本申請(qǐng)是申請(qǐng)日為2015年4月14日、申請(qǐng)?zhí)枮?01510175009.0、發(fā)明名稱(chēng)為“ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法及ni基耐熱合金焊接接頭”的申請(qǐng)的分案申請(qǐng)。

本發(fā)明涉及ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法及ni基耐熱合金焊接接頭。詳細(xì)而言，涉及蠕變強(qiáng)度和使用時(shí)的焊接部的耐裂紋性?xún)?yōu)異、作為發(fā)電用鍋爐的主蒸汽管、高溫再熱蒸汽管等的高溫構(gòu)件使用的ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法，以及通過(guò)該制造方法得到的ni基耐熱合金焊接接頭。

背景技術(shù)：

近年，從降低環(huán)境負(fù)荷的觀(guān)點(diǎn)考慮，對(duì)于發(fā)電用鍋爐等而言，在全球范圍內(nèi)推進(jìn)運(yùn)轉(zhuǎn)條件高溫·高壓化，對(duì)于作為過(guò)熱器管、再熱器管的材料使用的奧氏體系耐熱合金要求具有更優(yōu)異的高溫強(qiáng)度和耐蝕性。

進(jìn)而，以往對(duì)于使用了鐵氧體系耐熱鋼的主蒸汽管、高溫再熱蒸汽管等厚壁的構(gòu)件等各種構(gòu)件，要求高強(qiáng)度化，研究了高強(qiáng)度奧氏體系耐熱合金或ni基耐熱合金的適用。

在這種技術(shù)背景下，例如專(zhuān)利文獻(xiàn)1中提出了通過(guò)有效利用w提高高溫強(qiáng)度并且限定有效b量，從而熱加工性、耐焊接裂紋敏感性得到改善的ni基合金。

另外，專(zhuān)利文獻(xiàn)2中提出了通過(guò)有效利用cr、ti和zr從而以α-cr相作為強(qiáng)化相、蠕變強(qiáng)度得到提高的奧氏體系耐熱合金。

專(zhuān)利文獻(xiàn)3中提出了通過(guò)含有大量的w并且有效利用al和ti實(shí)現(xiàn)的固溶強(qiáng)化以及γ’相的析出強(qiáng)化，從而強(qiáng)度得到提高的ni基耐熱合金。

專(zhuān)利文獻(xiàn)4中提出了通過(guò)有效利用al、ti、nb而蠕變強(qiáng)度提高的同時(shí)，通過(guò)p和b含量的管理以及nd的含有而耐液化裂紋性提高的奧氏體系耐熱合金。

專(zhuān)利文獻(xiàn)5中提出了有效利用mo和w而蠕變強(qiáng)度提高，并且限定雜質(zhì)元素和ti、al的含量，從而焊接時(shí)的耐液化裂紋和使用時(shí)的耐應(yīng)力松弛裂紋性得到改善的奧氏體系耐熱合金。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專(zhuān)利文獻(xiàn)

專(zhuān)利文獻(xiàn)1：日本特開(kāi)2011-63838號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)2：國(guó)際公開(kāi)第2009/154161號(hào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)3：國(guó)際公報(bào)第2010/038826號(hào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)4：國(guó)際公報(bào)第2011/071054號(hào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)5：日本特開(kāi)2010-150593號(hào)公報(bào)

非專(zhuān)利文獻(xiàn)

非專(zhuān)利文獻(xiàn)1：接合·溶接技術(shù)(接合·焊接技術(shù))q&a1000編委會(huì)、接合·溶接技術(shù)(接合·焊接技術(shù))q&a1000(1999)、502-503、653-654

非專(zhuān)利文獻(xiàn)2：內(nèi)木等、石川島播磨技報(bào)(石川島播磨技報(bào))、第15卷(1975)、第2號(hào)、209-215

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問(wèn)題

奧氏體系耐熱合金或ni基耐熱合金而成的結(jié)構(gòu)物通常通過(guò)焊接組裝。以往，對(duì)于使用了奧氏體系耐熱合金、ni基耐熱合金的焊接接頭而言，已知容易產(chǎn)生主要起因于冶金因素的各種裂紋，在焊接中產(chǎn)生的液化裂紋、在高溫下的長(zhǎng)時(shí)間使用中通過(guò)焊接而產(chǎn)生的殘余應(yīng)力松弛過(guò)程中產(chǎn)生的應(yīng)力松弛裂紋成為問(wèn)題。

另一方面，專(zhuān)利文獻(xiàn)1～5中公開(kāi)的奧氏體系耐熱合金、ni基耐熱合金對(duì)于上述裂紋具有阻抗性，對(duì)于主蒸汽管、高溫再熱蒸汽管等的構(gòu)件使用了這些合金的對(duì)焊接頭，確認(rèn)到可以切實(shí)地防止焊接中的液化裂紋、使用中的應(yīng)力松弛裂紋。然而，實(shí)際的結(jié)構(gòu)物中存在各種形狀、尺寸的焊接部。因此可知，焊接部的殘余應(yīng)力的存在狀態(tài)不同，需要說(shuō)明的是，根據(jù)焊接部的形狀或尺寸，即使使用上述奧氏體系耐熱合金、ni基耐熱合金，也有可能不能充分地得到上述防止裂紋的效果。

另外，如非專(zhuān)利文獻(xiàn)1所示，通常奧氏體系不銹鋼、ni基合金在焊接后不進(jìn)行焊接后熱處理。然而，對(duì)于奧氏體系不銹鋼，為了改善韌性、耐蝕性，有時(shí)在1000～1150℃下進(jìn)行焊接后熱處理，另外，為了去除殘余應(yīng)力，有時(shí)在800～900℃下進(jìn)行焊接后熱處理。

例如，非專(zhuān)利文獻(xiàn)2中，為了防止18cr-12ni-nb系奧氏體系不銹鋼的長(zhǎng)時(shí)間使用時(shí)產(chǎn)生的裂紋，示出了包括下述特殊的三段步驟的適當(dāng)?shù)暮附雍鬅崽幚淼倪m用對(duì)于裂紋的防止是有效的：在升溫時(shí)暫時(shí)加熱至600℃并在該溫度下保持，然后，升溫至1050℃并在該溫度下保持后，進(jìn)行冷卻，在900℃下進(jìn)一步保持，析出nbc后進(jìn)行冷卻。

然而，本發(fā)明人等進(jìn)行了各種研究的結(jié)果重新判明，對(duì)于ni基耐熱合金而言，如果單純實(shí)施焊接后熱處理，則雖然殘余應(yīng)力確實(shí)得到松弛、對(duì)于應(yīng)力松弛裂紋的防止是有效的，但是根據(jù)焊接后熱處理的條件而焊接接頭的蠕變強(qiáng)度有可能大幅降低。

