WO2016129666A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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heat treatment
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平田　弘征
佳奈 浄徳
英範 小川
敏秀 小野
克樹 田中
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a welded joint using an austenitic heat-resistant alloy that has been used for a long time as a high-temperature member such as a main steam pipe or a reheat steam pipe of a boiler for thermal power generation, and a welded joint obtained by using the same.
  • various members including thick members such as main steam pipes and reheat steam pipes, which conventionally used ferritic heat resistant steel, are required to have high strength, and high strength austenitic heat resistant Application of alloys or Ni-base heat-resistant alloys is being studied.
  • Patent Document 1 discloses a Ni-based alloy product that improves the hot workability by using W to increase the high-temperature strength and defining the effective B amount.
  • Patent Document 2 discloses an austenitic heat-resistant alloy having enhanced creep rupture strength by utilizing Cr, Ti and Zr.
  • Patent Document 3 discloses a Ni-based heat-resistant alloy that contains a large amount of W and uses Al and Ti to increase the creep rupture strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening by the ⁇ ′ phase.
  • the austenitic heat-resistant alloys or Ni-base heat-resistant alloys are used as structures, they are generally assembled by welding. At that time, it is known that various cracks are likely to occur in the welded portion mainly due to metallurgical factors. In particular, there is a problem that so-called stress relaxation cracks occur when used in a high temperature environment for a long time.
  • the stress relaxation crack is a crack generated in the process in which the residual stress generated by welding is relaxed.
  • Patent Document 4 discloses an austenitic heat-resistant alloy that uses Al, Ti, and Nb to increase the creep strength, and at the same time, manages the contents of P and B and increases the liquefaction cracking resistance by containing Nd. Has been. Patent Document 5 also uses Mo and W to increase the creep strength and regulate the content of impurity elements, and Ti and Al, and resistance to liquefaction cracking during welding and stress relaxation cracking during use. An austenitic heat-resistant alloy with improved properties is disclosed.
  • the austenitic heat-resistant alloy structures used at these high temperatures may need to be partially repaired by welding due to partial damage due to aging. It was newly found that when welding is performed using these austenitic heat-resistant alloys used at high temperatures, cracks may occur in the weld heat-affected zone.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and uses an austenitic heat-resistant alloy welded joint using an austenitic heat-resistant alloy that has been used for a long time as a high-temperature member such as a main steam pipe or a reheat steam pipe of a boiler for thermal power generation.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a welded joint and a welded joint obtained by using the method.
  • the present inventors first conducted a detailed investigation on a crack occurrence phenomenon in a weld heat-affected zone of a welded joint using an austenitic heat-resistant alloy exposed to a high temperature for a long time. As a result, the following ⁇ 1> to ⁇ 3> were confirmed.
  • the austenitic heat-resistant alloy in which the precipitation phase is present in the grains and the impurities are segregated at the grain boundaries is welded, the maximum ultimate temperature is high in the weld heat affected zone near the melting boundary. It dissolves again in the parent phase, and the grain boundary segregation is eliminated. However, in the weld heat-affected zone a little away from the melting boundary, the maximum temperature reached is low, so re-solution of intragranular precipitates and elimination of grain boundary segregation do not occur.
  • thermal stress is generated in the weld heat affected zone due to expansion and contraction accompanying welding.
  • the heat treatment applied before welding is effective when the heat treatment holding temperature TP is 1050 to 1300 ° C. and the heat treatment holding time t P is [ ⁇ 0.1 ⁇ (T P / 50-30)] or more. It is. However, if the heat treatment holding time t P exceeds [ ⁇ 0.1 ⁇ (T P / 10-145)], there is an adverse effect rather than no effect.
  • the present invention has been made on the basis of the above knowledge, and the gist thereof is a manufacturing method of the following austenitic heat-resistant alloy welded joint and a welded joint obtained by using the same.
