(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
複数個の一次配管部材と溶接材とから構成され高温流体を流通させるための高温配管物の製造方法であって、
前記一次配管部材は、鍛造Ni基合金からなり、
前記鍛造Ni基合金は、Niと、Alと、MoおよびWの少なくとも一方とを含み、該Moおよび該Wの合計含有率が3質量％以上8質量％以下であり、Ni基合金のγ’相の固溶温度が920℃以上970℃以下であり、700℃以上800℃以下の温度範囲において30体積％以上の前記γ’相が析出する鍛造Ni基合金であり、
前記溶接材は、溶接により形成された鋳造組織を有する鋳造Ni基合金からなり、
前記鋳造Ni基合金は、Niと、Alと、MoおよびWの少なくとも一方とを含み、該Moおよび該Wの合計含有率が9質量％以上15質量％以下であり、前記γ’相の固溶温度が850℃以上900℃以下であり、700℃以上800℃以下の温度範囲において20体積％以上の前記γ’相が析出する鋳造Ni基合金であり、
前記一次配管部材同士が溶接される箇所に対して前記溶接材によってバタリングしながら前記一次配管部材同士を溶接して複数個の前記一次配管部材からなる二次配管部材を形成する二次配管部材形成工程と、
前記二次配管部材同士が溶接される箇所に対して前記溶接材によってバタリングしながら前記二次配管部材同士を溶接して高温配管物を形成する高温配管物形成工程とを有することを特徴とする高温配管物の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の高温配管物の製造方法において、
前記鍛造Ni基合金は、3.5質量％以上4.5質量％以下のAlと、15質量％以上20質量％以下のCrと、25質量％以下のCoと、0.01質量％以上0.15質量％以下のCと、合計含有率が3質量％以上8質量％以下となるMoおよびWの少なくとも一方と、残部となるNiおよび不可避不純物とを含み、
前記鋳造Ni基合金は、3質量％以上3.5質量％以下のAlと、15質量％以上20質量％以下のCrと、25質量％以下のCoと、0.01質量％以上0.15質量％以下のCと、合計含有率が9質量％以上15質量％以下となるMoおよびWの少なくとも一方と、残部となるNiおよび不可避不純物とを含むことを特徴とする高温配管物の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の高温配管物の製造方法において、
前記二次配管部材形成工程と前記高温配管物形成工程との間に、前記二次配管部材に対して、前記鋳造Ni基合金のγ’相固溶温度以上かつ前記鍛造Ni基合金のγ’相固溶温度以下の温度で熱処理を行って、前記一次配管部材に5体積％以上15体積％以下の前記γ’相を析出させる事前時効熱処理工程を更に有することを特徴とする高温配管物の製造方法。
【請求項４】
請求項３に記載の高温配管物の製造方法において、
前記高温配管物形成工程の後に、前記高温配管物の全体に対して、該高温配管物外部からの加熱により前記一次配管部材に30体積％以上の前記γ’相を析出させるための時効熱処理を行わないことを特徴とする高温配管物の製造方法。
【請求項５】
複数個の一次配管部材と溶接材とから構成され高温流体を流通させるための高温配管物であって、
前記一次配管部材は、3.5質量％以上4.5質量％以下のAlと、15質量％以上20質量％以下のCrと、25質量％以下のCoと、0.01質量％以上0.15質量％以下のCと、合計含有率が3質量％以上8質量％以下となるMoおよびWの少なくとも一方とを含み、残部がNiおよび不可避不純物である鍛造Ni基合金からなり、
前記溶接材は、3質量％以上3.5質量％以下のAlと、15質量％以上20質量％以下のCrと、25質量％以下のCoと、0.01質量％以上0.15質量％以下のCと、合計含有率が9質量％以上15質量％以下となるMoおよびWの少なくとも一方とを含み、残部がNiおよび不可避不純物であり、溶接により形成された鋳造組織を有する鋳造Ni基合金からなり、
前記高温配管物は、