鑒于上述現(xiàn)狀，本發(fā)明的目的在于，提供作為火力發(fā)電用鍋爐的主蒸汽管、再熱蒸汽管等的高溫構(gòu)件使用的、蠕變強(qiáng)度和使用時(shí)的焊接部的耐應(yīng)力松弛裂紋性?xún)?yōu)異的ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法，以及使用該制造方法得到的ni基耐熱合金焊接接頭。

用于解決問(wèn)題的方案

為了解決前述課題，本發(fā)明人等首先對(duì)實(shí)施了焊接后熱處理的ni基耐熱合金焊接接頭進(jìn)行了詳細(xì)的調(diào)查。其結(jié)果確認(rèn)了下述事項(xiàng)。

(1)蠕變?cè)囼?yàn)前后的組織觀(guān)察的結(jié)果，蠕變強(qiáng)度大幅降低的焊接接頭與蠕變強(qiáng)度的降低小的焊接接頭相比，蠕變?cè)囼?yàn)前稀疏地析出有粗大的m23c6碳化物。進(jìn)而，蠕變?cè)囼?yàn)中的m23c6的粗化顯著。

(2)蠕變?cè)囼?yàn)前的組織觀(guān)察的結(jié)果，蠕變強(qiáng)度大幅降低的焊接接頭確認(rèn)到的m23c6碳化物與蠕變強(qiáng)度的降低小的焊接接頭確認(rèn)到的m23c6碳化物相比，主要構(gòu)成碳化物的cr量少。

本發(fā)明人等由這些結(jié)果推定，由于焊接后熱處理的適用所導(dǎo)致的蠕變強(qiáng)度的降低是由于下述(a)～(d)的機(jī)理而產(chǎn)生的。

(a)m23c6碳化物在長(zhǎng)時(shí)間使用中于晶粒內(nèi)微細(xì)地析出，大大有助于蠕變強(qiáng)度的確保。在長(zhǎng)時(shí)間使用中m23c6碳化物生長(zhǎng)，其經(jīng)過(guò)下述過(guò)程：界面能之差成為驅(qū)動(dòng)力，從而小的m23c6顆粒消失，附近的大的m23c6顆粒進(jìn)一步生長(zhǎng)。

(b)對(duì)于蠕變強(qiáng)度大幅降低的焊接接頭而言，由于焊接后熱處理而在晶粒內(nèi)存在粗大的m23c6碳化物。并且，此后長(zhǎng)時(shí)間中在晶粒內(nèi)新析出微細(xì)的m23c6碳化物。因此，與未實(shí)施焊接后熱處理的焊接接頭、即使實(shí)施焊接后熱處理、蠕變強(qiáng)度的降低也小的焊接接頭相比，m23c6顆粒的尺寸差異變得顯著。其結(jié)果，顆粒間的界面能之差增大，m23c6碳化物的生長(zhǎng)得到促進(jìn)。

(c)此外認(rèn)為，對(duì)于析出物的生長(zhǎng)而言，析出物所含的主要構(gòu)成元素量與平衡狀態(tài)下基體所含的其元素量之差小者容易生長(zhǎng)。如上所述，對(duì)于蠕變強(qiáng)度大幅降低的焊接接頭而言，構(gòu)成m23c6碳化物的cr量少。由此可知，m23c6碳化物的構(gòu)成比不同也成為m23c6碳化物的生長(zhǎng)促進(jìn)的主要原因。

(d)由于這些理由，通過(guò)微細(xì)的m23c6碳化物實(shí)現(xiàn)的分散強(qiáng)化效果提前消失，結(jié)果蠕變強(qiáng)度大幅降低。

并且，本發(fā)明人等反復(fù)進(jìn)行了深入地研究，結(jié)果可知，為了防止上述蠕變強(qiáng)度的降低，下述(e)和(f)的方法是有效的。

(e)從焊接后熱處理過(guò)程中的粗大的m23c6碳化物的生成降低的觀(guān)點(diǎn)考慮，優(yōu)選焊接后熱處理溫度低者，縮短焊接后熱處理時(shí)間是有效的。

(f)從構(gòu)成焊接后熱處理過(guò)程中生成的m23c6碳化物的cr量增多的觀(guān)點(diǎn)考慮，優(yōu)選焊接后熱處理溫度低者。

然而可知，過(guò)于降低焊接后熱處理溫度、另外過(guò)于縮短焊接后熱處理時(shí)間時(shí)，殘余應(yīng)力不能充分松弛，不能充分防止應(yīng)力松弛裂紋，由此明確了下述的事項(xiàng)(g)。

(g)對(duì)于蠕變強(qiáng)度的降低防止以及應(yīng)力松弛裂紋的充分的防止，焊接后熱處理的溫度和時(shí)間存在適當(dāng)?shù)姆秶?/p>

然而，本發(fā)明人進(jìn)一步反復(fù)研究的結(jié)果可知，僅通過(guò)焊接后熱處理的溫度和時(shí)間的管理，有可能不能完全抑制蠕變強(qiáng)度的降低，明確了下述重要的事項(xiàng)(h)和(i)。

(h)在焊接后熱處理的降溫時(shí)也生成m23c6碳化物。因此，僅通過(guò)管理焊接后熱處理時(shí)的溫度和時(shí)間，不能完全抑制蠕變強(qiáng)度的降低。

(i)為了防止焊接后熱處理時(shí)的蠕變強(qiáng)度的降低，在進(jìn)行焊接后熱處理時(shí)，適當(dāng)管理直至容易生成m23c6碳化物的500℃的降溫速度是重要的。

因此，接著本發(fā)明人等對(duì)于使用ni和cr的含量分別按質(zhì)量％計(jì)為46～54％和27～33％、其中含有w、ti、zr和al等的ni基耐熱合金作為母材，使用ni和cr的含量分別按質(zhì)量％計(jì)為40～60％和20～33％、其中含有mo、w和ti等的ni基耐熱合金的焊接材料將該母材焊接而制作焊接接頭的情況下，焊接后熱處理?xiàng)l件對(duì)蠕變強(qiáng)度和應(yīng)力松弛裂紋的影響進(jìn)行了詳細(xì)的研究。其結(jié)果，得到下述(j)和(k)的發(fā)現(xiàn)。

(j)使得焊接后熱處理時(shí)的保持溫度t1(℃)、保持時(shí)間t1(分鐘)以及上述溫度t1℃至500℃的平均降溫速度rc(℃/小時(shí))滿(mǎn)足特定條件而制造得到的ni基耐熱合金焊接接頭在此后的使用中，具有充分的耐應(yīng)力松弛裂紋性并且可以減輕蠕變強(qiáng)度的降低。

(k)對(duì)實(shí)施了上述焊接后熱處理的ni基耐熱合金焊接接頭進(jìn)而在保持溫度t2(℃)的低溫下實(shí)施保持時(shí)間t2(分鐘)的焊接后熱處理，從而能夠進(jìn)一步減輕蠕變強(qiáng)度的降低。這是由于，通過(guò)在低溫下實(shí)施焊接后熱處理，含有大量cr的m23c6碳化物微細(xì)地析出，與平衡狀態(tài)下基體所含的cr量之差減小，可以抑制使用中的m23c6碳化物的生長(zhǎng)。