  • the chemical composition of the alloy base material is mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Ni: 42.0-54.0%, Cr: 20.0-33.0%, W: 3.0-10.0%, Ti: 0.05 to 1.0%, Al: 0.3% or less, B: 0.0001 to 0.01%, N: 0.02% or less, O: 0.01% or less, Ca: 0 to 0.05%, Mg: 0 to 0.05%, REM: 0 to 0.5% Co: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 4.0%, Mo: 0 to 1.0%, V: 0 to 0.5% Nb: 0 to 0.5%, Zr: 0 to 0.05%, The balance: The method for producing an austenitic heat-resistant alloy welded joint according to (1), which is Fe and impurities.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Ni: 42.0 to 48.0%, Cr: 20.0-26.0%, W: 4.0-10.0%, Ti: 0.05 to 0.15%, Nb: 0.1 to 0.4%, Al: 0.3% or less, B: 0.0001 to 0.01%, N: 0.02% or less, O: 0.01% or less, Ca: 0 to 0.05%, Mg: 0 to 0.05%, REM: 0 to 0.1%, Co: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 4.0%, Mo: 0 to 1.0%, V: 0 to 0.5% Balance: Fe and impurities, and An alloy base material used under the conditions satisfying the following formulas (i) and (ii): A method for producing an austenitic heat-resistant alloy welded joint, wherein heat treatment is performed under conditions satisfying the following formulas (iii) and (iv) and
  • the chemical composition of the alloy base material is mass%, Ca: 0.0001 to 0.05%, Mg: 0.0001 to 0.05%, REM: 0.0005 to 0.1%, Co: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 4.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, and V: 0.01 to 0.5%,
  • the chemical composition is mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Ni: 46.0-54.0%, Cr: 27.0-33.0%, W: 3.0-9.0%, Ti: 0.05 to 1.0%, Zr: 0.005 to 0.05%, Al: 0.05-0.3% B: 0.0001 to 0.005%, N: 0.02% or less, O: 0.01% or less, Ca: 0 to 0.05%, Mg: 0 to 0.05%, REM: 0 to 0.5% Co: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 4.0%, Mo: 0 to 1.0%, V: 0 to 0.5% Nb: 0 to 0.5%, Balance: Fe and impurities, and An alloy base material used under the conditions satisfying the following formulas (i) and (ii): A method for producing an austenitic heat-resistant alloy welded joint, wherein heat treatment is performed under conditions satisfying the following formulas (i)
  • the chemical composition of the alloy base material is mass%, Ca: 0.0001 to 0.05%, Mg: 0.0001 to 0.05%, REM: 0.0005 to 0.5%, Co: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 4.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 0.5%, and Nb: 0.01 to 0.5%,
  • the manufacturing method of the austenitic heat-resistant-alloy weld joint as described in said (2) or (5) containing 1 or more types selected from these.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.06 to 0.18%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Ni: 40.0-60.0%, Cr: 20.0-33.0%, One or more selected from Mo and W: Total 6.0 to 13.0% Ti: 0.05 to 1.5%, Co: 0 to 15.0% Nb: 0 to 0.5%, Al: 1.5% or less, B: 0 to 0.005%, N: 0.18% or less, O: 0.01% or less, The balance: The method for producing an austenitic heat-resistant alloy welded joint according to any one of (1) to (8), wherein welding is performed using a welding material that is Fe and impurities.
  • an austenitic heat-resistant alloy welded joint is stably used by using an austenitic heat-resistant alloy that has been used for a long time as a high-temperature member such as a main steam pipe or a reheat steam pipe of a boiler for thermal power generation. Obtainable.
  • % for the content means “% by mass”.
  • C 0.04 to 0.12% C is an element having the effect of stabilizing austenite, forming fine carbides, and improving the creep strength during use at high temperatures. In order to sufficiently obtain this effect, a C content of 0.04% or more is necessary. However, if the C content is excessive, the carbide becomes coarse and precipitates in a large amount, so that the contribution to the creep strength is saturated. Not only that, it reduces ductility and reduces weldability in materials that have been used for a long time. Therefore, the C content is 0.12% or less.
  • the C content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.06% or more. Further, the C content is preferably 0.11% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Si 1.0% or less
  • Si is an element that has a deoxidizing action and is effective in improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures.
  • an upper limit is set for the Si content to 1.0% or less.
  • the Si content is preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less, and further preferably 0.3% or less.
  • the Si content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Mn 2.0% or less Mn, like Si, is an element having a deoxidizing action. Mn also contributes to stabilization of austenite. However, when the Mn content is excessive, embrittlement is caused, and the toughness and creep ductility are also reduced. Therefore, an upper limit is set for the Mn content to 2.0% or less.
  • the Mn content is preferably 1.8% or less, more preferably 1.5% or less, and even more preferably 1.3% or less.
  • the Mn content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • P 0.03% or less
  • P is an element contained in the alloy as an impurity and segregates at the grain boundary of the weld heat-affected zone during welding to increase liquefaction cracking sensitivity. Furthermore, when segregated at the grain boundaries when used for a long time at high temperature, the creep ductility is lowered, and the weldability is lowered in the material used for a long time. Therefore, an upper limit is set for the P content to 0.03% or less.
  • the P content is preferably 0.025% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • the P content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.
