．０１〜１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％。

（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法によって得られるＮｉ基耐熱合金溶接継手。

（６）合金母材の厚さが３０ｍｍを超える上記（５）に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手。

本発明によれば、高温でのクリープ強度と使用時の溶接部の耐応力緩和割れ性を安定して備えるＮｉ基耐熱合金溶接継手を得ることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、合金母材および溶接材料の化学組成における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）合金母材の化学組成：
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃは、組織を安定に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。この効果を十分に得るためには、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、却ってクリープ強度の低下が生じる。特に、溶接継手に溶接後熱処理を施した場合には、炭化物の成長を促進し、クリープ強度の大きな低下を招く。したがって、上限を設け、Ｃの含有量を０．０４〜０．１２％とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０５％、さらに望ましい下限は０．０６％である。また、Ｃ含有量の望ましい上限は０．１１％、さらに望ましい上限は０．０８％である。

Ｓｉ：０．５％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、組織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０．５％以下とする。Ｓｉの含有量は望ましくは０．４％以下、さらに望ましくは０．３％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：１．５％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。Ｍｎは組織の安定化にも寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招き、さらに、靱性およびクリープ延性の低下も生じる。そのため、Ｍｎの含有量に上限を設けて１．５％以下とする。Ｍｎの含有量は望ましくは１．３％以下、さらに望ましくは１．１％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、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、Ｓは、長時間使用中にも結晶粒界に偏析して脆化を招き、応力緩和割れ感受性をも高める元素である。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：４６〜５４％
Ｎｉは、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。本発明におけるＣｒとＷの含有量の範囲で十分な効果を得るためには、４６％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４６〜５４％とする。Ｎｉ含有量の望ましい下限は４７％、さらに望ましい下限は４８％である。また、Ｎｉ含有量の望ましい上限は５３％、さらに望ましい上限は５２％である。

Ｃｒ：２７〜３３％
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、微細な炭化物や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、２７％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％を超えると、高温での組織安定性が劣化してクリープ強度の低下を招くとともに、溶接継手に溶接後熱処理を施した場合には、炭化物の成長を促進し、クリープ強度の大きな低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を２７〜３３％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は２７．５％、さらに望ましい下限は２８％である。また、Ｃｒ含有量の望ましい上限は３２．５％、さらに望ましい上限は３２％である。

Ｗ：３〜９％
Ｗは、マトリックスに固溶して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３〜９％とする。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８．５％、さらに望ましい上限は８％である。

Ｔｉ：０．０５〜１．２％
Ｔｉは、微細な炭窒化物または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や引張強さの向上に寄与する。その効果を十分に得るためには、０．０５％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０．０５〜１．２％とする。Ｔｉ含有量の望ましい下限は０．２％、さらに望ましい下限は０．４％である。また、Ｔｉ含有量の望ましい上限は１．１％、さらに望ましい上限は１．０％である。

Ｚｒ：０．００５〜０．０５％
Ｚｒ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。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。これらの効果を得るためには、Ｚｒを０．００５％以上含有させる必要がある。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、Ｚｒの含有量に上限を設けて０．０００５〜０．０５％とする。Ｚｒ含有量の望ましい下限は０．００８％、さらに望ましい下限は０．０１％である。また、Ｚｒ含有量の望ましい上限は０．０４％、さらに望ましい上限は０．０３％である。

Ａｌ：０．０５〜０．３％
Ａｌは、脱酸作用を有するとともに、使用中に金属間化合物として析出し、クリープ強度の向上にも寄与する。これらの効果を得るためには、Ａｌを０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると多量に金属間化合物を生成し、延性が低下するとともに応力緩和割れ感受性をも高める。そのため、Ａｌの含有量に上限を設けて０．０５〜０．３％とする。Ａｌ含有量の望ましい下限は０．０６％、さらに望ましい下限は０．０７％である。また、Ａｌ含有量の望ましい上限は０．２％、さらに望ましい上限は０．１５％である。

Ｂ：０．０００１〜０．００５％
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。これら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を低下させ、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０．０００１〜０．００５％とする。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０．００４％、さらに望ましい上限は０．００３％である。

Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、組織安定性の向上に寄与するものの、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、極端な低減は組織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。

