(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｏ：８〜２５％、
Ｃｒ：１８〜２７％、
Ｔｉ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．２〜２．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｆｅ：０〜１５％、
Ｍｏ：０〜１２％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｃｕ：０〜４％、
Ｎｂ：０〜２．５％、
Ｖ：０〜０．５％、ならびに、
残部：Ｎｉ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、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
６００≦ＴＡ≦８５０  ・・・（i）
１７００≦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）
【請求項２】
前記合金母材の化学組成が、質量％で、下記の第一群および第二群から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
第一群  Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、Ｆｅ：０．０１〜１５％
第二群  Ｍｏ：０．０１〜１２％、Ｗ：０．０１〜１０％、Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｎｂ：０．０１〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％
【請求項３】
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または請求項２に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
【請求項４】
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３までのいずれか一つに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
【請求項５】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１％以下、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｏ：８〜２５％、
Ｃｒ：１８〜２７％、
Ｔｉ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１２％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｎｂ：０〜２．５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｆｅ：０〜１５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、ならびに、
残部：Ｎｉ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４までのいずれか一つに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｉ基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に関する。特に、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等の高温部材として長期使用されたＮｉ基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。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境負荷軽減の観点から火力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。
【０００３】
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または再熱蒸気管等の厚肉の部材等、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。
【０００４】
このような技術的背景のもと、例えば、国際公開第２００９/１５４１６１号（特許文献１）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。また、国際公報第２０１０/０３８８２６号（特許文献２）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’相による析出強化によって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。さらに、特開２０１３−４９９０２号公報（特許文献３）には、抽出残渣の定量分析で求められるＣｒの析出量を規定し、クリープ破断強度に加えて靭性を高めたＮｉ基耐熱合金が開示されている。
【０００５】
ところで、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、主に冶金的要因に起因した様々な割れが発生しやすいことが知られている。
【０００６】
そのため、国際公報第２０１１／０７１０５４号（特許文献４）には、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂ、ならびに、Ｐ、ＣｒおよびＢの含有量を所定の範囲に規定し、溶接時の耐液化割れ性を改善したオーステナイト系耐熱合金が提案されている。また、特開２０１０−１５０５９３号公報（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提案されている。さらに、特開２０１３−３６０８６号公報（特許文献６）には、ＡｌおよびＴｉを含有させることによりγ’相を活用してクリープ強度を高めるとともに、結晶粒径に応じてＮｄおよびＯの含有量を調整することにより、高温長時間使用後のクリープ延性の向上および補修溶接時の耐応力緩和割れ性を改善したＮｉ基耐熱合金が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】国際公開第２００９/１５４１６１号
【特許文献２】国際公報第２０１０/０３８８２６号
【特許文献３】特開２０１３−４９９０２号公報
【特許文献４】国際公報第２０１１／０７１０５４号
【特許文献５】特開２０１０−１５０５９３号公報
【特許文献６】特開２０１３−３６０８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
これらオーステナイト系耐熱合金およびＮｉ基耐熱合金を主蒸気管または再熱蒸気管等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は防止し得ることが確認できた。
【０００９】
しかしながら、これら高温で使用されるＮｉ基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Ｎｉ基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。なお、特許文献６で対象とする溶接割れは、補修溶接後の熱処理および高温使用中に生じる割れを対象としていることから、本発明の課題を解決しうるものではない。
【００１０】
本発明は、前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等の高温部材として長期使用されたＮｉ基耐熱合金を用いて、Ｎｉ基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。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、前記の課題を解決するため、まず、高温に長時間晒されたＡｌおよびＴｉを多量に含有するＮｉ基耐熱合金を用いた溶接継手における、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。
【００１２】
〈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１７００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。
【００１３】
〈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。
【００１４】
〈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Ｍ２３Ｃ６炭化物および金属間化合物相（γ’相）が数多く観察された。
【００１５】
これらの結果から、高温で長期使用されたＮｉ基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。
【００１６】
すなわち、高温での長期使用とともに、Ｎｉ基耐熱合金の結晶粒内にはＭ２３Ｃ６炭化物および金属間化合物相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。
【００１７】
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Ｎｉ基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。
【００１８】
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。
【００１９】
具体的には、下記〔１〕および〔２〕に示すことが分かった。
【００２０】