溶接前の前記一次配管部材に対して前記鍛造Ni基合金のγ’相の固溶温度以上の温度の熱処理を施す溶体化熱処理工程と、
前記一次配管部材同士が溶接される箇所に対して前記溶接材によってバタリングしながら前記一次配管部材同士を溶接して複数個の前記一次配管部材からなる二次配管部材を形成する二次配管部材形成工程と、
前記二次配管部材に対して前記鋳造Ni基合金のγ’相固溶温度以上かつ前記鍛造Ni基合金のγ’相固溶温度以下の温度の熱処理を施して前記一次配管部材に5体積％以上15体積％以下の前記γ’相を析出させる事前時効熱処理工程と、
前記二次配管部材同士が溶接される箇所に対して前記溶接材によってバタリングしながら前記二次配管部材同士を溶接して高温配管物を形成する高温配管物形成工程とを経て製造されたものであり、
温度800℃、応力190 MPaの条件でクリープ試験を行ったときに、前記一次配管部材に30体積％以上の前記γ’相が微細分散析出し、前記溶接材に20体積％以上のγ’相が微細分散析出し、クリープ耐用温度が800℃以上であることを有することを特徴とする高温配管物。
【請求項６】
請求項５に記載の高温配管物を具備することを特徴とする発電プラント用ボイラ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、発電プラントの高温配管物に関し、特に石炭火力発電プラントやガスタービン発電プラントで使用される高温配管物およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
石炭火力発電プラントやガスタービン発電プラント等の発電効率を向上させるためには、ボイラの主蒸気温度やガスタービンの燃焼温度を上昇させることが有効である。そして、主蒸気温度あるいは燃焼温度を上昇させるためには、より耐用温度の高い配管物が必要となる。
【０００３】
例えば、蒸気タービンを用いる石炭火力発電プラントは、ボイラの高温配管物が大型であるため、短い配管部材を溶接で接合しながら高温配管物が組み立てられる。また、主蒸気温度が700℃前後の発電プラントでは、高温配管物の材料としてγ’相（Ni3Al相）で析出強化されたNi基合金が適用される。
【０００４】
Ni基合金では、高い高温強度を達成するため、熱処理によりマトリックス相中にγ’相を均等に分散析出させることが不可欠であるが、γ’相が析出すると溶接性が悪化して溶接困難となるため、溶接後に熱処理を行うことが望ましい。しかしながら、溶接・組立後の高温配管物は巨大な構造物となるため、組立後にγ’相を析出させる熱処理（いわゆる時効熱処理）が困難という問題があった。
【０００５】
そのような問題に対し、特許文献１には、γ’相を析出させない状態でボイラ部品の溶接・組立を行い、発電運転時の熱によってボイラ部品のマトリックス相中にγ’相を均等に分散析出させる技術が報告されている。より具体的には、該ボイラ部品の材料として、質量％で、C：0.2％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、Cr：10〜24％、式「Mo＋0.5W」で規定される量で、Mo、Wの１種または２種を5〜17％、Al：0.5〜2.0％、Ti：1.0〜3.0％、Fe：10％以下、及び、B：0.02％以下（0％は含まず）とZr：0.2％以下（0％は含まず）の１種または２種を含有し、残部はNi及び不可避的不純物でなり、ビッカース硬さが240以下である低熱膨張Ni基超耐熱合金が、好適に用いられるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】国際公開第２００９／０２８６７１号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１に記載のNi基合金（すなわちボイラ部品）の想定している使用温度は700〜750℃（700℃級）であり、γ’相の析出量は20％前後である。一方、近年では、発電プラントにおける発電効率の更なる向上が強く求められており、主蒸気温度や燃焼温度を750℃超800℃前後（800℃級）まで上昇させることが検討されている。そして、発電プラントの高温配管物の耐用温度を800℃級まで高めるためには、素材のNi基合金でのγ’相の析出量を30％以上にする必要がある。