Ｃａ：０〜０．０５％
Ｃａは、熱間加工性を改善する作用を有する。このため、Ｃａを含有させても良い。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量の上限を０．０５％とする。Ｃａ含有量の上限は、望ましくは０．０３％である。

一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、Ｃａの含有量は０．０００１％以上であることが望ましく、０．０００５％以上であればさらに望ましい。

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。このため、Ｍｇを含有させても良い。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量の上限を０．０５％とする。Ｍｇ含有量の上限は、望ましくは０．０３％である。

一方、前記したＭｇの効果を安定して得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上であることが望ましく、０．０００５％以上であればさらに望ましい。

ＲＥＭ：０〜０．５％
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を含有させても良い。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量の上限を０．５％とする。ＲＥＭ含有量の上限は、望ましくは０．２％である。

一方、前記したＲＥＭの効果を安定して得るためには、ＲＥＭの含有量は０．００１％以上であることが望ましく、０．００５％以上であればさらに望ましい。

なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させても良い。

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。これらの元素から選択される２種以上を複合して含有させる場合には、その合計含有量は０．２％以下であることが望ましい。

Ｃｏ：０〜１％
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、高温での組織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を含有させても良い。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の増加を招く。このため、含有させる場合のＣｏ量の上限を１％とする。Ｃｏ含有量の上限は、望ましくは０．８％である。

一方、前記したＣｏの効果を安定して得るためには、Ｃｏの含有量は０．０１％以上であることが望ましく、０．０３％以上であればさらに望ましい。

Ｃｕ：０〜４％
Ｃｕは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｕは、ＮｉおよびＣｏと同様、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を含有させても良い。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量の上限を４％とする。Ｃｕ含有量の上限は、望ましくは３％である。

一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが望ましく、０．０３％以上であればさらに望ましい。

Ｍｏ：０〜１％
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を含有させても良い。しかしながら、Ｍｏが過剰に含有された場合には組織安定性が低下して、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量の上限を１％とする。Ｍｏ含有量の上限は、望ましくは０．８％である。

一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが望ましく、０．０３％以上であればさらに望ましい。

Ｖ：０〜０．５％
Ｖはク、リープ強度を向上させる作用を有する。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を含有させても良い。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量の上限を０．５％とする。Ｖ含有量の上限は、望ましくは０．４％である。

一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、Ｖの含有量は０．０１％以上であることが望ましく、０．０２％以上であればさらに望ましい。

Ｎｂ：０〜０．５％
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を含有させても良い。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、逆にクリープ延性および靱性の低下を招く。このため、含有させる場合のＮｂ量の上限を０．５％とする。Ｎｂ含有量の上限は、望ましくは０．４％であり、さらに望ましくは０．３５％である。

一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、Ｎｂの含有量は０．０１％以上であることが望ましく、０．０２％以上であればさらに望ましい。なお、Ｎｂの含有量は０．１５％以上であればより一層望ましい。

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種以上の複合で含有させることができる。これらの元素から選択される２種以上を複合して含有させる場合には、その合計含有量は４％以下であることが望ましい。

本発明で使用する合金母材の化学組成は、上述の元素と、残部がＦｅおよび不純物である。なお、「不純物」とは上記の合金母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。

（Ｂ）溶接材料の化学組成：
Ｃ：０．０６〜０．１８％
Ｃは、溶接金属において組織を安定に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。さらに、Ｃは、溶接凝固中にＣｒと共晶炭化物を生成し、凝固割れ感受性の低減にも寄与する。これらの効果を十分に得るためには溶接材料には０．０６％以上のＣ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、炭化物が多量となり、クリープ強度や延性の低下が生じる。したがって、Ｃの含有量に上限を設けて０．０６〜０．１８％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％、さらに好ましい下限は０．０８％である。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．１６％、さらに好ましい上限は０．１４％である。

Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、溶接材料の製造時には脱酸に有効であるとともに、溶接金属において高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合には、相安定性が低下して、靱性およびクリープ強度の低下を招く。そのため、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。

Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、溶接材料の製造時の脱酸に有効である。また、Ｍｎは溶接金属において高温での組織の安定化にも寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招き、さらに、靱性およびクリープ延性の低下も生じる。そのため、Ｍｎの含有量に上限を設けて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、相安定性向上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、Ｐは、溶接金属において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。