〔１〕Ｎｉ基耐熱合金において、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１７００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。
【００２１】
〔２〕溶接前に施す熱処理は、熱処理保持温度ＴＰが１０５０〜１２５０℃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。
【００２２】
本発明は、前記の知見を基礎としてなされたものであり、下記のＮｉ基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。
【００２３】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｏ：８〜２５％、
Ｃｒ：１８〜２７％、
Ｔｉ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．２〜２．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｆｅ：０〜１５％、
Ｍｏ：０〜１２％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｃｕ：０〜４％、
Ｎｂ：０〜２．５％、
Ｖ：０〜０．５％、ならびに、
残部：Ｎｉ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、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
６００≦ＴＡ≦８５０  ・・・（i）
１７００≦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）
【００２４】
（２）  前記合金母材の化学組成が、質量％で、下記の第一群および第二群から選択される１種以上を含有する、前記（１）に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
第一群  Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、Ｆｅ：０．０１〜１５％
第二群  Ｍｏ：０．０１〜１２％、Ｗ：０．０１〜１０％、Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｎｂ：０．０１〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％
【００２５】
（３）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、前記（１）または前記（２）に記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
【００２６】
（４）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、前記（１）から前記（３）までのいずれか一つに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
【００２７】
（５）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１％以下、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｏ：８〜２５％、
Ｃｒ：１８〜２７％、
Ｔｉ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１２％、
Ｗ：０〜１０％、
Ｎｂ：０〜２．５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｆｅ：０〜１５％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｏ：０．０１％以下、ならびに、
残部：Ｎｉおよび不純物である溶接材料を使用して溶接する、前記（１）から前記（４）までのいずれか一つに記載のＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法。
【００２８】
（６）前記（１）から前記（５）までのいずれか一つに記載の製造方法を用いて得られる、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手。
【発明の効果】
【００２９】
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等の高温部材として長期使用されたＮｉ基耐熱合金を用いて、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手を安定して得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
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。
【００３１】
１．合金母材の化学組成
本発明に係るＮｉ基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。
【００３２】
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、組織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、Ｃ含有量を０．０３％以上とする必要がある。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、却ってクリープ強度を低下させる。加えて、延性を低下させ、長時間使用した材料において溶接性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。Ｃ含有量は、０．０４％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、０．１０％以下であることがより好ましい。
【００３３】
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合には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含有量は１％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。
【００３４】
なお、Ｓｉ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、０．０１％以上であることが好ましく、０．０３％以上であることがより好ましい。
【００３５】
Ｍｎ：１％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸作用を有する元素である。また、Ｍｎは、組織の安定化にも寄与する。しかしながら、Ｍｎ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含有量は１％以下とする。Ｍｎ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。
【００３６】
なお、Ｍｎ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、組織の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、０．０１％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い。
【００３７】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には熱間加工性を低下させるとともに、溶接中の液化割れ感受性を著しく高める元素である。さらに、高温での使用中に結晶粒界に偏析し、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含有量は０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は、０．０１２％以下であることが好ましく、０．０１０％以下であることがより好ましい。
【００３８】
なお、Ｐ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。
【００３９】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には熱間加工性を低下させるとともに、溶接中の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、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含有量は０．００５％以下とする。Ｓ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。
【００４０】
なお、Ｓ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。
【００４１】
Ｃｏ：８〜２５％
Ｃｏは、クリープ強度を向上させる作用を有する元素である。この効果を充分に得るためには、Ｃｏ含有量を８％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、過剰の含有は大幅なコスト増を招く。そのため、Ｃｏ含有量は２５％以下とする。Ｃｏ含有量は、８．５％以上であることが好ましく、９％以上であることがより好ましい。また、Ｃｏ含有量は、２３．５％以下であることが好ましく、２２％以下であることがより好ましい。
【００４２】
Ｃｒ：１８〜２７％