【０００８】
Ni基合金において、有効な高温強度を得るためにγ’相の析出量を30％以上にする方法としては、例えば、900℃以上での熱処理を行って10％程度のγ’相を析出させた後、700〜800℃で更に時効熱処理を行う方法が知られている。しかしながら、前述したように、溶接・組立後の高温配管物にそのような一連の熱処理を施すことは困難である。また、特許文献１に記載のNi基合金をそのまま適用した場合、要求される高温強度特性の確保が困難であることが、本発明者等の検討により明らかになった（詳細は後述する）。
【０００９】
したがって、本発明の目的は、上記の課題を解決して、800℃級の耐用温度を有する高温配管物およびその製造方法を提供することにある。また、当該高温配管物を具備する800℃級の発電プラント用のボイラを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
（I）本発明の１つの態様は、上記目的を達成するため、複数個の一次配管部材と溶接材とから構成され高温流体を流通させるための高温配管物であって、
前記一次配管部材は、鍛造Ni（ニッケル）基合金からなり、かつ前記鍛造Ni基合金は、Niと、Al（アルミニウム）と、Mo（モリブデン）およびW（タングステン）の少なくとも一方とを含み、該Moおよび該Wの合計含有率が3質量％以上8質量％以下であり、Ni基合金のγ’（ガンマプライム）相の固溶温度が920℃以上970℃以下であり、700℃以上800℃以下の温度範囲において30体積％以上の前記γ’相が析出する鍛造Ni基合金であり、
前記溶接材は、溶接により形成された鋳造組織を有する鋳造Ni基合金からなり、かつ前記鋳造Ni基合金は、Niと、Alと、MoおよびWの少なくとも一方とを含み、該Moおよび該Wの合計含有率が9質量％以上15質量％以下であり、前記γ’相の固溶温度が850℃以上900℃以下であり、700℃以上800℃以下の温度範囲において20体積％以上の前記γ’相が析出する鋳造Ni基合金であり、
前記一次配管部材同士が溶接される箇所が前記溶接材によってバタリングされていることを特徴とする高温配管物を提供する。
なお、本発明において、γ’相とはL12構造を有するNi3Al金属間化合物相を意味し、Alサイトの一部が他の元素で置換されている化合物も含むものとする。また、鋳造Ni基合金は、最終組織が鋳造組織であれば、途中の製造プロセスを問わないものとする。
【００１１】
（II）本発明の他の態様は、上記目的を達成するため、上記の高温配管物の製造方法であって、
前記一次配管部材同士が溶接される箇所に対して前記溶接材によってバタリングしながら前記一次配管部材同士を溶接して複数個の前記一次配管部材からなる二次配管部材を形成する二次配管部材形成工程と、前記二次配管部材同士が溶接される箇所に対して前記溶接材によってバタリングしながら前記二次配管部材同士を溶接して高温配管物を形成する高温配管物形成工程とを有することを特徴とする高温配管物の製造方法を提供する。
【００１２】
（III）本発明の更に他の態様は、上記目的を達成するため、上記の高温配管物を具備することを特徴とする発電プラント用ボイラを提供する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、800℃級の耐用温度を有する高温配管物およびその製造方法を提供することができる。また、当該高温配管物を用いることで800℃級の発電プラント用のボイラを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明に係る高温配管物の製造手順例を示す概略模式図である。
【図２】試料1〜6の溶接継手の微細組織を示す模式図である。
