本发明涉及作为发电用锅炉的主蒸汽管、高温再热蒸汽管等高温构件使用的蠕变强度和使用时的焊接部的耐裂纹性优异的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法以及使用其得到的焊接接头。
背景技术：
近年，从降低环境负荷的观点考虑，对于发电用锅炉等而言，在全球范围内推进运转条件高温·高压化，对于作为过热器管或再热器管的材料使用的奥氏体系耐热合金要求具有更优异的高温强度和耐蚀性。
另外，以往对于使用了铁氧体系耐热钢的包括主蒸汽管、再热蒸汽管等厚壁的构件等各种构件，研究了奥氏体系耐热合金的适用。
在这种技术背景下，例如专利文献1中公开了通过有效利用W来提高高温强度的同时规定有效B量、从而改善了热加工性的Ni基合金产品。另外，专利文献2中公开了通过有效利用Cr、Ti和Zr从而蠕变强度得到提高的奥氏体系耐热合金，专利文献3中公开了含有大量的W并且有效利用Al和Ti，通过固溶强化和利用γ’相实现的析出强化，从而强度得到提高的Ni基耐热合金。
使用这些奥氏体系耐热合金作为结构物时，通常通过焊接而被组装。对于使用了奥氏体系耐热合金的焊接接头而言，已知容易产生主要起因于冶金因素的各种裂纹。特别是在高温环境下长时间使用时、产生所谓应力松弛裂纹成为问题。应力松弛裂纹指的是由于焊接而产生的残余应力松弛的过程中产生的裂纹。
专利文献4中公开了有效利用Mo和W来提高蠕变强度，并且规定杂质元素以及Ti和Al的含量，从而可以防止焊接时的耐液化裂纹和高温下长时间使 用时产生的裂纹的奥氏体系耐热合金。根据专利文献4，利用上述奥氏体系耐热合金时，对于主蒸汽管或高温再热蒸汽管等构件中使用的对焊接头而言，可以防止应力松弛裂纹。
而如非专利文献1所示，通常奥氏体系不锈钢或Ni基合金不进行焊接后的热处理。然而，对于奥氏体系不锈钢而言，为了改善耐蚀性和韧性，有时在1000～1150℃的温度范围内进行焊接后热处理，另外，为了去除残余应力，有时在800～900℃的温度范围内进行焊接后热处理。
非专利文献2中，为了防止18Cr-12Ni-Nb系奥氏体系不锈钢在高温下长时间使用时产生的裂纹，公开了经过下述三段步骤的热处理方法：将焊接接头部加热至600℃左右并在该温度下保持，然后在1050℃下再次保持，最后在900℃下保持。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4631986号公报
专利文献2：国际公开第2009/154161号
专利文献3：国际公开第2010/038826号
专利文献4：日本特开2010-150593号公报
非专利文献
非专利文献1：接合·溶接技術(接合·焊接技术)Q&A1000编委会、“接合·溶接技術(接合·焊接技术)Q&A1000”、1999年8月、p502-503、653-654
非专利文献2：内木虎藏、冈林久喜、栗林宗孝、森重德男、“18Cr-12Ni-Nb鋼の応力除去焼きなまし割れ(18Cr-12Ni-Nb钢的应力去除退火裂纹)”、石川島播磨技報(石川岛播磨技报)、昭和50年3月、第15卷、第2号、p209-215
技术实现要素：
发明要解决的问题
专利文献1～3中，没有考虑高温下长时间使用时产生的应力松弛裂纹的问题。如上所述，专利文献4中公开了对于主蒸汽管或高温再热蒸汽管等构件中使用的对焊接头而言，能够防止应力松弛裂纹的奥氏体系耐热合金。然而，实际的结构物中存在各种形状和尺寸的焊接部。本发明人等实施了详细的调查，结果可知，根据焊接部的形状和尺寸不同而残余应力的存在状态不同。而根据焊接部的形状或尺寸，即使使用专利文献4中记载的技术，也有可能不能充分得到防止应力松弛裂纹的效果。
另外判明，对于成为本发明对象的奥氏体系耐热合金而言，即使单纯地赋予非专利文献1或2中记载的焊接后热处理的情况下，残余应力也会得到松弛，从而能够防止应力松弛裂纹。但是根据焊接后热处理的条件，焊接接头的蠕变强度有可能大幅降低。
本发明的目的在于，提供作为火力发电用锅炉的主蒸汽管或再热蒸汽管等高温构件使用、蠕变强度和耐应力松弛裂纹性优异的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法以及使用其得到的焊接接头。
用于解决问题的方案
本发明人等为了解决上述问题而对实施了焊接后热处理的奥氏体系耐热合金焊接接头进行了详细研究。而对于在各种条件下进行了后热处理的焊接接头实施蠕变试验，结果可知根据接头而蠕变强度降低的程度存在很大不同。
为了调查这种原因，使用进行蠕变试验前后的焊接接头，进行组织观察，对于蠕变强度降低大的情况和小的情况，比较组织的不同。其结果，对于蠕变强度大幅降低的焊接接头而言，在蠕变试验前稀疏地析出粗大的M23C6碳化物，并且构成M23C6碳化物的Cr含量低。进而在蠕变试验后，M23C6碳化物显著粗化。