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、微細な炭化物を形成してクリープ強度の確保にも寄与する。前記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量を１８％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、高温での組織安定性が低下するとともに、多量の炭化物を生成して、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、Ｃｒ含有量は２７％以下とする。Ｃｒ含有量は、１８．５％以上であることが好ましく、１９％以上であることがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は、２６．５％以下であることが好ましく、２６％以下であることがより好ましい。
【００４３】
Ｔｉ：０．１〜２．５％
Ｔｉは、Ｎｉと結合して微細な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、Ｔｉ含有量を０．１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、金属間化合物相が多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。加えて、延性が低下して、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、Ｔｉ含有量は２．５％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．１５％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は、２．４％以下であることが好ましく、２．３％以下であることがより好ましい。
【００４４】
Ａｌ：０．２〜２．０％
Ａｌは、Ｔｉと同様に，Ｎｉと結合して微細な金属間化合物相として析出し，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、Ａｌ含有量を０．２％以上とする必要がある。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相を生成し、却って靭性および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。そのため、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．２５％以上であることが好ましく、０．３％以上であることがより好ましい。また、Ａｌ含有量は、１．８％以下であることが好ましく、１．６％以下であることがより好ましい。
【００４５】
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、Ｂ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。
【００４６】
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
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とともに、溶接中の液化割れ感受性を低減するのに有効な元素である。さらには、高温使用中のＳの粒界偏析を低減し、長時間使用した材料における溶接性低下の軽減にも寄与する。この効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とする必要がある。しかしながら、ＲＥＭ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。そのため、ＲＥＭ含有量を０．５％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．００２％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。また、ＲＥＭ含有量は、０．４％以下であることが好ましく、０．３％以下であることがより好ましい。
【００４７】
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の量が前記の範囲となるように含有させてもよい。
【００４８】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、組織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の含有量は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。
【００４９】
なお、Ｎ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組織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。
【００５０】
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含有量は０．０１％以下とする。Ｏ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。
【００５１】
なお、Ｏ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。
【００５２】
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。さらに、高温使用中のＳの粒界偏析を軽減し、長時間使用した材料における溶接性低下の軽減にも寄与する元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ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。
【００５３】
なお、前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。
【００５４】
Ｍｇ：０〜０．０５％
Ｍｇは、Ｃａと同様に、熱間加工性を改善する作用を有する元素である。さらに、高温使用中のＳの粒界偏析を軽減し、長時間使用した材料における溶接性低下の軽減にも寄与する元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ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。
【００５５】
なお、前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。
【００５６】
Ｆｅ：０〜１５％
Ｆｅは、Ｎｉ基合金に微量でも含有されると、その熱間加工性を改善する効果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、Ｆｅ含有量が過剰になると、合金の熱膨張係数が大きくなるとともに、耐水蒸気酸化性も劣化する。したがって、Ｆｅを含有させる場合には、その含有量を１５％以下とする。Ｆｅ含有量は、１０％以下であることが好ましく、１％以下であることがより好ましい。
【００５７】
なお、前記の効果を得たい場合は、Ｆｅ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。
【００５８】
前記のＣａ、ＭｇおよびＦｅ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、１５．１％以下であることが好ましい。
【００５９】
Ｍｏ：０〜１２％
Ｍｏは、マトリックスに固溶して、高温でのクリープ強度および引張強さを向上させ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、Ｍｏ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がある。さらに、高価な元素であるため、過剰に含有させることはコストの増大を招く。したがって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を１２％以下とする。Ｍｏ含有量は、１０％以下であることが好ましい。
【００６０】
なお、前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、０．０５％以上とすることがより好ましい。
【００６１】
Ｗ：０〜１０％
Ｗは、Ｍｏ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および引張強さを向上させ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、Ｗを過剰に含有させても効果は飽和する。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。したがって、Ｗを含有させる場合には、その含有量を１０％以下とする。Ｗ含有量は、８％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
【００６２】
なお、前記の効果を得たい場合は、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
【００６３】
Ｃｕ：０〜４％
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、Ｃｏと同様に、Ｎｉ基耐熱合金において組織安定性を高める元素であり、クリープ強度を向上させ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、Ｃｕ含有量が過剰になると、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％以下とする。Ｃｕ含有量は、３％以下であることが好ましく、１％以下であることがより好ましい。
【００６４】
なお、前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。
【００６５】
Ｎｂ：０〜２．５％