【図３】試料7〜9の溶接継手の微細組織を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明は、前述した本発明に係る高温配管物（I）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（i）前記鍛造Ni基合金は、3.5質量％以上4.5質量％以下のAlと、15質量％以上20質量％以下のCr（クロム）と、25質量％以下のCo（コバルト）と、0.01質量％以上0.15質量％以下のC（炭素）と、合計含有率が3質量％以上8質量％以下となるMoおよびWの少なくとも一方と、残部となるNiおよび不可避不純物とを含み、
前記鋳造Ni基合金は、3質量％以上3.5質量％以下のAlと、15質量％以上20質量％以下のCrと、25質量％以下のCoと、0.01質量％以上0.15質量％以下のCと、合計含有率が9質量％以上15質量％以下となるMoおよびWの少なくとも一方と、残部となるNiおよび不可避不純物とを含む。
【００１６】
また、本発明は、前述した本発明に係る高温配管物の製造方法（II）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（ii）前記二次配管部材形成工程と前記高温配管物形成工程との間に、前記二次配管部材に対して、前記鋳造Ni基合金のγ’相固溶温度以上かつ前記鍛造Ni基合金のγ’相固溶温度以下の温度で熱処理を行って、前記一次配管部材に5体積％以上15体積％以下の前記γ’相を析出させる事前時効熱処理工程を更に有する。
（iii）前記高温配管物形成工程の後に、前記高温配管物の全体に対して、該高温配管物外部からの加熱により前記一次配管部材に30体積％以上の前記γ’相を析出させるための時効熱処理を行わない。
【００１７】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は、ここで取り挙げた実施形態に限定されるものではなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜組み合わせや改良が可能である。
【００１８】
（高温配管物）
前述したように、本発明に係る高温配管物は、溶接材を用いて比較的短尺の一次配管部材同士を溶接・組立した構造物であり、一次配管部材を構成する鍛造Ni基合金と溶接材を構成する鋳造Ni基合金とが、互いに異なるγ’相固溶温度（「鍛造Ni基合金のγ’相固溶温度」＞「鋳造Ni基合金のγ’相固溶温度」）を有することを特徴とする。また、一次配管部材同士が溶接される箇所が溶接材によってバタリングされた溶接継手であることを特徴とする。
【００１９】
一次配管部材は、良好な溶接性と800℃級の耐用温度（当該温度領域での十分な機械的強度）とを両立させるため、γ’相（Ni3Al相）の固溶温度が920℃以上970℃以下であり、700℃以上800℃以下の温度範囲において30体積％以上40体積％以下のγ’相が分散析出する鍛造Ni基合金からなることが好ましい。700〜800℃の温度範囲において分散析出するγ’相の量が、30体積％未満であると十分な耐用温度が得られず、40体積％超であると靱性が大きく低下する。また、当該鍛造Ni基合金のγ’相の固溶温度が、920℃未満であると本発明に係る製造方法（詳細は後述する）によって800℃級の耐用温度を有する高温配管物を得ることが困難になり、γ’相の固溶温度が970℃超になると一次配管部材の溶接性が劣化すると共に熱間加工性が低下する（靱性が低下する）ため配管部材自体の製造が困難となる。
【００２０】
上記鍛造Ni基合金の好ましい組成としては、3.5質量％以上4.5質量％以下のAlと、15質量％以上20質量％以下のCrと、25質量％以下のCoと、0.01質量％以上0.15質量％以下のCと、合計含有率が3質量％以上8質量％以下となるMoおよびWの少なくとも一方と、残部となるNiおよび不可避不純物とを含む。Mo成分およびW成分は、γ’相の析出量と固溶温度、およびNi基合金の熱間加工性に強く影響を与える構成元素である。Mo成分およびW成分の合計含有率が、3質量％未満であると十分な耐用温度が得られず、8質量％超であると熱間加工性が低下する（靱性が低下する）ため配管部材自体の製造が困難となる。
【００２１】
Al成分は、γ’相を形成するための必須の成分である。Al成分の含有率が、3.5質量％未満になるとγ’相の析出量が不足して十分な耐用温度が得られず、4.5質量％超になると熱間加工性が低下する（靱性が低下する）ため配管部材自体の製造が困難となる。