  • S 0.01% or less S is an element which is contained in the alloy as an impurity like P and segregates at the grain boundary of the weld heat-affected zone during welding to increase liquefaction cracking sensitivity. Furthermore, when used for a long time at a high temperature, it segregates at the grain boundary and causes embrittlement, and the weldability is lowered in the material used for a long time. Therefore, an upper limit is set for the S content to 0.01% or less. The S content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0002% or more.
  • Ni 42.0-54.0%
  • Ni is an effective element for obtaining austenite, and is an essential element for ensuring the structural stability when used for a long time at a high temperature.
  • a Ni content of 42.0% or more is necessary.
  • Ni is an expensive element, and if it is contained in a large amount, the cost increases. Therefore, an upper limit is provided so that the Ni content is 54.0% or less.
  • the Ni content is preferably 42.5% or more, and more preferably 43.0% or more. Further, the Ni content is preferably 53.0% or less, and more preferably 52.0% or less.
  • Cr 20.0-33.0%
  • Cr is an essential element for securing oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures. Further, Cr contributes to ensuring creep strength by forming fine carbides or further Cr-enriched phases. In order to obtain the above effects within the range of the Ni content of the present invention, a Cr content of 20.0% or more is necessary. However, if the Cr content exceeds 33.0%, the stability of austenite at high temperatures deteriorates and the creep strength decreases. In addition, a large amount of carbide or further Cr-enriched phase is precipitated, the deformation resistance is increased, and the weldability is lowered in a material used for a long time. Therefore, the Cr content is 33.0% or less.
  • the Cr content is preferably 20.5% or more, and more preferably 21.0% or more. Further, the Cr content is preferably 32.5% or less, and more preferably 32.0% or less.
  • W 3.0-10.0%
  • W is an element that contributes greatly to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures by forming a solid solution in the matrix or forming a fine intermetallic compound phase.
  • a W content of 3.0% or more is necessary.
  • the effect is saturated, and the creep strength is decreased.
  • precipitation of a large amount of intermetallic compounds may be caused, the deformation resistance may be increased, and the weldability may be lowered in a material used for a long time.
  • an upper limit is provided so that the W content is 10.0% or less.
  • the W content is preferably 3.5% or more, more preferably 4.0% or more, further preferably 4.5% or more, and particularly preferably 5.0% or more. preferable. Further, the W content is preferably 9.5% or less, more preferably 9.0% or less, further preferably 8.5% or less, and 8.0% or less. Is particularly preferred.
  • Ti 0.05 to 1.0% Ti precipitates in the grains as a fine carbonitride or intermetallic compound phase, and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures. In order to sufficiently obtain the effect, a Ti content of 0.05% or more is necessary. However, if the Ti content is excessive, a large amount of carbonitride precipitates, leading to a decrease in creep ductility and toughness, and a decrease in weldability in materials used for a long time. Therefore, an upper limit is set so that the Ti content is 1.0% or less.
  • the Ti content is preferably 0.06% or more, and more preferably 0.07% or more. Further, the Ti content is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • Al 0.3% or less
  • Al is an element that has a deoxidizing action, precipitates as an intermetallic compound phase during use, and contributes to an improvement in creep strength.
  • an upper limit is set so that the Al content is 0.3% or less.
  • the Al content is preferably 0.2% or less, and more preferably 0.1% or less.
  • the Al content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more. Further, when it is desired to obtain the effect of improving the creep strength, the Al content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.06% or more, and 0.07% or more. Further preferred.
  • B 0.0001 to 0.01%
  • B is an element effective for improving the creep strength by finely dispersing grain boundary carbides and segregating at the grain boundaries to strengthen the grain boundaries.
  • the B content needs to be 0.0001% or more.
  • an upper limit is provided so that the B content is 0.01% or less.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more. Further, the B content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • N 0.02% or less N is an element effective for stabilizing austenite, but if it is contained in excess, a large amount of fine nitride precipitates in the grains during use at high temperatures, Decreases creep ductility and toughness. Furthermore, the weldability of the material used for a long time is lowered. Therefore, an upper limit is set for the N content to 0.02% or less.
  • the N content is preferably 0.018% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • the N content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.
  • O 0.01% or less O (oxygen) is contained as an impurity in the alloy, and when its content is excessive, hot workability is lowered, and further, toughness and ductility are deteriorated. For this reason, an upper limit is set for the O content to 0.01% or less.
  • the content of O is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the O content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.