微细的M23C6碳化物通过分散于晶粒内而对蠕变强度提高的贡献大。因此认为，高温环境下长时间使用时，由于M23C6碳化物显著粗化而蠕变强度大幅降低。M23C6碳化物粗化的机理可以如下说明。
若在高温环境下长时间使用则在晶粒内析出微细的碳化物。其结果，由于焊接后热处理而本来在晶粒内存在粗大的碳化物的焊接接头中，尺寸不同的两种碳化物混在一起。若颗粒的尺寸之差显著则经过下述过程：颗粒之间的界面能之差增大，该界面能之差形成驱动力而小的碳化物消失，附近的粗大的碳化物进一步生长。
并且认为，作为析出物的碳化物中含有的主要构成元素量、与平衡状态下基体中含有的该元素量之差小时，碳化物容易生长。即，构成M23C6碳化物的Cr含量低成为M23C6碳化物的生长促进的主要原因。
本发明人等反复深入研究，结果发现，为了防止M23C6碳化物的粗化，对焊接后热处理温度、焊接后热处理时间和由焊接后热处理温度直至容易生成M23C6碳化物的500℃为止的降温速度的各种条件进行适当管理是重要的。
本发明是基于上述发现而提出的，主旨在于，下述奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法以及使用其得到的焊接接头。
(1)一种奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法，其使用焊接材料将合金母材焊接后，在满足下述(i)～(iii)式的条件下实施焊接后热处理，
800≤T≤1250···(i)
-0.2×T+270≤t≤-0.6×T+810···(ii)
RC≥0.05×T-10···(iii)
其中，上式中的各符号的意思如下所述，
T：焊接后热处理温度，单位为℃
t：焊接后热处理时间，单位为分钟
RC：T至500℃的平均降温速度，单位为℃/小时
所述合金母材具有下述化学成分：按质量％计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％、剩余部分：Fe和杂质，
所述焊接材料具有下述化学成分：按质量％计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：20.0～26.0％、Mo和W中的一者或两者的总计：6.0～13.0％、Ti：0.05～0.6％、Al：1.5％以下、N：0.18％以下、O：0.01％以下、Co：0～15.0％、Nb：0～0.5％、B：0～0.005％、剩余部分：Fe和杂质。
(2)根据(1)所述的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法，其中，前述合金母材的化学组成按质量％计含有选自
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％、
V：0.01～0.5％中的一种以上。
(3)根据(1)或(2)所述的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法，其中，前述焊接材料的化学组成按质量％计含有选自
Co：0.01～15.0％、
Nb：0.01～0.5％、
B：0.0001～0.005％中的一种以上。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法，其中，前述焊接后热处理的条件还满足下述(iv)式，
RH≥40···(iv)
其中，上式中的符号的意思如下所述，
RH：500℃至T的平均升温速度，单位为℃/小时。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法，其中，前述合金母材的厚度超过30mm。
(6)一种奥氏体系耐热合金焊接接头，其使用(1)～(5)中任一项所述的制造方法得到。
发明的效果
根据本发明的制造方法，可以稳定地得到能够兼具高温时的蠕变强度和使用时的焊接部的耐应力松弛裂纹性的奥氏体系耐热合金焊接接头。
具体实施方式
以下对本发明的各条件进行详细说明。需要说明的是，以下的说明中，关于含量的“％”指的是“质量％”。
1.合金母材的化学组成
本发明的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造中使用的合金母材所含有的各元素的限定理由如下所述。
C：0.04～0.12％
C具有使奥氏体稳定化的作用，并且是形成微细的碳化物而具有提高高温使用中的蠕变强度的效果的元素。为了充分得到这种效果，需要为0.04％以上的C含量。然而，C含量过量时，碳化物变得粗大，而且大量析出，因此反而使蠕变强度降低。特别是若对含有大量C的焊接接头实施焊接后热处理，则促进碳化物的生长、蠕变强度显著降低。因此，C含量设为0.12％以下。 C含量优选为0.05％以上，更优选为0.06％以上。另外，C含量优选为0.11％以下，更优选为0.08％以下。