Ｎｂは、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、または、Ｎｉと結合して金属間化合物相を形成し、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。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を２．５％以下とする。Ｎｂ含有量は、２．３％以下であることが好ましい。
【００６６】
なお、前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、０．０２％以上とすることがより好ましい。
【００６７】
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い。
【００６８】
なお、前記の効果を得たい場合は、Ｖ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。
【００６９】
前記のＭｏ、Ｗ、Ｃｕ、ＮｂおよびＶ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、７％以下であることが好ましい。
【００７０】
本発明に係るＮｉ基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Ｎｉおよび不純物からなる化学組成を有するものである。
【００７１】
なお、「不純物」とは、Ｎｉ基耐熱合金部材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境等から混入するものを指す。
【００７２】
２．合金母材の使用条件
本発明のＮｉ基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。
【００７３】
使用時の加熱保持温度ＴＡ（℃）：６００≦ＴＡ≦８５０  ・・・（i）
ＰＡ：１７００≦ＴＡ×（１．０＋ｌｏｇｔＡ）  ・・・（ii）
本発明のＮｉ基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Ｍ２３Ｃ６炭化物および金属間化合物相であるγ’相が微細に析出する。また、ＳおよびＰの粒界偏析も同時に生じる。炭化物および金属間化合物相が粒内に析出する量、ならびに、不純物が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Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造に使用する合金母材は、ＰＡが１７００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。
【００７４】
３．熱処理条件
本発明のＮｉ基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。前記熱処理は、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。
【００７５】
熱処理保持温度ＴＰ（℃）：１０５０≦ＴＰ≦１２５０  ・・・（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炭化物および金属間化合物相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１２５０℃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１２５０℃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、１２３０℃以下であることが好ましく、１２００℃以下であることがより好ましい。
【００７６】
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。
【００７７】
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および金属間化合物相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。
【００７８】
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。
【００７９】
４．溶接材料の化学組成
本発明に係るＮｉ基耐熱合金溶接継手の製造に使用する溶接材料に含有される各元素の限定理由は下記のとおりである。
【００８０】
Ｃ：０．０６〜０．１５％
Ｃは、溶接後の溶接金属中の相安定性を高めるとともに、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、Ｃ含有量を０．０６％以上とする必要である。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０．１５％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、０．１４％以下であることが好ましく、０．１２％以下であることがより好ましい。
【００８１】
Ｓｉ：１％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、溶接後における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含有量は１％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。
【００８２】
なお、Ｓｉ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、０．０１％以上であることが好ましく、０．０３％以上であることがより好ましい。
【００８３】
Ｍｎ：１％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、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、溶接後における溶接金属中の相安定性の向上にも寄与する。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると脆化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は１％以下とする。Ｍｎの含有量は、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。
【００８４】
なお、Ｍｎ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、相安定性向上の効果が得難くなり、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、０．０１％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い。
【００８５】
Ｐ：０．０１％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含有量は０．０１％以下とする。Ｐ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。
【００８６】
なお、Ｐ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。
【００８７】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物として溶接材料中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させる。さらに、Ｓは、高温で長時間使用する際に、溶接金属において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含有量は０．００５％以下とする。Ｓ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。
【００８８】
なお、Ｓ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。
【００８９】
Ｃｏ：８〜２５％
Ｃｏは、Ｎｉと同様に、組織の安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。この効果を充分に得るためには、Ｃｏ含有量を８％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、溶接材料においても過剰の含有は大幅なコストの増大を招く。そのため、Ｃｏ含有量は２５％以下とする。Ｃｏ含有量は、８．５％以上であることが好ましく、９％以上であることがより好ましい。また、Ｃｏ含有量は、２３．５％以下であることが好ましく、２２％以下であることがより好ましい。
【００９０】
Ｃｒ：１８〜２７％
Ｃｒは、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、溶接凝固中に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、Ｃｒ含有量を１８％以上とする必要である。しかしながら、Ｃｒ含有量が２７％を超えると、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、Ｃｒ含有量は２７％以下とする。Ｃｒ含有量は、１８．５％以上であることが好ましく、１９％以上であることがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は、２６．５％以下であることが好ましく、２６％以下であることがより好ましい。
【００９１】
Ｔｉ：０．１〜２．５％
Ｔｉは、微細な金属間化合物相として析出し、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０．１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、金属間化合物相が多量に析出し、却ってクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は２．５％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．１５％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は、２．４％以下であることが好ましく、２．３％以下であることがより好ましい。