本發(fā)明的主旨在于，下述所示的ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法及ni基耐熱合金焊接接頭。需要說(shuō)明的是，本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)而完成的，因此與前述非專(zhuān)利文獻(xiàn)1和非專(zhuān)利文獻(xiàn)2、以及專(zhuān)利文獻(xiàn)1～5的對(duì)象材料及目的不同，是通過(guò)這些文獻(xiàn)不容易想到的。

(1)一種ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法，其用焊接材料將合金母材焊接后，實(shí)施保持溫度t1℃、保持時(shí)間t1分鐘以及保持溫度t1℃至500℃的平均降溫速度rc℃/小時(shí)滿(mǎn)足下述<1>～<3>式的焊接后熱處理，

900≤t1≤1275···<1>

-0.2×t1+260≤t1≤-0.6×t1+870···<2>

0.05×t1-10≤rc···<3>

所述合金母材的化學(xué)組成為：按質(zhì)量％計(jì)c：0.04～0.12％、si：0.5％以下、mn：1.5％以下、p：0.03％以下、s：0.01％以下、ni：46～54％、cr：27～33％、w：3～9％、ti：0.05～1.2％、zr：0.005～0.05％、al：0.05～0.3％、b：0.0001～0.005％、n：0.02％以下、o：0.01％以下、ca：0～0.05％、mg：0～0.05％、rem：0～0.5％、co：0～1％、cu：0～4％、mo：0～1％、v：0～0.5％、nb：0～0.5％、剩余部分：fe和雜質(zhì)，

所述焊接材料的化學(xué)組成為：按質(zhì)量％計(jì)c：0.06～0.18％、si：1％以下、mn：2％以下、p：0.03％以下、s：0.01％以下、ni：40～60％、cr：20～33％、mo和w中的一種以上：總計(jì)6～13％、ti：0.05～1.5％、co：0～15％、nb：0～0.5％、al：1.5％以下、b：0～0.005％、n：0.18％以下、o：0.01％以下、剩余部分：fe和雜質(zhì)。

(2)一種ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法，其在實(shí)施了上述(1)所述的焊接后熱處理之后，進(jìn)一步實(shí)施保持溫度t2℃以及保持時(shí)間t2分鐘滿(mǎn)足下述<4>式和<5>式的焊接后熱處理，

500≤t2≤650···<4>

5≤t2≤180···<5>。

(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法，其中，前述合金母材的化學(xué)組成按質(zhì)量％計(jì)含有選自下述[1]和[2]中的一種以上元素，

[1]ca：0.0001～0.05％、mg：0.0001～0.05％、rem：0.001～0.5％

[2]co：0.01～1％、cu：0.01～4％、mo：0.01～1％、v：0.01～0.5％、nb：0.01～0.5％。

(4)根據(jù)上述(1)～(3)中任一項(xiàng)所述的ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法，其中，前述焊接材料的化學(xué)組成按質(zhì)量％計(jì)含有選自下述[3]中的一種以上元素，

[3]co：0.01～15％、nb：0.01～0.5％、b：0.0001～0.005％。

(5)一種ni基耐熱合金焊接接頭，其通過(guò)上述(1)～(4)中任一項(xiàng)所述的ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法得到。

(6)根據(jù)上述(5)所述的ni基耐熱合金焊接接頭，其中，合金母材的厚度超過(guò)30mm。

發(fā)明的效果

根據(jù)本發(fā)明，可以得到穩(wěn)定地具備高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度和使用時(shí)的焊接部的耐應(yīng)力松弛裂紋性的ni基耐熱合金焊接接頭。

具體實(shí)施方式

以下，對(duì)本發(fā)明的各條件進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，合金母材和焊接材料的化學(xué)組成中的各元素含量的“％”表示指的是“質(zhì)量％”。

(a)合金母材的化學(xué)組成：

c：0.04～0.12％

c使組織穩(wěn)定并且形成微細(xì)的碳化物，提高高溫使用中的蠕變強(qiáng)度。為了充分得到這種效果，需要為0.04％以上的c含量。然而，過(guò)量含有c的情況下，碳化物變得粗大，而且大量析出，因此反而產(chǎn)生蠕變強(qiáng)度的降低。尤其是，對(duì)焊接接頭實(shí)施了焊接后熱處理時(shí)，促進(jìn)碳化物的生長(zhǎng)，導(dǎo)致蠕變強(qiáng)度的大幅降低。因此，設(shè)置上限，c含量設(shè)為0.04～0.12％。c含量的優(yōu)選下限為0.05％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.06％。另外，c含量的優(yōu)選上限為0.11％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.08％。

si：0.5％以下

si具有脫氧作用，并且是對(duì)高溫時(shí)的耐蝕性和耐氧化性的提高有效的元素。然而，過(guò)量含有si的情況下，組織的穩(wěn)定性降低，導(dǎo)致韌性和蠕變強(qiáng)度的降低。因此，si的含量設(shè)置上限，設(shè)為0.5％以下。si含量?jī)?yōu)選為0.4％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.3％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)si含量無(wú)需特別設(shè)置下限，然而極端的降低時(shí)不能充分得到脫氧效果、合金的純凈度增大而清凈性劣化，并且還難以得到高溫時(shí)的耐蝕性和耐氧化性的提高效果，制造成本也大幅升高。因此，si含量的優(yōu)選下限為0.02％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.05％。

mn：1.5％以下

mn與si同樣地具有脫氧作用。mn還有助于組織的穩(wěn)定化。然而，mn含量過(guò)量時(shí)導(dǎo)致脆化，進(jìn)而還產(chǎn)生韌性和蠕變延展性的降低。因此，mn含量設(shè)置上限，設(shè)為1.5％以下。mn含量?jī)?yōu)選為1.3％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.1％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)mn含量無(wú)需特別設(shè)置下限，然而極端的降低時(shí)不能充分得到脫氧效果、合金的清凈性劣化，并且還難以得到奧氏體穩(wěn)定化效果，制造成本也大幅升高。因此，mn含量的優(yōu)選下限為0.02％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.05％。

p：0.03％以下

p作為雜質(zhì)含有在合金中，是在焊接中偏析于焊接熱影響區(qū)的晶界而提高液化裂紋敏感性的元素。進(jìn)而，p還降低長(zhǎng)時(shí)間使用后的蠕變延展性。因此，p含量設(shè)置上限，設(shè)為0.03％以下。p含量?jī)?yōu)選為0.025％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以下。

需要說(shuō)明的是，優(yōu)選盡可能降低p含量，但是極端的降低導(dǎo)致制造成本的增大。因此，p含量的優(yōu)選下限為0.0005％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.0008％。

s：0.01％以下

s與p同樣地作為雜質(zhì)含有在合金中，是在焊接中偏析于焊接熱影響區(qū)的晶界而提高液化裂紋敏感性的元素。進(jìn)而，s在長(zhǎng)時(shí)間使用中也偏析于晶界而導(dǎo)致脆化，是還提高應(yīng)力松弛裂紋敏感性的元素。因此，s含量設(shè)置上限，設(shè)為0.01％以下。s含量?jī)?yōu)選為0.008％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.005％以下。