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、溶接金属においてＳは、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も高める。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、望ましくは０．００８％以下、さらに望ましくは０．００５％以下である。

Ｎｉ：４０〜６０％
Ｎｉは、溶接金属においても組織を安定にす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％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４０〜６０％とする。Ｎｉ含有量の望ましい下限は４０．５％、さらに望ましい下限は４１％である。また、Ｎｉ含有量の望ましい上限は５９．５％、さらに望ましい上限は５９％である。

Ｃｒ：２０〜３３％
Ｃｒは、溶接金属においても高温での耐酸化性および耐食性の確保に有効であり、また、微細な炭化物やＣｒ富化相を形成してクリープ強度の確保にも寄与する。さらに、Ｃｒは溶接中にＣと共晶炭化物を形成し、凝固割れ感受性の低減に少なからず寄与する。そのため、２０％以上のＣｒを含有させる。しかしながら、Ｃｒの含有量が３３％を超えると、上記４０〜６０％のＮｉ量範囲において高温での相安定性が劣化してクリープ強度の低下を招く。したがって、溶接材料のＣｒ含有量を２０〜３３％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３２．５％、さらに望ましい上限は３２％である。

ＭｏおよびＷの１種以上：合計で６〜１３％
ＭｏおよびＷは、いずれも溶接金属において、マトリックスに固溶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、溶接材料にＭｏおよびＷの１種以上を合計で６％以上含有させる必要がある。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場合もある。さらに、ＭｏおよびＷはいずれも高価な元素であるため、過剰の含有はコストの増大を招く。そのため上限を設けて、ＭｏおよびＷの１種以上の合計含有量を６〜１３％とする。溶接材料におけるＭｏおよびＷの１種以上の合計含有量の望ましい下限は６．５％、さらに望ましい下限は６％である。また、ＭｏおよびＷの１種以上の合計含有量の望ましい上限は１２．５％、さらに望ましい上限は１２％である。

なお、ＭｏとＷは複合して含有させる必要はない。Ｍｏを単独で含有させる場合には、Ｍｏの含有量が６〜１３％であればよく、Ｗを単独で含有させる場合には、Ｗの含有量が６〜１３％であればよい。

Ｔｉ：０．０５〜１．５％
Ｔｉは、溶接金属において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や引張強さの向上に寄与する。その効果を十分に得るためには溶接材料に０．０５％以上のＴｉを含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると炭窒化物として多量に析出し、逆にクリープ延性および靱性の低下を招く。このため、溶接材料のＴｉ含有量に上限を設けて０．０５〜１．５％とする。Ｔｉ含有量の望ましい下限は０．０６％、さらに望ましい下限は０．０７％である。また、Ｔｉ含有量の望ましい上限は１．３％、さらに望ましい上限は１．１％である。

Ｃｏ：０〜１５％
Ｃｏは、Ｎｉと同様に溶接金属のオーステナイト組織を安定にし、クリープ強度の向上に寄与する。したがって、Ｃｏを含有させても良い。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の増大を招く。したがって、含有させる場合のＣｏ量の上限を１５％とする。Ｃｏ含有量の上限は、望ましくは１４％であり、さらに望ましくは１３％である。

Ｎｂ：０〜０．５％
Ｎｂは、溶接金属において、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、Ｔｉを含有させても良い。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。このため、溶接材料に含有させる場合のＮｂ量の上限を０．５％とする。Ｎｂ含有量の上限は、望ましくは０．４８％であり、さらに望ましくは０．４５％である。

一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、Ｎｂの含有量は０．０１％以上であることが望ましく、０．０３％以上であればさらに望ましい。