  • Ca 0 to 0.05% Since Ca is an element having an effect of improving hot workability, Ca may be contained. However, when the content of Ca is excessive, it combines with O to significantly reduce cleanliness, and on the other hand, deteriorate hot workability. Therefore, when Ca is contained, its content is set to 0.05% or less. The Ca content is preferably 0.03% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • Mg 0 to 0.05% Since Mg is an element having an effect of improving hot workability like Ca, it may be contained. However, if the Mg content is excessive, it combines with O to significantly reduce cleanliness, and on the contrary, deteriorate hot workability. Therefore, when it contains Mg, the content shall be 0.05% or less.
  • the Mg content is preferably 0.03% or less.
  • Mg content 0.0001% or more it is preferable to make Mg content 0.0001% or more, and it is more preferable to set it as 0.0005% or more.
  • REM 0 to 0.5% REM is an element that has a strong affinity with S and has an effect of improving hot workability, and therefore may be contained. However, when the content of REM becomes excessive, it combines with O to significantly reduce cleanliness and, on the contrary, deteriorate hot workability. Therefore, when it contains REM, the content shall be 0.5% or less.
  • the REM content is preferably 0.2% or less, more preferably 0.1% or less, and further preferably 0.06% or less.
  • REM content when obtaining said effect, it is preferable to make REM content into 0.0005% or more, and it is more preferable to set it as 0.001% or more.
  • REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements of REM. Further, REM is generally contained in Misch metal. For this reason, for example, it may be added in the form of misch metal and contained so that the amount of REM falls within the above range.
  • the above Ca, Mg, and REM all have an effect of improving the hot workability, and therefore can be contained alone or in combination of two or more thereof.
  • the total amount when these elements are contained in combination is preferably 0.5% or less.
  • Co 0 to 1.0%
  • Co is an effective element for obtaining austenite, and contributes to the improvement of creep strength by increasing phase stability, so it may be contained.
  • Co is an extremely expensive element, excessive content of Co causes a significant cost increase. Therefore, when Co is contained, the content is made 1.0% or less.
  • the Co content is preferably 0.8% or less, and more preferably 0.4% or less.
  • Co content 0.01% or more, and it is more preferable to set it as 0.03% or more.
  • Cu 0 to 4.0%
  • Cu is an element having an action of improving creep strength. That is, Cu, like Ni and Co, is an effective element for obtaining austenite, and contributes to the improvement of creep strength by increasing phase stability. For this reason, you may contain Cu. However, when Cu is contained excessively, the hot workability is lowered. Therefore, when it contains Cu, the content shall be 4.0% or less.
  • the Cu content is preferably 3.0% or less, and more preferably 1.0% or less.
  • Mo 0 to 1.0%
  • Mo is an element having an effect of improving the creep strength. That is, since Mo has a function of improving the creep strength at a high temperature by dissolving in the matrix, it may be contained. However, when Mo is contained excessively, the stability of austenite is lowered, and instead the creep strength is lowered. Therefore, when it contains Mo, the content shall be 1.0% or less.
  • the Mo content is preferably 0.8% or less, and more preferably 0.5% or less.
  • Mo content when obtaining said effect, it is preferable to make Mo content into 0.01% or more, and it is more preferable to set it as 0.03% or more.
  • V 0 to 0.5%
  • V is an element having an effect of improving the creep strength. That is, V combines with C or N to form fine carbides or carbonitrides, and has the effect of improving creep strength, so may be included.
  • V when V is contained excessively, it precipitates in a large amount as a carbide or carbonitride, leading to a decrease in creep ductility and a decrease in weldability in a material used for a long time. Therefore, when V is contained, the content is set to 0.5% or less.
  • the V content is preferably 0.4% or less, and more preferably 0.2% or less.
  • Nb 0 to 0.5% Nb, like Ti and V, may combine with C or N to precipitate in the grains as fine carbides or carbonitrides and contribute to the improvement of creep strength at high temperatures, so may be included.
  • Nb content is excessive, a large amount of carbides and carbonitrides are precipitated, resulting in a decrease in creep ductility and toughness, and a decrease in weldability in materials used for a long time. Therefore, an upper limit is provided so that the Nb content is 0.5% or less.
  • the Nb content is preferably 0.4% or less, more preferably 0.38% or less, and further preferably 0.35% or less.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and even more preferably 0.05% or more. .
  • the above Co, Cu, Mo, V, and Nb all have the effect of improving the creep strength, and therefore, any one of them or a combination of two or more thereof can be contained.
  • the total amount when these elements are contained in combination is preferably 6.0% or less.
  • Zr 0 to 0.05% Zr, like Ti, dissolves in the matrix and improves the creep strength at high temperatures.
  • Zr has a strong affinity for S, and the fixation of S improves the creep ductility.
  • an upper limit is provided so that the Zr content is 0.05% or less.