【００９２】
Ａｌ：０．２〜２．０％
Ａｌは、溶接金属においてもＴｉと同様に、微細な金属間化合物相として析出し、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、Ａｌ含有量を０．２％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、金属間化合物相が多量に析出し、却ってクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．２５％以上であることが好ましく、０．３％以上であることがより好ましい。また、Ａｌ含有量は、１．８％以下であることが好ましく、１．６％以下であることがより好ましい。
【００９３】
Ｍｏ：０〜１２％
Ｍｏは、溶接金属においてもマトリックスに固溶して、高温でのクリープ強度および引張強さを向上させ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、Ｍｏ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がある。さらに、高価な元素であるため、過剰に含有させることはコストの増大を招く。したがって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を１２％以下とする。Ｍｏ含有量は、１１％以下であることが好ましく、１０％以下であることがより好ましい。
【００９４】
なお、前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。
【００９５】
Ｗ：０〜１０％
Ｗは、溶接金属においてもＭｏ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および引張強さを向上させ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、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がある。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。したがって、Ｗを含有させる場合には、その含有量を１０％以下とする。Ｗ含有量は、９％以下であることが好ましく、８％以下であることがより好ましい。
【００９６】
なお、前記の効果を得たい場合は、Ｗ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。
【００９７】
Ｎｂ：０〜２．５％
Ｎｂは、溶接金属においても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、または、Ｎｉと結合して金属間化合物相を形成し、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。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を２．５％以下とする。Ｎｂ含有量は、２．３％以下であることが好ましく、２％以下であることがより好ましい。
【００９８】
なお、前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、０．０２％以上とすることがより好ましい。
【００９９】
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、Ｂ含有量は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。
【０１００】
なお、前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。
【０１０１】
Ｆｅ：０〜１５％
Ｆｅは、Ｎｉ基合金に微量でも含有されると、その熱間加工性を改善する効果を有する元素であるため、溶接材料においても含有させ、その効果を活用してもよい。しかしながら、Ｆｅ含有量が過剰になると、溶接金属の熱膨張係数が大きくなるとともに、耐水蒸気酸化性も劣化する。したがって、Ｆｅを含有させる場合には、その含有量を１５％以下とする。Ｆｅ含有量は、１０％以下であることが好ましく、８％以下であることがより好ましい。
【０１０２】
なお、前記の効果を得たい場合は、Ｆｅ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。
【０１０３】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、溶接金属において組織を安定にし、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含有量は０．０２％以下とする。Ｎ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。
【０１０４】
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相安定性向上の効果が得難くなり、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。
【０１０５】
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含有量は０．０１％以下とする。Ｏ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。
【０１０６】
なお、Ｏ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。
【０１０７】
本発明に係るＮｉ基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Ｎｉおよび不純物からなる化学組成を有するものである。
【０１０８】
５．その他
本発明のＮｉ基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。
【０１０９】
本発明に係るＮｉ基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。
【０１１０】
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。
【０１１１】
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。前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Ｎｉ基耐熱合金板Ａ〜Ｅを作製した。
【０１１２】
【表１】
0006519007.tif 000002
【０１１３】
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Ｗ〜Ｚを作製した。
【０１１４】
【表２】
0006519007.tif 000003
【０１１５】
高温での使用を模擬するため、Ｎｉ基耐熱合金板を、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Ａ２３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。
【０１１６】
【表３】
0006519007.tif 000004
【０１１７】
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。
【０１１８】
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１０〜１５ｋＪ／ｃｍで積層溶接を行い、溶接継手を作製した。
【０１１９】
（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「○」、１〜３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、４個以上の試料で割れが認められた溶接継手を「×」とし、「不合格」と判定した。結果を表３に示す。
【０１２０】
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〜Ａ７、Ａ９〜Ａ１５、Ａ１７、Ａ１８、Ａ２０〜Ａ２２、Ａ２４〜Ａ２８、Ｂ１、Ｃ２〜Ｃ６、Ｄ１およびＥ１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。
【０１２１】
これに対して、試験番号Ａ３およびＡ２３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。
【０１２２】
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。
【０１２３】
試験番号Ａ１９の溶接継手は、熱処理保持温度が１３００℃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。
【０１２４】
試験番号Ａ８およびＣ１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。
【０１２５】
試験番号Ａ１６およびＣ７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。
【０１２６】
また、試験番号Ａ１０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、３個の試料で溶接熱影響部に割れが発生した。
【産業上の利用可能性】
【０１２７】
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等の高温部材として長期使用されたＮｉ基耐熱合金を用いて、Ｎｉ基耐熱合金溶接継手を安定して得ることができる。