Ａｌ：１．５％以下
Ａｌは、溶接材料製造時の脱酸に有効な元素である。さらに、Ａｌは、溶接金属において微細な金属間化合物を形成してクリープ強度の向上にも寄与する。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し、製造性が低下する。加えて、溶接金属において多量の金属間化合物相を生成し、長時間使用時の応力時緩和割れ感受性を著しく高める。そのため、Ａｌの含有量に上限を設けて１．５％とする。Ａｌの含有量は望ましくは１．４％以下、さらに望ましくは１．３％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、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：０．００５％以下
Ｂは、溶接金属においてもクリープ強度の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、溶接中の凝固割れ感受性を著しく高める。そのため、Ｂの含有量に上限を設けて０．００５％以下とする。Ｂ含有量の望ましい上限は０．００４％であり、さらに望ましい上限は０．００３％である。なお、Ｂ含有量の望ましい下限は０．０００１％であり、０．０００５％であればさらに望ましい。

Ｎ：０．１８％以下
Ｎは、溶接金属において相安定性を高め、クリープ強度の向上に有効であるとともに、固溶して引張強さの確保にも寄与する。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の含有量に上限を設けて０．１８％以下とする。Ｎの含有量は望ましくは０．１６％以下、さらに望ましくは０．１４％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、極端な低減は相安定性向上の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、溶接材料中に不純物として含まれ、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の含有量は望ましくは０．００８％以下、さらに望ましくは０．００５％以下である。

本発明で使用する溶接材料の化学組成は、上述の元素と、残部がＦｅおよび不純物である。なお、「不純物」とは上記の溶接材料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。

（Ｃ）溶接後熱処理条件：
本発明に係るＮｉ基耐熱合金溶接継手を得るには、化学組成が（Ａ）項で述べた合金母材を、化学組成が（Ｂ）項で述べた溶接材料で溶接した後、
保持温度Ｔ１（℃）、保持時間ｔ１（分）および保持温度Ｔ１（℃）から５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／時）が、下記の<1>〜<3>式を満たす溶接後熱処理を施す必要がある。
９００≦Ｔ１≦１２７５・・・<1>、
−０．２×Ｔ１＋２６０≦ｔ１≦−０．６×Ｔ１＋８７０・・・<2>、
０．０５×Ｔ１−１０≦ＲＣ・・・<3>。

以下、このことについて詳しく説明する。

（Ｃ−１）保持温度Ｔ１（℃）：
前述の（Ａ）項に記載の化学組成を有するＮｉ基耐熱合金母材を、（Ｂ）に記載の化学組成を有する溶接材料を用いて溶接した後、溶接後熱処理して得られる溶接継手の長時間使用中のクリープ強度低下を軽減するためには、
(a)溶接後熱処理過程での粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物の生成の抑制、および
(b)Ｍ_２３Ｃ_６炭化物中のＣｒ含有量を高めること、
が重要である。

上記の(a)と(b)を達成するためには、先ず、溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）が上記<1>式を満たす必要がある。

すなわち、溶接後熱処理温度を低めにする必要があり、加えて、実施工における溶接後熱処理では、設備の制約上、種々の溶接部に高温の後熱処理を実施することは困難であることから、溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）に上限を設け１２７５℃以下とする。しかしながら、上記溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）が低すぎると溶接残留応力が十分に緩和せず、長時間使用中の応力緩和割れ感受性の増大を招く。そのため、溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）は９００℃以上とする。溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）の望ましい下限は１０５０℃、さらに望ましい下限は１１００℃である。また、上記保持温度Ｔ１（℃）の望ましい上限は１２５０℃、さらに望ましい上限は１２００℃である。

なお、溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）は、上記の<2>式および<3>式を併せて満足する必要がある。

（Ｃ−２）保持時間ｔ１（分）：
溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）と保持時間ｔ１（分）は上記の<2>式を満たすようにする必要がある。

前述の通り、溶接後熱処理して得られた溶接継手の長時間使用中のクリープ強度低下を軽減するためには、溶接後熱処理過程での粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物の生成を抑制することが重要である。このためには、保持温度Ｔ１（℃）に応じて保持時間ｔ１（分）の上限を管理する必要がある。すなわち、溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）が上記<1>式を満たしても、保持時間ｔ１（分）が長い場合には粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物の生成を抑制できないことがあるので、溶接後熱処理過程での粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物生成の抑制のために、保持温度Ｔ１（℃）に応じて保持時間ｔ１（分）に上限を設け、〔−０．６×Ｔ１＋８７０〕以下とする。