  • the Zr content is preferably 0.04% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • Zr content is 0.005% or more, It is more preferable that it is 0.008% or more, It is further more preferable that it is 0.01% or more. .
  • the alloy base material used for manufacturing the austenitic heat-resistant alloy welded joint according to the present invention has a chemical composition containing the above-described elements, with the balance being Fe and impurities.
  • impurities refer to materials mixed from ores, scraps, or production environments as raw materials when an alloy is industrially produced.
  • the following two types are typical as the composition of the alloy base material.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.00. 01% or less, Ni: 42.0 to 48.0%, Cr: 20.0 to 26.0%, W: 4.0 to 10.0%, Ti: 0.05 to 0.15%, Nb: 0.1-0.4%, Al: 0.3% or less, B: 0.0001-0.01%, N: 0.02% or less, O: 0.01% or less, Ca: 0-0.
  • Mg 0 to 0.05%
  • REM 0 to 0.1%
  • Co 0 to 1.0%
  • Cu 0 to 4.0%
  • Mo 0 to 1.0%
  • V 0 to 0.5%
  • alloy base material which is Fe and impurities.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.00. 01% or less, Ni: 46.0-54.0%, Cr: 27.0-33.0%, W: 3.0-9.0%, Ti: 0.05-1.0%, Zr: 0.005 to 0.05%, Al: 0.05 to 0.3%, B: 0.0001 to 0.005%, N: 0.02% or less, O: 0.01% or less, 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 to 0.5%, Nb: 0 to 0.5%, balance: Fe and an alloy base material containing impurities.
  • the Si content is preferably 0.6% or less.
  • the Ni content is preferably 48.0% or less, more preferably 47.5% or less, and even more preferably 47.0% or less.
  • the Cr content is preferably 25.5% or less, and more preferably 25.0% or less.
  • the Ti content is preferably 0.14% or less, and more preferably 0.13% or less.
  • Nb content is preferably 0.12% or more, and more preferably 0.15% or more.
  • the Mn content is preferably 1.1% or less.
  • the Ni content is preferably 46.0% or more, more preferably 47.0% or more, and further preferably 48.0% or more.
  • the Cr content is preferably 27.5% or more, and more preferably 28.0% or more.
  • the Nb content is preferably 0.2% or less.
  • Alloy matrix used in the production of austenitic heat resistant alloy welded joint use conditions invention alloy base material, satisfy the heating and holding temperature T A is below formula (i) in use, and the heating retention time of use temperature T a and parameters determined from the heating retention time t a (hereinafter also referred to as P a.) is that used in the conditions satisfying the following (ii) expression.
  • the alloy base material used for manufacturing the austenitic heat-resistant alloy welded joint of the present invention is heated to 600 to 850 ° C., precipitates are finely precipitated in the crystal grains.
  • the alloy base material has the chemical composition described in (a) above, a Laves phase that is M 23 C 6 carbide and an intermetallic compound precipitates, and the chemical composition described in (b) above is obtained.
  • the bcc phase enriched with M 23 C 6 carbide and Cr tends to precipitate.
  • heat treatment is performed before welding the alloy base material.
  • the heat treatment needs to be performed under the condition that the heat treatment holding temperature T P and the heat treatment holding time t P satisfy the following formulas (iii) and (iv).
  • Heat treatment holding temperature T P (° C.): 1050 ⁇ T P ⁇ 1300 (iii)
  • T P 1050 ⁇ T P ⁇ 1300 (iii)
  • the heat treatment holding temperature T P when the heat treatment holding temperature T P exceeds 1300 ° C., local melting of the grain boundary is started. Therefore, the heat treatment holding temperature TP is set to 1300 ° C. or lower.
  • Heat treatment holding temperature T P is preferably at 1080 ° C. or higher, more preferably 1100 ° C. or higher.
  • the heat treatment holding temperature T P is preferably 1280 ° C. or less, more preferably 1250 ° C. or less.
  • a heat treatment holding temperature T P is 1250 ° C. or less, more preferably 1230 ° C. or less, 1200 ° C. or less More preferably.
  • Heat treatment holding time t P (h): - 0.1 ⁇ (T P / 50-30) ⁇ t P ⁇ -0.1 ⁇ (T P / 10-145) ⁇ (iv)
  • the heat treatment holding time t P needs to be ⁇ 0.1 ⁇ (T P / 50-30) or more. This is because if the heat treatment holding time t P is less than this value, the time required for the diffusion of the alloy element to achieve re-dissolution of precipitates in the matrix and reduction of grain boundary segregation becomes insufficient. .