Si：1.0％以下
Si具有脱氧作用，并且是对高温时的耐蚀性和耐氧化性的提高有效的元素。然而，过量含有Si的情况下，奥氏体的稳定性降低，导致韧性和蠕变强度的降低。因此，Si的含量设置上限，设为1.0％以下。Si含量优选为0.8％以下，更优选为0.6％以下。
需要说明的是，对Si含量无需特别设置下限，然而极端的降低时不能充分得到脱氧效果、合金的清净性劣化，并且还难以得到高温时的耐蚀性和耐氧化性的提高效果，制造成本也大幅升高。因此，Si含量优选为0.02％以上，更优选为0.05％以上。
Mn：2.0％以下
Mn与Si同样地是具有脱氧作用的元素。另外，Mn还有助于奥氏体的稳定化。然而，Mn含量过量时导致脆化，进而还产生韧性和蠕变延展性的降低。因此，Mn含量设置上限，设为2.0％以下。Mn含量优选为1.8％以下，更优选为1.5％以下。
需要说明的是，对Mn含量无需特别设置下限，然而极端的降低时不能充分得到脱氧效果、合金的清净性劣化，并且还难以得到奥氏体稳定化效果，进而制造成本也大幅升高。因此，Mn含量优选为0.02％以上，更优选为0.05％以上。
P：0.03％以下
P作为杂质含有在合金中，大量含有的情况下，热加工性和焊接性显著降低，进而高温下长时间使用后的蠕变延展性也降低。因此，P含量设置上限，设为0.03％以下。P含量优选为0.025％以下，更优选为0.02％以下。
需要说明的是，优选尽可能降低P含量，但是极端的降低导致制造成本 的增大。因此，P含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。
S：0.01％以下
S与P同样地作为杂质含有在合金中，大量含有的情况下，热加工性和焊接性显著降低，进而高温下长时间使用后的蠕变延展性也降低。因此，S含量设置上限，设为0.01％以下。S含量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
需要说明的是，S含量优选尽可能降低，但是极端的降低导致制造成本的增大。因此，S含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0002％以上。
Ni：42.0～48.0％
Ni是对于得到奥氏体而言有效的元素，是对于确保高温下长时间使用时的组织稳定性而言必须的元素。为了在本发明的Cr含量的范围内得到充分的效果，需要42.0％以上的Ni含量。然而，Ni为价格昂贵的元素，若大量含有则导致成本增大。因此设置上限，Ni含量设为42.0～48.0％。Ni含量优选为42.5％以上，更优选为43.0％以上。另外，Ni含量优选为47.5％以下，更优选为47.0％以下。
Cr：20.0～26.0％
Cr是为了确保高温时的耐氧化性和耐蚀性而必需的元素。另外，Cr还形成微细的碳化物而有助于蠕变强度的确保。为了在本发明的Ni含量的范围内得到上述效果，需要20.0％以上的Cr含量。然而，Cr含量超过26.0％时，高温时的奥氏体的稳定性劣化而导致蠕变强度的降低。特别是在对于焊接接头实施焊接后热处理的本发明中，促进碳化物的生长，因此蠕变强度显著降低。因此，Cr含量设为20.0～26.0％。Cr含量优选为20.5％以上，更优选为21.0％以上。另外，Cr含量优选为25.5％以下，更优选为25.0％以下。
W：4.0～10.0％
W是固溶于基体、另外形成微细的金属间化合物相而对高温时的蠕变强 度和拉伸强度的提高的贡献大的元素。为了充分得到这种效果，需要4.0％以上的W含量。但是即使过量含有W、效果也饱和，反而使得蠕变强度降低。进而，由于W为价格昂贵的元素，过量含有时导致成本的增大。因此，设置上限，W含量设为4.0～10.0％。W含量优选为4.5％以上，更优选为5.0％以上。另外，W含量优选为9.5％以下，更优选为9.0％以下。
Ti：0.05～0.15％
Ti以微细的碳氮化物形式在晶粒内析出，有助于提高高温时的蠕变强度和拉伸强度。为了充分得到这种效果，需要0.05％以上的Ti含量。然而，Ti含量过量时，大量析出碳氮化物，导致蠕变延展性和韧性的降低。因此，设置上限，Ti含量设为0.05～0.15％。Ti含量优选为0.06％以上，更优选为0.07％以上。另外，Ti含量优选为0.14％以下，更优选为0.13％以下。
Nb：0.1～0.4％
Nb与C或N结合而以微细的碳化物或碳氮化物形式在晶粒内析出，有助于高温时的蠕变强度提高。为了充分得到这种效果，需要0.1％以上的Nb含量。然而，Nb含量过量时，以碳化物和碳氮化物形式大量析出，导致蠕变延展性和韧性的降低。因此，设置上限，Nb含量设为0.1～0.4％。Nb含量优选为0.12％以上，更优选为0.15％以上。另外，Nb含量优选为0.38％以下，更优选为0.35％以下。