需要說(shuō)明的是，s含量?jī)?yōu)選盡可能降低，但是極端的降低導(dǎo)致制造成本的增大。因此，s含量的優(yōu)選下限為0.0001％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.0002％。

ni：46～54％

ni是為了確保長(zhǎng)時(shí)間使用時(shí)的組織穩(wěn)定性而必需的元素。為了在本發(fā)明中的cr和w含量的范圍內(nèi)得到充分的效果，需要46％以上的ni含量。然而，ni為價(jià)格昂貴的元素，大量的含有導(dǎo)致成本的增大。因此，設(shè)置上限，ni含量設(shè)為46～54％。ni含量的優(yōu)選下限為47％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為48％。另外，ni含量的優(yōu)選上限為53％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為52％。

cr：27～33％

cr是為了確保高溫時(shí)的耐氧化性和耐蝕性而必需的元素。另外，cr還形成微細(xì)的碳化物、富cr相而有助于蠕變強(qiáng)度的確保。為了在本發(fā)明的ni含量的范圍內(nèi)得到上述效果，需要27％以上的cr含量。然而，cr含量超過(guò)33％時(shí)，高溫時(shí)的組織穩(wěn)定性劣化而導(dǎo)致蠕變強(qiáng)度的降低，并且對(duì)焊接接頭實(shí)施焊接后熱處理的情況下，促進(jìn)碳化物的生長(zhǎng)，導(dǎo)致蠕變強(qiáng)度的大幅降低。因此，cr含量設(shè)為27～33％。cr含量的優(yōu)選下限為27.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為28％。另外，cr含量的優(yōu)選上限為32.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為32％。

w：3～9％

w是固溶于基體或者形成微細(xì)的金屬間化合物相而較大地有助于提高高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度的元素。為了充分發(fā)揮這種效果，需要至少3％以上的w含量。然而，即使過(guò)量含有w、效果也飽和，反而有可能降低蠕變強(qiáng)度。進(jìn)而，由于w為價(jià)格昂貴的元素，過(guò)量的w含有導(dǎo)致成本的增大。因此，設(shè)置上限，w含量設(shè)為3～9％。w含量的優(yōu)選下限為3.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為4％。另外，w含量的優(yōu)選上限為8.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為8％。

ti：0.05～1.2％

ti以微細(xì)的碳氮化物或者金屬間化合物形式在晶粒內(nèi)析出，有助于提高高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度。為了得到這種效果，需要0.05％以上的ti含量。然而，ti含量過(guò)量時(shí)，以碳氮化物形式大量析出，導(dǎo)致蠕變延展性和韌性的降低。因此，設(shè)置上限，ti含量設(shè)為0.05～1.2％。ti含量的優(yōu)選下限為0.2％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.4％。另外，ti含量的優(yōu)選上限為1.1％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為1.0％。

zr：0.005～0.05％

zr固溶于基體而提高高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度。另外，zr與s的親和力強(qiáng)，通過(guò)s的固定還提高蠕變延展性。為了得到這些效果，需要含有0.005％以上的zr。然而，zr含量過(guò)量時(shí)，導(dǎo)致蠕變延展性的降低。因此，zr含量設(shè)置上限，設(shè)為0.0005～0.05％。zr含量的優(yōu)選下限為0.008％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.01％。另外，zr含量的優(yōu)選上限為0.04％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.03％。

al：0.05～0.3％

al具有脫氧作用并且在使用中以金屬間化合物形式析出，還有助于蠕變強(qiáng)度的提高。為了得到這些效果，需要含有0.05％以上的al。然而，al含量過(guò)量時(shí)，大量生成金屬間化合物，延展性降低并且應(yīng)力松弛裂紋敏感性也提高。因此，al含量設(shè)置上限，設(shè)為0.05～0.3％。al含量的優(yōu)選下限為0.06％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.07％。另外，al含量的優(yōu)選上限為0.2％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.15％。

b：0.0001～0.005％

b是對(duì)于通過(guò)微細(xì)分散晶界碳化物而提高蠕變強(qiáng)度并且在晶界偏析而強(qiáng)化晶界而言有效的元素。為了得到這些效果，需要0.0001％以上的b含量。然而，b含量過(guò)量時(shí)，由于焊接中的焊接熱循環(huán)而在熔融邊界附近的熱影響區(qū)大量偏析b而降低晶界的熔點(diǎn)，提高液化裂紋敏感性。因此，設(shè)置上限，b含量設(shè)為0.0001～0.005％。b含量的優(yōu)選下限為0.0005％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.001％。另外，b含量的優(yōu)選上限為0.004％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.003％。

n：0.02％以下

雖然n有助于組織穩(wěn)定性的提高，然而過(guò)量含有時(shí)，在高溫時(shí)的使用中大量的微細(xì)氮化物在晶粒內(nèi)析出而導(dǎo)致蠕變延展性和韌性的降低。因此，n含量設(shè)置上限，設(shè)為0.02％以下。n含量?jī)?yōu)選為0.018％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.015％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)于n含量無(wú)需特別設(shè)置下限，但是極端的降低時(shí)難以得到使組織穩(wěn)定的效果，制造成本也大幅升高。因此，n含量的優(yōu)選下限為0.0005％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.0008％。

o：0.01％以下

o(氧)作為雜質(zhì)含有在合金中，其含量過(guò)量時(shí)，熱加工性降低，進(jìn)而導(dǎo)致韌性和延展性的劣化。因此，o含量設(shè)置上限，設(shè)為0.01％以下。o含量?jī)?yōu)選為0.008％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.005％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)于o含量無(wú)需特別設(shè)置下限，但是極端的降低導(dǎo)致制造成本的升高。因此，o含量的優(yōu)選下限為0.0005％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.0008％。

ca：0～0.05％

ca具有改善熱加工性的作用。因此，也可以含有ca。然而，ca含量過(guò)量時(shí)，與o結(jié)合而清凈性顯著降低，反而熱加工性劣化。因此，含有ca時(shí)的ca量的上限設(shè)為0.05％。ca含量的上限優(yōu)選為0.03％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述ca的效果，優(yōu)選ca含量為0.0001％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0005％以上。

mg：0～0.05％

mg與ca同樣地具有改善熱加工性的作用。因此，也可以含有mg。然而，mg含量過(guò)量時(shí)，與o結(jié)合而清凈性顯著降低，反而熱加工性劣化。因此，含有mg時(shí)的mg量的上限設(shè)為0.05％。mg含量的上限優(yōu)選為0.03％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述mg的效果，mg含量?jī)?yōu)選為0.0001％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0005％以上。

rem：0～0.5％

rem具有改善熱加工性的作用。即，rem與s的親和力強(qiáng)，有助于熱加工性的提高。因此，也可以含有rem。然而，rem含量過(guò)量時(shí)，與o結(jié)合，顯著降低清凈性，反而熱加工性劣化。因此，含有rem時(shí)的rem量的上限設(shè)為0.5％。rem含量的上限優(yōu)選為0.2％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述rem的效果，rem含量?jī)?yōu)選為0.001％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.005％以上。