  • the heat treatment holding time t P exceeds ⁇ 0.1 ⁇ (T P / 10-145)
  • the crystal grain size becomes extremely large, and liquefaction cracks are likely to occur near the melting line during welding. Therefore, the heat treatment holding time t P needs to be ⁇ 0.1 ⁇ (T P / 10-145) or less.
  • the average cooling rate up to 500 ° C. is preferably 50 ° C./h or more. This is because when the average cooling rate is less than 50 ° C./h, carbides and the like are precipitated again in the grains in the course of cooling, and grain boundary segregation of impurities may occur.
  • the heat treatment at least in a range within 30 mm from the welded portion. This is because strain generated by thermal stress generated during welding becomes large in this region.
  • C 0.06 to 0.18% C is an element that has the effect of stabilizing the austenite in the weld metal after welding, forming fine carbides, and improving the creep strength during use at high temperatures. Furthermore, by forming eutectic carbide with Cr during welding solidification, it contributes to reduction of solidification cracking sensitivity. In order to sufficiently obtain this effect, a C content of 0.06% or more is necessary. However, if the C content is excessive, a large amount of carbide precipitates, so that the creep strength and ductility are reduced. Therefore, the C content is 0.18% or less. The C content is preferably 0.07% or more, and more preferably 0.08% or more. Further, the C content is preferably 0.16% or less, and more preferably 0.14% or less.
  • Si 1.0% or less
  • Si is an element that is effective for deoxidation at the time of manufacturing a welding material and is effective for improving the corrosion resistance and oxidation resistance of the weld metal after welding at a high temperature.
  • an upper limit is set for the Si content to 1.0% or less.
  • the Si content is preferably 0.8% or less, and more preferably 0.6% or less.
  • the Si content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Mn 2.0% or less Mn, like Si, is an element effective for deoxidation during the production of a welding material. Mn also contributes to stabilization of austenite in the weld metal after welding. However, when the Mn content is excessive, embrittlement is caused, and the toughness and creep ductility are also reduced. Therefore, an upper limit is set for the Mn content to 2.0% or less.
  • the Mn content is preferably 1.8% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • the Mn content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that is contained in the welding material as an impurity and increases the susceptibility to solidification cracking during welding. Furthermore, the creep ductility of the weld metal after long time use at high temperature is reduced. Therefore, an upper limit is set for the P content to 0.03% or less.
  • the P content is preferably 0.025% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • the P content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.
  • S 0.01% or less
  • S is an element that is contained in the welding material as an impurity as in the case of P and increases the susceptibility to solidification cracking during welding. Furthermore, S segregates at columnar grain boundaries during use for a long time in weld metal, leading to embrittlement and increasing stress relaxation crack sensitivity. Therefore, an upper limit is set for the S content to 0.01% or less.
  • the S content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0002% or more.
  • Ni 40.0-60.0%
  • Ni is an element effective for stabilizing austenite in the weld metal after welding, and is an essential element for ensuring the creep strength when used for a long time.
  • the Ni content of the welding material needs to be 40.0% or more.
  • Ni is an expensive element, and even in a welding material manufactured in a small scale, if a large amount is contained, the cost increases. Therefore, an upper limit is provided so that the Ni content is 60.0% or less.
  • the Ni content is preferably 40.5% or more, and more preferably 41.0% or more. Further, the Ni content is preferably 59.5% or less, and more preferably 59.0% or less.
  • Cr 20.0-33.0%
  • Cr is an effective element for ensuring oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures of the weld metal after welding. Further, Cr contributes to ensuring the creep strength by forming a fine carbide or a bcc phase enriched with Cr. Furthermore, forming eutectic carbide with C during welding also contributes to a reduction in solidification cracking susceptibility. In order to obtain these effects, a Cr content of 20% or more is necessary. However, when the Cr content exceeds 33.0%, the stability of austenite at high temperatures deteriorates in the Ni content range of 40 to 60%, leading to a decrease in creep strength. Therefore, the Cr content is 33.0% or less.
  • the Cr content is preferably 20.5% or more, and more preferably 21.0% or more. Further, the Cr content is preferably 32.5% or less, and more preferably 32.0% or less. When the alloy base material has the chemical composition described in (a) above, the Cr content is preferably 26.0% or less, and more preferably 25.5% or less. More preferably, it is 25.0% or less.
  • Mo and W are elements that make a solid solution in the matrix in the weld metal or form a fine intermetallic compound phase and greatly contribute to the improvement of the creep strength and tensile strength at high temperatures. In order to sufficiently obtain this effect, it is necessary to contain at least 6.0% in total of at least one selected from Mo and W. However, even if these elements are contained excessively, the effect is saturated, and on the contrary, the creep strength is lowered. Furthermore, since Mo and W are expensive elements, an excessive amount causes an increase in cost. Therefore, an upper limit is provided so that the total content of one or more selected from Mo and W is 13.0% or less. The total content is preferably 6.5% or more, and more preferably 7.0% or more. Further, the total content is preferably 12.5% or less, and more preferably 12.0% or less.