【００２２】
Cr成分は、マトリックスに固溶してNi基合金の耐酸化性を向上させる効果を有する。Cr成分の含有率が、15質量％未満になるとその効果がほとんど得られず、20質量％超になると加工有害相が析出し易くなり靱性が低下するため配管部材自体の製造が困難となる。
【００２３】
Co成分は、マトリックスに固溶して固溶強化により高温強度を向上させる効果を有する。ただし、有害相を安定化する作用もあるため、その添加量は、25質量％以下にすることが好ましい。
【００２４】
C成分は、炭化物を形成することによりNi基合金結晶粒の過度の粗大化を防止する効果を有する。C成分の含有率が、0.01質量％未満になるとその効果がほとんど得られず、0.15質量％超になると熱間加工性が低下する（靱性が低下する）ため配管部材自体の製造が困難となる。より高い溶接性のためには、0.01質量％以上0.05質量％以下がより好ましい。
【００２５】
一方、溶接材は、凝固組織の状態で使用される点と塑性加工されない点（例えば、管形状に加工されない点）との少なくとも２点において一次配管部材と異なり、γ’相（Ni3Al相）の固溶温度が850℃以上900℃以下であり、700℃以上800℃以下の温度範囲において20体積％以上30体積％以下のγ’相が分散析出する鋳造Ni基合金からなることが好ましい。700〜800℃の温度範囲において分散析出するγ’相の量が、20体積％未満であると十分な耐用温度が得られず、30体積％超であると溶接割れが生じ易くなる。また、当該鋳造Ni基合金のγ’相の固溶温度が、850℃未満であると本発明に係る製造方法（詳細は後述する）によって800℃級の耐用温度を有する高温配管物を得ることが困難になり、γ’相の固溶温度が900℃超になるとバタリングの溶接性が劣化する。
【００２６】
上記鋳造Ni基合金の好ましい組成としては、3質量％以上3.5質量％以下のAlと、15質量％以上20質量％以下のCrと、25質量％以下のCoと、0.01質量％以上0.15質量％以下のCと、合計含有率が9質量％以上15質量％以下となるMoおよびWの少なくとも一方と、残部となるNiおよび不可避不純物とを含む。前述したように、Mo成分およびW成分は、γ’相の析出量と固溶温度、およびNi基合金の熱間加工性に強く影響を与える構成元素であるが、溶接材は塑性加工をする必要がないため、一次配管部材よりも多くのMo成分およびW成分を添加して高い高温強度を確保することができる。Mo成分およびW成分の合計含有率が、9質量％未満であると十分な高温強度が得られず、15質量％超であると靱性と溶接ワイヤの加工性とが低下する。
【００２７】
溶接材用の鋳造Ni基合金のAl成分は、その含有率を3質量％以上3.5質量％以下としている。Al成分の含有率が、3質量％未満になると強度不足となり、3.5質量％超になるとワイヤの加工性、溶接性が不十分となる。Cr成分、Co成分およびC成分に関しては、一次配管部材の場合と同様である。
【００２８】
なお、本発明で用いる鍛造Ni基合金および鋳造Ni基合金において、Ti（チタン）成分、Ta（タンタル）成分およびNb（ニオブ）成分は、含有されていないことが望ましい。言い換えると、それら成分を意図的には添加しない。また、意図せず混入した場合においても、Ti成分、Ta成分およびNb成分の合計含有率は、0.5質量％となるようにすることが好ましい。Ti、TaおよびNbは、Alと比較して、1000℃以上ではγ’相を安定化するが、使用温度（700〜800℃）ではγ’相を安定化する作用がAlよりも低いという性質がある。1000℃以上でγ’相が安定であると、良好な熱間加工性や溶接性を得づらくなる。そのため、Ti、TaおよびNbは添加せずに、Alのみでγ’相を安定化した方が、熱間加工性や溶接性と使用温度での強度とを両立するために好ましい。
【００２９】
（高温配管物の製造方法）
本発明に係る高温配管物の製造方法について説明する。まず、前述した鍛造Ni基合金からなる一次配管部材と、前述した鋳造Ni基合金からなる溶接材とを用意する。一次配管部材には、γ’相の固溶温度以上の熱処理（溶体化熱処理）を施してγ’相を固溶させる。