需要說(shuō)明的是，“rem”為sc、y和鑭系元素的總計(jì)17種元素的總稱(chēng)，rem的含量指的是rem中的一種或兩種以上元素的總含量。另外，對(duì)于rem而言，通常含有于混合稀土金屬。因此，例如還可以以混合稀土金屬的形式添加、使rem的量達(dá)到上述范圍來(lái)含有。

上述ca、mg和rem可以?xún)H含有其中的任一種，或者可以以?xún)煞N以上復(fù)合的形式含有。將選自這些元素中的兩種以上復(fù)合來(lái)含有的情況下，其總含量?jī)?yōu)選為0.2％以下。

co：0～1％

co具有提高蠕變強(qiáng)度的作用。即，co與ni同樣地，提高高溫時(shí)的組織穩(wěn)定性而有助于蠕變強(qiáng)度的提高。因此，也可以含有co。然而，由于co為價(jià)格極其昂貴的元素，因此co的過(guò)量含有導(dǎo)致成本的大幅增加。因此，含有co時(shí)的co量的上限設(shè)為1％。co含量的上限優(yōu)選為0.8％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述co的效果，co含量?jī)?yōu)選為0.01％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.03％以上。

cu：0～4％

cu具有提高蠕變強(qiáng)度的作用。即，cu與ni及co同樣地，提高相穩(wěn)定性而有助于蠕變強(qiáng)度的提高。因此，也可以含有cu。然而，過(guò)量含有cu的情況下，導(dǎo)致熱加工性的降低，因此含有cu時(shí)的cu量的上限設(shè)為4％。cu含量的上限優(yōu)選為3％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述cu的效果，cu含量?jī)?yōu)選為0.01％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.03％以上。

mo：0～1％

mo具有提高蠕變強(qiáng)度的作用。即，mo具有固溶于基體而提高高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度的作用。因此，也可以含有mo。然而，過(guò)量含有mo時(shí)，組織穩(wěn)定性降低，反而導(dǎo)致蠕變強(qiáng)度的降低。因此，含有mo時(shí)的mo量的上限設(shè)為1％。mo含量的上限優(yōu)選為0.8％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述mo的效果，優(yōu)選mo含量為0.01％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.03％以上。

v：0～0.5％

v具有提高蠕變強(qiáng)度的作用。即，v與c或n結(jié)合而形成微細(xì)的碳化物或碳氮化物，具有提高蠕變強(qiáng)度的作用。因此，也可以含有v。然而，過(guò)量含有v時(shí)，以碳化物或碳氮化物形式大量析出，導(dǎo)致蠕變延展性的降低。因此，含有v時(shí)的v量的上限設(shè)為0.5％。v含量的上限優(yōu)選為0.4％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述v的效果，v含量?jī)?yōu)選為0.01％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以上。

nb：0～0.5％

nb與v同樣地，與c、n結(jié)合而以微細(xì)的碳化物、碳氮化物形式在晶粒內(nèi)析出，有助于高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度。因此，也可以含有nb。然而，nb的含量過(guò)量時(shí)，以碳化物、碳氮化物形式大量析出，反而導(dǎo)致蠕變延展性和韌性的降低。因此，含有nb時(shí)的nb量的上限設(shè)為0.5％。nb含量的上限優(yōu)選為0.4％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.35％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述nb的效果，優(yōu)選nb含量為0.01％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以上。需要說(shuō)明的是，更進(jìn)一步優(yōu)選nb含量為0.15％以上。

上述co、cu、mo、v和nb可以?xún)H含有其中的任一種，或者以?xún)煞N以上復(fù)合的形式含有。將選自這些元素中的兩種以上復(fù)合來(lái)含有時(shí)，其總含量?jī)?yōu)選為4％以下。

本發(fā)明中使用的合金母材的化學(xué)組成為：上述元素，以及剩余部分為fe和雜質(zhì)。需要說(shuō)明的是，“雜質(zhì)”指的是工業(yè)上制造上述合金母材時(shí)，從作為原料的礦石、廢料或制造環(huán)境等混入的成分。

(b)焊接材料的化學(xué)組成

c：0.06～0.18％

c在焊接金屬中使組織穩(wěn)定并且形成微細(xì)的碳化物，提高高溫使用中的蠕變強(qiáng)度。進(jìn)而，c在焊接凝固中與cr生成共晶碳化物，還有助于結(jié)晶裂紋敏感性的降低。為了充分得到這些效果，焊接材料需要0.06％以上的c含量。然而，過(guò)量含有c時(shí)，碳化物變得大量，產(chǎn)生蠕變強(qiáng)度、延展性的降低。因此，c含量設(shè)置上限，設(shè)為0.06～0.18％。c含量的優(yōu)選下限為0.07％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.08％。另外，c含量的優(yōu)選上限為0.16％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.14％。

si：1％以下

si在焊接材料的制造時(shí)對(duì)于脫氧是有效的，并且是在焊接金屬中對(duì)于高溫時(shí)的耐蝕性和耐氧化性的提高有效的元素。然而，過(guò)量含有si時(shí)，相穩(wěn)定性降低，導(dǎo)致韌性和蠕變強(qiáng)度的降低。因此，si含量設(shè)置上限，設(shè)為1％以下。si含量?jī)?yōu)選為0.8％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.6％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)si含量無(wú)需特別設(shè)置下限，然而極端的降低時(shí)不能充分得到脫氧效果、合金的純凈度增大而清凈性劣化，并且還難以得到高溫時(shí)的耐蝕性和耐氧化性的提高效果，制造成本也大幅升高。因此，si含量的優(yōu)選下限為0.02％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.05％。

mn：2％以下

mn與si同樣地對(duì)于焊接材料的制造時(shí)的脫氧是有效的。另外，mn在焊接金屬中有助于高溫時(shí)的組織的穩(wěn)定化。然而，mn含量過(guò)量時(shí)，導(dǎo)致脆化，進(jìn)而還產(chǎn)生韌性和蠕變延展性的降低。因此，mn含量設(shè)置上限，設(shè)為2％以下。mn含量?jī)?yōu)選為1.8％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.5％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)mn含量無(wú)需特別設(shè)置下限，然而極端的降低時(shí)不能充分得到脫氧效果、合金的清凈性劣化，并且難以得到相穩(wěn)定性提高效果，制造成本也大幅升高。因此，mn含量的優(yōu)選下限為0.02％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.05％。

p：0.03％以下

p作為雜質(zhì)含有在焊接材料中，是在焊接中提高結(jié)晶裂紋敏感性的元素。進(jìn)而，p在焊接金屬中也使得長(zhǎng)時(shí)間使用后的蠕變延展性降低。因此，p含量設(shè)置上限，設(shè)為0.03％以下。p含量?jī)?yōu)選為0.025％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以下。