  • Ti 0.05 to 0.6% Ti is an element that precipitates in the grains as a fine carbonitride in the weld metal and further as an intermetallic compound phase with Ni, and contributes to an improvement in creep strength and tensile strength at high temperatures.
  • the Ti content needs to be 0.05% or more.
  • an upper limit is set so that the Ti content is 1.5% or less.
  • the Ti content is preferably 0.06% or more, and more preferably 0.07% or more. Moreover, it is preferable that Ti content is 1.3% or less, and it is more preferable that it is 1.1% or less.
  • the Ti content is preferably 0.6% or less, more preferably 0.58% or less, More preferably, it is 0.55% or less.
  • Co 0 to 15.0%
  • Co is an effective element for obtaining austenite, and contributes to the improvement of creep strength by increasing phase stability, so it may be contained.
  • Co is an extremely expensive element, even if it is a welding material, excessive content causes a significant cost increase. Therefore, when Co is contained, the content is made 15.0% or less.
  • the Co content is preferably 14.0% or less, and more preferably 13.0% or less.
  • Co content 0.01% or more, and it is more preferable to set it as 0.03% or more.
  • Nb 0 to 0.5% Nb, like Ti, is combined with C or N and precipitates in the grains as fine carbides or carbonitrides, and contributes to the improvement of creep strength at high temperatures. Therefore, Nb may be contained. However, when the Nb content is excessive, a large amount of carbide or carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, when Nb is contained, the content is set to 0.5% or less. The Nb content is preferably 0.48% or less, and more preferably 0.45% or less.
  • Nb content 0.01% or more, and it is more preferable to set it as 0.03% or more.
  • Al 1.5% or less
  • Al is an element effective for deoxidation at the time of manufacturing a welding material.
  • a fine intermetallic compound phase is formed in the weld metal, which contributes to the improvement of creep strength.
  • the Al content is excessive, the cleanliness of the alloy is remarkably deteriorated, and the hot workability and ductility of the welding material are lowered, so that the productivity is lowered.
  • a large amount of intermetallic phase is formed in the weld metal, and the stress relaxation cracking susceptibility when used at a high temperature for a long time is remarkably increased. Therefore, an upper limit is set so that the Al content is 1.5% or less.
  • the Al content is preferably 1.4% or less, and more preferably 1.3% or less.
  • the Al content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • B 0 to 0.005% Since B is an element effective for improving the creep strength of the weld metal, it may be contained. However, if the B content is excessive, the susceptibility to solidification cracking during welding is significantly increased. Therefore, an upper limit is provided so that the B content is 0.005% or less.
  • the B content is preferably 0.004% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • B content 0.0001% or more it is preferable to make B content 0.0001% or more, and it is more preferable to set it as 0.0005% or more.
  • N 0.18% or less
  • N is an element that stabilizes austenite in the weld metal, improves creep strength, and contributes to securing tensile strength by solid solution. However, if it is contained excessively, a large amount of fine nitride precipitates in the grains during use at high temperatures, leading to a decrease in creep ductility and toughness. Therefore, an upper limit is set for the N content to 0.18% or less.
  • the N content is preferably 0.16% or less, and more preferably 0.14% or less.
  • the N content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.
  • O 0.01% or less O (oxygen) is contained as an impurity in the welding material, and when its content is excessive, hot workability is deteriorated and productivity is deteriorated. For this reason, an upper limit is set for the O content to 0.01% or less.
  • the content of O is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the O content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.
  • the welding material used for manufacturing the austenitic heat-resistant alloy welded joint according to the present invention has a chemical composition containing the above-described elements, with the balance being Fe and impurities.
  • the alloy base material is subjected to heat treatment and then welded.
  • the welding method is not particularly limited, and for example, gas tungsten arc welding, gas metal arc welding, covered arc welding, or the like can be used.
  • the shape or dimensions of the alloy base material and the welding material used for manufacturing the austenitic heat-resistant alloy welded joint according to the present invention are not particularly limited. However, the manufacturing method according to the present invention is particularly effective when an alloy base material having a thickness of 30 mm or more is used. Therefore, the thickness of the alloy base material is preferably 30 mm or more.
  • An alloy having the chemical composition shown in Table 1 was melted to produce an ingot. After forming by hot forging using the above ingot, solution heat treatment was performed to produce an austenitic heat-resistant alloy plate having a thickness of 30 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm.