【００３０】
図１は、本発明に係る高温配管物の製造手順例を示す概略模式図である。図１に示したように、一次配管部材同士が溶接される箇所に対して溶接材によってバタリングしながら一次配管部材同士を溶接して、複数個の一次配管部材からなる二次配管部材を形成する（二次配管部材形成工程）。
【００３１】
次に、二次配管部材に対して、溶接材の鋳造Ni基合金のγ’相固溶温度以上かつ一次配管部材の鍛造Ni基合金のγ’相固溶温度以下の温度（例えば、900℃超920℃未満）で熱処理を施して、一次配管部材中に5体積％以上15体積％以下（例えば、10体積％）のγ’相を析出させる（事前時効熱処理工程）。事前時効熱処理工程に先立って、二次配管部材同士が溶接される箇所に対して溶接材によってバタリングしてもよい（図１参照）。一次配管部材のγ’相の析出により一次配管部材自体の溶接性は低下するが、事前時効熱処理の温度はバタリングされた溶接材のγ’相固溶温度以上なので、溶接材中にはγ’相が析出しない。そのため、次工程においても良好な溶接性が得られる。
【００３２】
次に、二次配管部材同士が溶接される箇所に対して溶接材によってバタリングしながら二次配管部材同士を溶接して、高温配管物を形成する（高温配管物形成工程）。上述したように、二次配管部材同士が溶接される箇所に対する溶接材のバタリングは、事前時効熱処理工程の前に行ってもよいし、事前時効熱処理工程後に行ってもよい。
【００３３】
高温配管物形成工程により得られた高温配管物は、そのまま実機（例えば、800℃級の発電プラント用のボイラ）の製造に用いられる。発電プラントの運転に伴って800℃級の高温流体が流通することにより、一次配管部材中に30体積％以上のγ’相が均等に分散析出し、高い高温強度を確保することができる。言い換えると、本発明に係る製造方法では、高温配管物形成工程の後に、高温配管物の全体に対して、該高温配管物外部からの加熱により一次配管部材に30体積％以上のγ’相を析出させるための時効熱処理を行わない。
【実施例】
【００３４】
以下、実施例に基づいて本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００３５】
（一次配管部材および溶接材の作製）
表１に示す組成を有するNi基合金（合金T1〜T5）を用意し、次のような手順で一次配管部材の供試材を作製した。まず、真空溶解および真空アーク再溶解によるダブルメルトプロセスにより鋼塊を作製した。次に、鋼塊に対して熱間鍛造を行ってビレットを作製した。その後、ビレットに対して熱間押出および冷間加工を行い、発電プラント用のボイラーチューブを模擬した一次配管部材（内径50 mm、肉厚8 mm）を作製した。また、作製した一次配管部材（合金T1〜T5）に対して、γ’相固溶温度と時効熱処理（800℃）によるγ’相析出量を調査した。結果を表１に併記する。合金T1〜T2は従前のNi基合金であり、合金T3〜T5は本発明に係るNi基合金である。
【００３６】
【表１】
0006034041.tif 000002
【００３７】
表２に示す組成を有するNi基合金（合金W1〜W5）を用意し、次のような手順で溶接材の供試材を作製した。まず、真空溶解により鋼塊を作製した。次に、鋼塊に対して熱間鍛造および冷間引抜を行って、溶接材（外径1 mmの溶接ワイヤ）を作製した。また、作製した溶接材（合金W1〜W5）に対して、γ’相固溶温度と時効熱処理（800℃）によるγ’相析出量を調査した。結果を表２に併記する。合金W1〜W2は従前のNi基合金であり、合金W3〜W5は本発明に係るNi基合金である。
【００３８】
【表２】
0006034041.tif 000003
【００３９】
（溶接継手の作製および溶接継手の試験・評価）