Al：0.3％以下
Al是具有脱氧作用的元素。但是若Al含量过量则合金的清净性显著劣化，热加工性和延展性降低。因此设置上限，Al含量设为0.3％以下。Al含量优选为0.2％以下，更优选为0.1％以下。
需要说明的是，对于Al含量无需特别设置下限，但是若极端降低则不能充分得到脱氧效果，合金的清净性反而劣化，并且难以得到高温时的耐蚀性和耐氧化性的提高效果，制造成本也大幅升高。因此，Al含量优选为0.0005％ 以上，更优选为0.001％以上。
B：0.0001～0.01％
B是对于通过微细分散晶界碳化物而提高蠕变强度并且在晶界偏析而强化晶界而言有效的元素。为了得到这种效果，B含量需要为0.0001％以上。然而，B含量过量时，由于焊接中的焊接热循环而在熔融边界附近的热影响区大量偏析B而降低晶界的熔点，液化裂纹敏感性提高。因此，设置上限，B含量设为0.0001～0.01％。B含量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。另外，B含量优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。
N：0.02％以下
虽然N是对于使得奥氏体稳定有效的元素，然而过量含有时，在高温时的使用中大量的微细氮化物在晶粒内析出而导致蠕变延展性和韧性的降低。因此，N含量设置上限，设为0.02％以下。N含量优选为0.018％以下，更优选为0.015％以下。
需要说明的是，对于N含量无需特别设置下限，但是极端的降低时难以得到使得奥氏体稳定的效果，制造成本也大幅升高。因此，N含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。
O：0.01％以下
O(氧)作为杂质含有在合金中，其含量过量时，热加工性降低，进而导致韧性和延展性的劣化。因此，O含量设置上限，设为0.01％以下。O含量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
需要说明的是，对于O含量无需特别设置下限，但是极端的降低导致制造成本的升高。因此，O含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。
本发明的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造中使用的合金母材具有下述化学组成：含有上述各元素，剩余部分由Fe和杂质组成。
需要说明的是，“杂质”指的是工业上制造合金时，从作为原料的矿石、 废料或制造环境等混入的成分。
本发明中的合金母材中，除了上述元素之外，还可以含有选自Ca、Mg、REM、Co、Cu、Mo和V中的一种以上元素。
以下对于上述元素的作用效果和含量的限定理由进行说明。
Ca：0～0.05％
Ca具有改善热加工性的作用。因此，也可以含有Ca。然而，Ca含量过量时，与O结合而清净性显著降低，反而热加工性劣化。因此，含有Ca时，Ca含量设为0.05％以下。Ca含量优选为0.03％以下。
需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，Ca含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。
Mg：0～0.05％
Mg与Ca同样地具有改善热加工性的作用。因此，也可以含有Mg。然而，Mg含量过量时，与O结合而清净性显著降低，反而热加工性劣化。因此，含有Mg时，Mg含量设为0.05％以下。Mg含量优选为0.03％以下。
需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，Mg含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。
REM：0～0.1％
REM与S的亲和力强、具有改善热加工性的作用，并且是对于高温时的使用中的蠕变延展性的提高有效的元素。因此，也可以含有REM。然而，REM含量过量时，与O结合，显著降低清净性，反而热加工性劣化。因此，含有REM时，REM含量设为0.1％以下。REM含量优选为0.06％以下。
需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，REM含量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。
需要说明的是，“REM”为Sc、Y和镧系元素的总计17种元素的总称，REM的含量指的是REM中的一种或两种以上元素的总含量。另外，对于REM 而言，通常含有于混合稀土金属。因此，例如还可以以混合稀土金属的形式添加、使REM的量达到上述范围来含有。