しかしながら、溶接後熱処理の保持時間ｔ１（分）が短すぎると、溶接残留応力が十分に緩和せず、長時間使用中の応力緩和割れ感受性の増大を招くことがある。そのため、保持温度Ｔ１（℃）に応じて保持時間ｔ１（分）に下限を設け、〔−０．２×Ｔ１＋２６０〕以上とする。

（Ｃ−３）保持温度Ｔ１（℃）から５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／時）：
溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）と該保持温度Ｔ１（℃）から５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／時）は上記の<3>式を満たすようにする必要がある。

前述の通り、溶接後熱処理して得られた溶接継手の長時間使用中のクリープ強度低下を軽減するためには、溶接後熱処理過程での粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物の生成を抑制することが重要である。しかしながら、保持温度Ｔ１（℃）に応じて保持時間ｔ１（分）に上限を設け、〔−０．６×Ｔ１＋８７０〕以下としても、溶接後熱処理における平均降温速度が遅い場合には、Ｍ_２３Ｃ_６炭化物の生成・成長を抑制できないことがある。このため、Ｍ_２３Ｃ_６炭化物が生成・成長しやすい温度域、つまり、溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）から５００℃までの温度域、における平均降温速度ＲＣ（℃／時）に上限を設け、〔０．０５×Ｔ１−１０〕以下とする。

上記の平均降温速度ＲＣ（℃／時）に上限を設ける必要はなく、実施工における溶接後熱処理環境における最高の平均降温速度であっても構わない。

なお、上述の（Ｃ−１）〜（Ｃ−３）を満たす溶接後熱処理を施した後、さらに、保持温度Ｔ２（℃）および保持時間ｔ２（分）が、下記の<4>式および<5>式を満たす溶接後熱処理を施せば、Ｃｒ含有量の高いＭ_２３Ｃ_６炭化物が微細に析出するので、上記処理によって、一層安定して溶接継手の長時間使用中のクリープ強度低下を軽減することができる。
５００≦Ｔ２≦６５０・・・<4>、
５≦ｔ２≦１８０・・・<5>。

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符号Ａ〜Ｄの合金を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造および溶体化熱処理により、厚さ１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍおよび厚さ３２ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ２００ｍｍのＮｉ基耐熱合金板を溶接母材用として作製した。

さらに、表２に示す化学組成を有する符号Ｘ〜Ｚの合金を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、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（溶接ワイヤ）を作製した。

上記厚さ１５ｍｍの溶接母材用合金板には、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、上述した符号Ｘ〜Ｚの溶接材料を用いてＴＩＧ溶接により開先内に多層溶接を行い、溶接継手を作製した。

次いで、得られた溶接継手に表３に示す種々の条件で溶接後熱処理を施した。その後、各溶接継手から溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取し、母材合金板の目標破断時間が１０００時間となる７００℃、１６７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行い、その破断時間が上記母材合金板の目標破断時間（１０００時間）を超えるものを「優」、母材合金板の目標破断時間の８５％を超えて１００％以下（８５０時間超〜１０００時間）のものを「良」、母材合金板の目標破断時間の７０％を超えて８５％以下（７００時間超〜８５０時間）のものを「可」として「合格」とし、また、７００時間以下であるものを「不可」として「不合格」とした。なお、表３の「２回目の溶接後熱処理」欄における「−」は処理していないことを示す。

一方、厚さ３２ｍｍの溶接母材用合金板には、複雑な溶接部形状における厳しい応力状態を再現するため、ＪＩＳＺ３１５８（１９９３）に記載のｙ型溶接割れ試験片に準拠した試験片を機械加工により作製し、ＴＩＧ溶接により開先に単層溶接を行い、溶接継手を作製した。

上記のようにして得られた溶接継手にも上述の表３に示す条件で溶接後熱処理を施した。その後、７００℃×５００時間の時効熱処理を行い、次の試験に供した。

すなわち、上記溶接継手の各５か所から採取した試料の横断面を鏡面研磨、腐食した後、光学顕微鏡により検鏡し、溶接熱影響部における割れの有無を調査した。そして、５個の全ての試料で割れのない溶接継手を「合格」とした。