需要說(shuō)明的是，p含量?jī)?yōu)選盡可能降低，然而極端的降低導(dǎo)致制造成本的增大。因此，p含量的優(yōu)選下限為0.0005％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.0008％。

s：0.01％以下

s與p同樣地作為雜質(zhì)含有在焊接材料中，是在焊接中提高結(jié)晶裂紋敏感性的元素。進(jìn)而，在焊接金屬中，s在長(zhǎng)時(shí)間使用中于柱狀晶晶界偏析而導(dǎo)致脆化，還提高應(yīng)力松弛裂紋敏感性。因此，s含量設(shè)置上限，設(shè)為0.01％以下。s含量?jī)?yōu)選為0.008％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.005％以下。

需要說(shuō)明的是，s含量?jī)?yōu)選盡可能降低，然而極端的降低導(dǎo)致制造成本的增大。因此，s含量的優(yōu)選下限為0.0001％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.0002％。

ni：40～60％

ni是在焊接金屬中對(duì)于使組織穩(wěn)定有效的元素，是為了確保長(zhǎng)時(shí)間使用時(shí)的蠕變強(qiáng)度而必需的元素。為了得到這種效果，焊接材料的ni含量需要設(shè)為40％以上。然而，ni為價(jià)格昂貴的元素，小規(guī)模制造的焊接材料中大量的含有導(dǎo)致成本的增大。因此，設(shè)置上限，ni含量設(shè)為40～60％。ni含量的優(yōu)選下限為40.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為41％。另外，ni含量的優(yōu)選上限為59.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為59％。

cr：20～33％

cr在焊接金屬中對(duì)于高溫時(shí)的耐氧化性和耐蝕性的確保是有效的，另外形成微細(xì)的碳化物、富cr相而還有助于蠕變強(qiáng)度的確保。進(jìn)而，cr在焊接中與c形成共晶碳化物，非常有助于結(jié)晶裂紋敏感性的降低。因此，含有20％以上的cr。然而，cr含量超過(guò)33％時(shí)，在上述40～60％的ni量范圍內(nèi)高溫時(shí)的相穩(wěn)定性劣化而導(dǎo)致蠕變強(qiáng)度的降低。因此，焊接材料的cr含量設(shè)為20～33％。cr含量的優(yōu)選下限為20.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為21％。另外，cr含量的優(yōu)選上限為32.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為32％。

mo和w中的一種以上：總計(jì)6～13％

mo和w均是在焊接金屬中固溶于基體或形成微細(xì)的金屬間化合物相，而較大地有助于高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度的提高的元素。為了充分發(fā)揮這種效果，焊接材料中需要含有mo和w中的一種以上總計(jì)6％以上。然而，即使過(guò)量含有這些元素、效果也飽和，反而有可能降低蠕變強(qiáng)度。進(jìn)而，由于mo和w均為價(jià)格昂貴的元素，因此過(guò)量的含有導(dǎo)致成本的增大。因此，設(shè)置上限，mo和w中的一種以上的總含量設(shè)為6～13％。焊接材料中的mo和w中的一種以上的總含量的優(yōu)選下限為6.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為6％。另外，mo和w中的一種以上的總含量的優(yōu)選上限為12.5％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為12％。

需要說(shuō)明的是，mo和w無(wú)需復(fù)合來(lái)含有。單獨(dú)含有mo的情況下，mo含量為6～13％即可，單獨(dú)含有w的情況下，w含量為6～13％即可。

ti：0.05～1.5％

ti在焊接金屬中以微細(xì)的碳氮化物形式、進(jìn)而以與ni的金屬間化合物形式在晶粒內(nèi)析出，有助于高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度的提高。為了充分得到這種效果，焊接材料中需要含有0.05％以上的ti。然而，ti含量過(guò)量時(shí)，以碳氮化物形式大量析出，反而導(dǎo)致蠕變延展性和韌性的降低。因此，焊接材料的ti含量設(shè)置上限，設(shè)為0.05～1.5％。ti含量的優(yōu)選下限為0.06％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.07％。另外，ti含量的優(yōu)選上限為1.3％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為1.1％。

co：0～15％

co與ni同樣地使焊接金屬的奧氏體組織穩(wěn)定，有助于蠕變強(qiáng)度的提高。因此，也可以含有co。然而，由于co為價(jià)格極其昂貴的元素，因此即使是焊接材料，過(guò)量含有也導(dǎo)致成本大幅增大。因此，含有co時(shí)的co量的上限設(shè)為15％。co含量的上限優(yōu)選為14％，進(jìn)一步優(yōu)選為13％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述co的效果，co含量?jī)?yōu)選為0.01％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.03％以上。

nb：0～0.5％

nb在焊接金屬中與c、n結(jié)合而以微細(xì)的碳化物、碳氮化物形式在晶粒內(nèi)析出，有助于高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度。因此，也可以含有nb。然而，nb含量過(guò)量時(shí)以碳化物、碳氮化物形式大量析出，導(dǎo)致蠕變延展性和韌性的降低。因此，焊接材料中含有nb時(shí)的nb量的上限設(shè)為0.5％。nb含量的上限優(yōu)選為0.48％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.45％。

另一方面，為了穩(wěn)定地得到前述nb的效果，nb含量?jī)?yōu)選為0.01％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.03％以上。

al：1.5％以下

al是對(duì)于焊接材料制造時(shí)的脫氧有效的元素。進(jìn)而，al在焊接金屬中形成微細(xì)的金屬間化合物而還有助于蠕變強(qiáng)度的提高。然而，al含量過(guò)量時(shí)合金的清凈性顯著劣化，而焊接材料的熱加工性和延展性降低，制造性降低。并且，在焊接金屬中生成大量的金屬間化合物相，長(zhǎng)時(shí)間使用時(shí)的應(yīng)力松弛裂紋敏感性顯著提高。因此，al含量設(shè)置上限，設(shè)為1.5％。al含量?jī)?yōu)選為1.4％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.3％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)al含量無(wú)需特別設(shè)置下限，但是極端降低時(shí)，不能充分得到脫氧效果，合金的清凈性反而劣化，并且導(dǎo)致制造成本的升高。因此，al含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.0005％以上。為了穩(wěn)定地得到al的脫氧效果、使合金確保良好的清凈性，al含量的下限更優(yōu)選為0.001％。

b：0.005％以下

b是在焊接金屬中對(duì)于蠕變強(qiáng)度的提高有效的元素。然而，b含量過(guò)量時(shí)，焊接中的結(jié)晶裂紋敏感性顯著提高。因此，b含量設(shè)置上限，設(shè)為0.005％以下。b含量的優(yōu)選上限為0.004％，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.003％。需要說(shuō)明的是，b含量的優(yōu)選下限為0.0001％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0005％。