上記で用意した一次配管部材および溶接材を用いて、表３〜表４に示した組み合わせ・条件によりTIG溶接を行い、二次配管部材となる溶接継手（試料1〜9）を作製した。得られた溶接継手（試料1〜9）に対して、試料断面の微細組織観察（溶接割れの有無の評価を含む）、およびクリープ試験を行った。微細組織観察は、溶接前の試料およびクリープ試験の途中で取り出した試料（クリープ試験中断材）に対しても行った。また、クリープ試験は、温度800℃、応力190 MPaの条件で行った。クリープ試験の結果を用いてラルソンミラー法（ラルソンミラーパラメータ＝20）により、クリープ耐用温度を評価した。なお、このクリープ耐用温度とは、100 MPaの応力に10万時間耐えうる温度を意味する。溶接割れの有無の評価およびクリープ耐用温度の評価結果を表３〜表４に併記する。
【００４０】
【表３】
0006034041.tif 000004
【００４１】
【表４】
0006034041.tif 000005
【００４２】
微細組織観察の結果を図２〜図３に示す。図２は、試料1〜6の溶接継手の微細組織を示す模式図である。図３は、試料7〜9の溶接継手の微細組織を示す模式図である。表３〜表４および図２〜図３を参照しながら結果を説明する。
【００４３】
試料1〜2の溶接継手は、従前のNi基合金を用い、溶接前に事前時効熱処理（800℃×16時間）を行ったものである。バタリング処理は行っていない。溶接前の試料でγ’相が既に析出しており、溶接直後の試料およびクリープ試験中断材でも同様の組織となっていた。溶接割れも確認された。また、クリープ耐用温度は、730℃前後（試料1：733℃、試料2：728℃）であり、800℃級の高温配管物には適さないと言えた。
【００４４】
試料3〜4の溶接継手は、従前のNi基合金を用い、溶接前に事前時効熱処理を行わなかった（溶体化熱処理のみを行った）ものである。バタリング処理も行っていない。溶接前の試料および溶接直後の試料ではγ’相が析出していないが、クリープ試験中断材ではγ’相の析出が観察された。溶接割れはなかった。また、クリープ耐用温度は、740℃前後（試料3：742℃、試料4：738℃）であり、800℃級の高温配管物には適さないと言えた。
【００４５】
試料5〜6の溶接継手は、本発明に係るNi基合金を用いているが、溶接前に事前時効熱処理を行なわず（溶体化熱処理のみを行い）、バタリング処理を行なわなかったものである。溶接前の試料および溶接直後の試料ではγ’相が析出していないが、クリープ試験中断材では異常形状（アメーバのような形状）に粗大化したγ’相の析出が観察された。これは、本発明に係るNi基合金が従来よりも多くのγ’相を析出するような組成を有しているため、クリープ試験温度（実機の運転温度に相当）で一気に析出したことにより、異常粒成長したものと考えられた。溶接割れはなかった。また、クリープ耐用温度は、770℃前後（試料5：770℃、試料6：772℃）であり、800℃級の高温配管物には適さないと言えた。この要因としては、γ’相の析出が微細分散析出でない（γ’相が異常粒成長していた）ことに起因すると考えられた。
【００４６】
試料7〜9の溶接継手は、本発明に係るNi基合金を用い、溶接前に事前時効熱処理（900℃×16時間）を行い、バタリング処理も行なったものである。バタリング処理直後の試料では一次配管部材および溶接材にγ’相が析出していないが、事前時効熱処理により一次配管部材のみに約10体積％のγ’相析出が観察された。また、クリープ試験中断材では、一次配管部材に30体積％以上のγ’相の微細分散析出と、溶接材に20体積％以上のγ’相の微細分散析出とが観察された。溶接割れはなかった。また、クリープ耐用温度は、800℃以上（試料7：805℃、試料8：802℃、試料9：800℃）であり、800℃級の高温配管物に十分適用可能であることが確認された。
【００４７】
以上説明したように、800℃級の耐用温度を有する高温配管物およびその製造方法を提供できることが実証された。また、本発明による高温配管物を用いることで、800℃級の発電プラント用のボイラを提供することができる。これは、発電プラントの発電効率の向上に大きく貢献する。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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