  • the austenitic heat-resistant alloy plate was heated at the heating holding temperature and heating holding time shown in Table 3. Thereafter, except for the weld joints of test numbers A3 and A22, heat treatment was performed at the heat treatment holding temperature, the heat treatment holding time and the average cooling rate shown in Table 3.
  • a V groove having a groove angle of 30 ° and a root thickness of 1 mm was processed in the longitudinal direction of the alloy plate described above. After that, on the SM400B steel plate specified in JIS G3160 (2008) having a thickness of 50 mm, a width of 200 mm, and a length of 200 mm, four rounds were restrained and welded using the covered arc welding rod DNiCrFe-3 specified in JIS Z3224 (1999). .
  • the test numbers A1, A2, A5 to A8, A10 to A16, A18, A20, A21, A23 to A26, B2 to B6, C1 and D1 satisfy the heat treatment conditions of the present invention. It can be seen that the welded joint of No. 1 passed the result of the crack observation test, and even if the thickness was 30 mm, a sound welded joint was obtained.
  • test numbers A3 and A22 were cracked in the weld heat affected zone because the alloy plate was not heat treated.
  • the weld joint of test number A4 had a low heat treatment holding temperature of 1000 ° C. before welding, so that the re-dissolution of precipitates was insufficient, so the deformation resistance within the grains was high, and the grain boundaries The resolution of segregation was insufficient. Therefore, a weld crack occurred at a position slightly away from the melting line during welding.
  • the weld joint of test number A19 had a heat treatment holding temperature as high as 1350 ° C., so local melting of the grain boundary occurred, and the part opened during cracking and cracking occurred.
  • the heat treatment retention time exceeded the range specified in the present invention, so that the crystal grains were significantly coarsened, and liquefaction cracks occurred in the portion adjacent to the melt line during welding.
  • An alloy having the chemical composition shown in Table 4 was melted to produce an ingot. After forming by hot forging using the above ingot, solution heat treatment was performed to produce an austenitic heat-resistant alloy plate having a thickness of 30 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm.
  • the austenitic heat-resistant alloy plate was heated at the heating holding temperature and heating holding time shown in Table 6. Thereafter, except for the welded joints of test numbers AA3 and AA22, heat treatment was performed at the heat treatment holding temperature, the heat treatment holding time and the average cooling rate shown in Table 6.
  • a V groove having a groove angle of 30 ° and a root thickness of 1 mm was processed in the longitudinal direction of the alloy plate described above. After that, on the SM400B steel plate specified in JIS G3160 (2008) having a thickness of 50 mm, a width of 200 mm, and a length of 200 mm, four rounds were restrained and welded using the covered arc welding rod DNiCrFe-3 specified in JIS Z3224 (1999). .
  • test numbers AA3 and AA22 were cracked in the weld heat affected zone because the alloy plate was not heat-treated.
  • the weld joint of test number AA4 had a low heat treatment holding temperature of 1000 ° C. before welding, so that the re-dissolution of precipitates was insufficient, so the deformation resistance in the grains was high, and the grain boundary The resolution of segregation was insufficient. Therefore, a weld crack occurred at a position slightly away from the melting line during welding.
  • the weld joint of test number AA18 had a heat treatment holding temperature as high as 1320 ° C., so local melting of the grain boundary occurred, and the part opened during welding and cracking occurred.
  • the heat treatment holding time was less than the range specified in the present invention, so that re-dissolution of precipitates and elimination of grain boundary segregation were insufficient, and a little away from the melting line during welding. A weld crack occurred at the position.
  • the heat treatment holding time exceeded the range specified in the present invention, so that the crystal grains were significantly coarsened, and liquefaction cracks occurred in the portion adjacent to the melt line during welding.
  • an austenitic heat-resistant alloy welded joint is stably used by using an austenitic heat-resistant alloy that has been used for a long time as a high-temperature member such as a main steam pipe or a reheat steam pipe of a boiler for thermal power generation. Obtainable.

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Abstract

　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及び不純物であり、かつ、使用時の加熱保持温度TA(℃)及び使用時の加熱保持時間tA(h)が[600≦TA≦850]及び[2100≦TA×(1.0+logtA)]を満足する条件で使用された合金母材を、熱処理保持温度TP(℃)及び熱処理保持時間tP(h)が[1050≦TP≦1300]及び[-0.1×(TP/50-30)≦tP≦-0.1×(TP/10-145)]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。

Description

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
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
　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 (10)

  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、請求項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、請求項２または請求項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、請求項２または請求項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、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. 　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、請求項１から請求項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. 　請求項１から請求項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。
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