n：0.18％以下

n在焊接金屬中提高相穩(wěn)定性，對(duì)于蠕變強(qiáng)度的提高有效，并且固溶而還有助于拉伸強(qiáng)度的確保。然而，過(guò)量含有時(shí)在高溫時(shí)的使用中大量的微細(xì)氮化物在晶粒內(nèi)析出而導(dǎo)致蠕變延展性和韌性的降低。因此，n含量設(shè)置上限，設(shè)為0.18％以下。n含量?jī)?yōu)選為0.16％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.14％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)n含量無(wú)需特別設(shè)置下限，但是極端的降低時(shí)，難以得到相穩(wěn)定性提高的效果，制造成本也大幅升高。因此，n含量的優(yōu)選下限為0.0005％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.0008％。

o：0.01％以下

o(氧)作為雜質(zhì)含有于焊接材料中，其含量過(guò)量時(shí)熱加工性降低，導(dǎo)致制造性的劣化。因此，o含量設(shè)置上限，設(shè)為0.01％以下。o含量?jī)?yōu)選為0.008％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.005％以下。

需要說(shuō)明的是，對(duì)o含量無(wú)需特別設(shè)置下限，但是極端的降低導(dǎo)致制造成本升高。因此，o含量的優(yōu)選下限為0.0005％，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.0008％。

本發(fā)明中使用的焊接材料的化學(xué)組成為：上述元素，以及剩余部分為fe和雜質(zhì)。需要說(shuō)明的是，“雜質(zhì)”指的是工業(yè)上制造上述焊接材料時(shí)，從作為原料的礦石、廢料或制造環(huán)境等混入的成分。

(c)焊接后熱處理?xiàng)l件：

為了得到本發(fā)明的ni基耐熱合金焊接接頭，用化學(xué)組成如(b)項(xiàng)所述的焊接材料將化學(xué)組成如(a)項(xiàng)所述的合金母材焊接后，

需要實(shí)施保持溫度t1(℃)、保持時(shí)間t1(分鐘)以及保持溫度t1(℃)至500℃的平均降溫速度rc(℃/小時(shí))滿(mǎn)足下述<1>～<3>式的焊接后熱處理。

900≤t1≤1275···<1>

-0.2×t1+260≤t1≤-0.6×t1+870···<2>

0.05×t1-10≤rc···<3>

以下對(duì)此進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。

(c-1)保持溫度t1(℃)：

為了減輕使用具有(b)中記載的化學(xué)組成的焊接材料，將具有前述(a)項(xiàng)中記載的化學(xué)組成的ni基耐熱合金母材焊接后，進(jìn)行焊接后熱處理而得到的焊接接頭的長(zhǎng)時(shí)間使用中的蠕變強(qiáng)度降低，

(a)焊接后熱處理過(guò)程中的粗大的m23c6碳化物的生成的抑制以及

(b)提高m23c6碳化物中的cr含量

是重要的。

為了達(dá)成上述(a)和(b)，首先焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)需要滿(mǎn)足上述<1>式。

即，需要降低焊接后熱處理溫度，并且實(shí)施中的焊接后熱處理中，設(shè)備的限制上，對(duì)各種焊接部實(shí)施高溫的后熱處理是困難的，因此，焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)設(shè)置上限，設(shè)為1275℃以下。然而，上述焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)過(guò)低時(shí)焊接殘余應(yīng)力不能充分松弛，導(dǎo)致長(zhǎng)時(shí)間使用中的應(yīng)力松弛裂紋敏感性的增大。因此，焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)設(shè)為900℃以上。焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)的優(yōu)選下限為1050℃，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為1100℃。另外，上述保持溫度t1(℃)的優(yōu)選上限為1250℃，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為1200℃。

需要說(shuō)明的是，焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)需要同時(shí)滿(mǎn)足上述<2>式和<3>式。

(c-2)保持時(shí)間t1(分鐘)：

焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)和保持時(shí)間t1(分鐘)需要滿(mǎn)足上述<2>式。

如前文所述，為了減輕進(jìn)行焊接后熱處理而得到的焊接接頭的長(zhǎng)時(shí)間使用中的蠕變強(qiáng)度降低，抑制焊接后熱處理過(guò)程中的粗大的m23c6碳化物的生成是重要的。為此，需要根據(jù)保持溫度t1(℃)管理保持時(shí)間t1(分鐘)的上限。即，即使焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)滿(mǎn)足上述<1>式，保持時(shí)間t1(分鐘)長(zhǎng)的情況下，也有可能不能抑制粗大的m23c6碳化物的生成，因此，為了抑制焊接后熱處理過(guò)程中的粗大的m23c6碳化物生成，根據(jù)保持溫度t1(℃)，保持時(shí)間t1(分鐘)設(shè)置上限，設(shè)為[-0.6×t1+870]以下。

然而，焊接后熱處理的保持時(shí)間t1(分鐘)過(guò)短時(shí)，焊接殘余應(yīng)力不能充分松弛，有可能導(dǎo)致長(zhǎng)時(shí)間使用中的應(yīng)力松弛裂紋敏感性的增大。因此，根據(jù)保持溫度t1(℃)，保持時(shí)間t1(分鐘)設(shè)置下限，設(shè)為[-0.2×t1+260]以上。

(c-3)保持溫度t1(℃)至500℃的平均降溫速度rc(℃/小時(shí))：

焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)和該保持溫度t1(℃)至500℃的平均降溫速度rc(℃/小時(shí))需要滿(mǎn)足上述<3>式。

如前文所述，為了減輕進(jìn)行焊接后熱處理而得到的焊接接頭的長(zhǎng)時(shí)間使用中的蠕變強(qiáng)度降低，抑制焊接后熱處理過(guò)程中的粗大的m23c6碳化物的生成是重要的。然而，即使根據(jù)保持溫度t1(℃)，保持時(shí)間t1(分鐘)設(shè)置上限，設(shè)為[-0.6×t1+870]以下，焊接后熱處理中的平均降溫速度慢的情況下，也有可能不能抑制m23c6碳化物的生成·生長(zhǎng)。因此，m23c6碳化物容易生成·生長(zhǎng)的溫度區(qū)域、也就是說(shuō)焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)至500℃的溫度區(qū)域中的平均降溫速度rc(℃/小時(shí))設(shè)置上限，設(shè)為[0.05×t1-10]以下。

對(duì)上述平均降溫速度rc(℃/小時(shí))無(wú)需設(shè)置上限，可以為實(shí)施中的焊接后熱處理環(huán)境中的最高的平均降溫速度。