表３に上記各試験の結果を併せて示す。なお、「クリープ破断試験」欄における「◎」、「○」および「△」はそれぞれ、クリープ破断試験結果が「優」、「良」および「可」であった「合格」の溶接継手であることを示す。一方、「×」は、クリープ破断試験結果が「不可」であった「不合格」の溶接継手であることを示す。また、「割れ観察試験」欄における「○」は、５個の全ての試料で割れがない「合格」の溶接継手であることを示す。一方、「×」は５個の試料のうち少なくとも１個の試料に割れが認められたことを示す。

表３から、本発明の要件を満たす「本発明例」の溶接継手符号の場合、いずれもクリープ破断試験結果は合格（「◎」、「○」または「△」）であって高いクリープ強度を有し、かつ断面の割れ観察試験結果も合格（「○」）であって厳しい溶接部形状においても優れた溶接熱影響部の耐応力緩和割れ性を有することが明らかである。

上記「本発明例」のうちで、特に、本発明の要件を満たす２回の後熱処理を実施した溶接継手符号ＡＸ３〜ＡＸ５、ＡＹ３〜ＡＹ５、ＡＺ１０〜ＡＺ１４、ＢＺ２、ＣＺ２およびＤＺ２は、クリープ破断試験結果がいずれも「◎」であり、クリープ強度の低下が著しく低減されていることが分かる。

これに対して、本発明の要件から外れる溶接後熱処理を施した「比較例」の溶接継手符号の場合、クリープ破断試験結果または割れ観察試験結果が「不合格」である。

溶接継手符号ＡＺ１は、溶接後熱処理の保持温度Ｔ１（℃）が<1>式の下限を下回って低かったため、溶接部の残留応力除去が十分ではなく、本実施例で適用したような厳しい溶接部形状では長時間時効により応力除去緩和割れが発生した。

溶接継手符号ＡＺ４は、溶接後熱処理における保持時間ｔ１（分）が<2>式の下限を下回って短かったため、同様に溶接部の残留応力除去が十分ではなく、応力除去緩和割れが発生した。

溶接継手符号ＡＺ６は、溶接後熱処理における保持温度Ｔ１（℃）から５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／時）が、<3>式を満たさず遅かったため、溶接後熱処理過程で粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物が生成したことにより、クリープ強度の低下が大きく、クリープ破断試験結果は不合格であった。

溶接継手符号ＡＺ１６は、溶接後熱処理における保持時間ｔ１（分）が<2>式の上限を超えて長かったため、同様に溶接後熱処理過程で粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物が生成したことにより、クリープ強度の低下が大きく、クリープ破断試験結果は不合格であった。

Claims

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：４６〜５４％、Ｃｒ：２７〜３３％、Ｗ：３〜９％、Ｔｉ：０．０５〜１．２％、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％、Ｃｕ：０〜４％、Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜０．５％、残部：Ｆｅおよび不純物である合金母材を、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜６０％、Ｃｒ：２０〜３３％、ＭｏおよびＷの１種以上：合計で６〜１３％、Ｔｉ：０．０５〜１．５％、Ｃｏ：０〜１５％、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で溶接した後、
保持温度Ｔ１（℃）、保持時間ｔ１（分）および保持温度Ｔ１（℃）から５００℃までの平均降温速度ＲＣ（℃／時）が下記の<1>〜<3>式を満たし、ＲＣ（℃／時）が１５０以上である溶接後熱処理を施す、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
９００≦Ｔ１≦１２７５・・・<1>、
−０．２×Ｔ１＋２６０≦ｔ１≦−０．６×Ｔ１＋８７０・・・<2>、
０．０５×Ｔ１−１０≦ＲＣ・・・<3>。
請求項１に記載の溶接後熱処理を施した後、さらに、保持温度Ｔ２（℃）および保持時間ｔ２（分）が、下記の<4>式および<5>式を満たす溶接後熱処理を施す、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
５００≦Ｔ２≦６５０・・・<4>、
５≦ｔ２≦１８０・・・<5>。
前記合金母材の化学組成が、質量％で、下記の［１］および［２］から選択される１種以上の元素を含有する、請求項１または２に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
［１］：Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、
［２］：Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％。
前記溶接材料の化学組成が、質量％で、下記の［３］から選択される１種以上の元素を含有する、請求項１から３までのいずれかに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
［３］：Ｃｏ：０．０１〜１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％。