需要說(shuō)明的是，實(shí)施了滿(mǎn)足上述(c-1)～(c-3)的焊接后熱處理之后，進(jìn)一步實(shí)施保持溫度t2(℃)以及保持時(shí)間t2(分鐘)滿(mǎn)足下述<4>式和<5>式的焊接后熱處理時(shí)，cr含量高的m23c6碳化物微細(xì)地析出，因此通過(guò)上述處理，可以進(jìn)一步穩(wěn)定地減輕焊接接頭的長(zhǎng)時(shí)間使用中的蠕變強(qiáng)度降低。

500≤t2≤650···<4>

5≤t2≤180···<5>。

以下通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更具體的說(shuō)明，但是本發(fā)明不被這些實(shí)施例所限定。

[實(shí)施例]

將具有表1所示化學(xué)組成的符號(hào)a～d的合金實(shí)驗(yàn)室熔解、澆鑄得到鋼錠，由該鋼錠，通過(guò)熱鍛和固溶熱處理，制作厚度15mm、寬度50mm、長(zhǎng)度100mm以及厚度32mm、寬度150mm、長(zhǎng)度200mm的ni基耐熱合金板作為焊接母材用。

進(jìn)而，將具有表2所示化學(xué)組成的符號(hào)x～z的合金實(shí)驗(yàn)室熔解、澆鑄得到鋼錠，由該鋼錠，通過(guò)熱鍛、熱軋和機(jī)械加工，制作外徑1.2mm的焊接材料(焊絲)。

對(duì)于上述厚度15mm的焊接母材用合金板，在其長(zhǎng)度方向，加工角度30°、根部厚度1mm的v坡口后，使用上述符號(hào)x～z的焊接材料，通過(guò)tig焊接，在坡口內(nèi)進(jìn)行多層焊接，制作焊接接頭。

接著對(duì)于所得到的焊接接頭在表3所示的各種條件下實(shí)施焊接后熱處理。然后，由各焊接接頭以焊接金屬形成平行部的中央的方式采集圓棒蠕變斷裂試驗(yàn)片，在母材合金板的目標(biāo)斷裂時(shí)間為1000小時(shí)的700℃、167mpa的條件下進(jìn)行蠕變斷裂試驗(yàn)，將該斷裂時(shí)間超過(guò)上述母材合金板的目標(biāo)斷裂時(shí)間(1000小時(shí))的情況記為“優(yōu)”，將超過(guò)母材合金板的目標(biāo)斷裂時(shí)間的85％且為100％以下(超過(guò)850小時(shí)～1000小時(shí))的情況記為“良”，將超過(guò)母材合金板的目標(biāo)斷裂時(shí)間的70％且為85％以下(超過(guò)700小時(shí)～850小時(shí))的情況記為“可”，作為“合格”，另外，將為700小時(shí)以下的情況記為“不可”，作為“不合格”。需要說(shuō)明的是，表3的“第二次焊接后熱處理”欄中的“-”表示沒(méi)有處理。

另一方面，對(duì)于厚度32mm的焊接母材用合金板，為了再現(xiàn)復(fù)雜焊接部形狀中的苛刻的應(yīng)力狀態(tài)，通過(guò)機(jī)械加工來(lái)制作基于jisz3158(1993)中記載的y型焊接裂紋試驗(yàn)片的試驗(yàn)片，通過(guò)tig焊接，在坡口進(jìn)行單層焊接，制作焊接接頭。

對(duì)于如上所述得到的焊接接頭在上述表3所示的條件下實(shí)施焊接后熱處理。然后，進(jìn)行700℃×500小時(shí)的時(shí)效熱處理，供于以下的試驗(yàn)。

即，由上述焊接接頭的各5個(gè)部位采集試樣，將該試樣的橫斷面鏡面研磨、腐蝕后，通過(guò)光學(xué)顯微鏡進(jìn)行檢查，調(diào)查焊接熱影響區(qū)中的裂紋的有無(wú)。并且，將全部5個(gè)試樣沒(méi)有裂紋的焊接接頭記為“合格”。

表3匯總示出上述各試驗(yàn)的結(jié)果。需要說(shuō)明的是，“蠕變斷裂試驗(yàn)”欄中的“◎”、“○”和“△”分別表示蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果為“優(yōu)”、“良”和“可”即“合格”的焊接接頭。另一方面，“×”表示蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果為“不可”即“不合格”的焊接接頭。另外，“裂紋觀(guān)察試驗(yàn)”欄中的“○”表示為全部5個(gè)試樣沒(méi)有裂紋的“合格”的焊接接頭。另一方面，“×”表示5個(gè)試樣中至少一個(gè)試樣發(fā)現(xiàn)裂紋。

由表3可知，滿(mǎn)足本發(fā)明條件的“本發(fā)明例“的焊接接頭符號(hào)的情況下，蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果都合格(“◎”、“○”或“△”)，具有高的蠕變強(qiáng)度，并且斷面裂紋觀(guān)察試驗(yàn)結(jié)果也都合格(“○”)，即使是苛刻的焊接部形狀，也具有優(yōu)異的焊接熱影響區(qū)的耐應(yīng)力松弛裂紋性。

可知上述“本發(fā)明例”中，特別是實(shí)施了滿(mǎn)足本發(fā)明條件的兩次的后熱處理的焊接接頭符號(hào)ax3～ax5、ay3～ay5、az10～az14、bz2、cz2和dz2，蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果都為“◎”，蠕變強(qiáng)度的降低顯著減輕。

與此相對(duì)，實(shí)施了處于本發(fā)明條件之外的焊接后熱處理的“比較例“的焊接接頭符號(hào)的情況下，蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果或裂紋觀(guān)察試驗(yàn)結(jié)果為“不合格”。

焊接接頭符號(hào)az1，由于焊接后熱處理的保持溫度t1(℃)低、低于<1>式的下限，因此焊接部的殘余應(yīng)力去除不充分，在本實(shí)施例中適用的苛刻的焊接部形狀中，由于長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效而產(chǎn)生應(yīng)力去除松弛裂紋。

焊接接頭符號(hào)az4，由于焊接后熱處理中的保持時(shí)間t1(分鐘)短，小于<2>式的下限，因此同樣地焊接部的殘余應(yīng)力去除不充分，產(chǎn)生應(yīng)力去除松弛裂紋。

焊接接頭符號(hào)az6，由于焊接后熱處理中的保持溫度t1(℃)至500℃的平均降溫速度rc(℃/小時(shí))慢、不滿(mǎn)足<3>式，因此焊接后熱處理過(guò)程中生成粗大的m23c6碳化物，由此蠕變強(qiáng)度的降低大，蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果不合格。

焊接接頭符號(hào)az16，由于焊接后熱處理中的保持時(shí)間t1(分鐘)長(zhǎng)、超過(guò)<2>式的上限，因此同樣地在焊接后熱處理過(guò)程中生成粗大的m23c6碳化物，由此蠕變強(qiáng)度的降低大，蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果不合格。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，可以得到穩(wěn)定地具備高溫時(shí)的蠕變強(qiáng)度和使用時(shí)的焊接部的耐應(yīng)力松弛裂紋性的ni基耐熱合金焊接接頭。