上述Ca、Mg和REM由于均具有提高热加工性的作用，因此可以仅含有其中的任一种，或者可以以两种以上复合的形式含有。将这些元素复合来含有时的总量可以为0.2％。
Co：0～1.0％
Co与Ni同样地是奥氏体生成元素，提高相稳定性而有助于蠕变强度的提高。因此，也可以含有Co。然而由于Co为价格极其昂贵的元素，因此Co的过量含有导致成本大幅增大。因此，含有Co时，Co含量设为1.0％以下。Co含量优选为0.8％以下。
需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，Co含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。
Cu：0～4.0％
Cu具有提高蠕变强度的作用。即，Cu与Ni及Co同样地是奥氏体生成元素，提高相稳定性而有助于蠕变强度的提高。因此，也可以含有Cu。然而，过量含有Cu的情况下，导致热加工性的降低，因此含有Cu时，Cu含量设为4.0％以下。Cu含量优选为3.0％以下。
需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，Cu含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。
Mo：0～1.0％
Mo具有提高蠕变强度的作用。即，Mo具有固溶于基体而提高高温时的蠕变强度的作用。因此也可以含有Mo。然而，过量含有Mo的情况下，奥氏体的稳定性降低，反而导致蠕变强度降低。因此含有Mo时，Mo含量设为1.0％以下。Mo含量优选为0.8％以下。
需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，Mo含量优选为0.01％以上， 更优选为0.03％以上。
V：0～0.5％
V具有提高蠕变强度的作用。即，V与C或N结合而形成微细的碳化物或碳氮化物，具有提高蠕变强度的作用。因此，也可以含有V。然而，过量含有V时，以碳化物或碳氮化物形式大量析出，导致蠕变延展性的降低。因此，含有V时，V含量设为0.5％以下。V含量优选为0.4％以下。
需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，V含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
上述Co、Cu、Mo和V由于均具有提高蠕变强度的作用，因此可以仅含有其中的任一种，或者以两种以上复合的形式含有。将这些元素复合来含有时的总量可以为6.5％。
2.焊接材料的化学组成
本发明的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造中使用的焊接材料所含有的各元素的限定理由如下所述。
C：0.06～0.18％
C具有使得焊接后的焊接金属中的奥氏体稳定化的作用，并且是形成微细的碳化物而具有提高高温使用中的蠕变强度的效果的元素。进而，通过在焊接凝固中与Cr形成共晶碳化物，还有助于结晶裂纹敏感性的降低。为了充分得到这种效果，需要0.06％以上的C含量。然而，C含量过量时，碳化物大量析出，因此反而使蠕变强度和延展性降低。因此，C含量设为0.18％以下。C含量优选为0.07％以上，更优选为0.08％以上。另外，C含量优选为0.16％以下，更优选为0.14％以下。
Si：1.0％以下
Si在焊接材料的制造时对于脱氧有效，并且是对焊接后的焊接金属的高温时的耐蚀性和耐氧化性的提高有效的元素。然而，过量含有Si的情况下， 奥氏体的稳定性降低而导致韧性和蠕变强度的降低。因此，Si含量设置上限，设为1.0％以下。Si含量优选为0.8％以下，更优选为0.6％以下。
需要说明的是，对Si含量无需特别设置下限，然而极端的降低时不能充分得到脱氧效果、合金的清净性劣化，并且还难以得到高温时的耐蚀性和耐氧化性的提高效果，制造成本也大幅升高。因此，Si含量优选为0.02％以上，更优选为0.05％以上。
Mn：2.0％以下
Mn与Si同样地是在焊接材料的制造时对于脱氧有效的元素。另外，Mn还有助于焊接后的焊接金属中的奥氏体的稳定化。然而，Mn含量过量时导致脆化，进而也产生韧性和蠕变延展性的降低。因此，Mn含量设置上限，设为2.0％以下。Mn含量优选为1.8％以下，更优选为1.5％以下。
需要说明的是，对Mn含量无需特别设置下限，然而极端的降低时不能充分得到脱氧效果、合金的清净性劣化，并且还难以得到奥氏体稳定化效果，进而制造成本也大幅升高。因此，Mn含量优选为0.02％以上，更优选为0.05％以上。
P：0.03％以下
P作为杂质含有在焊接材料中，是在焊接中提高结晶裂纹敏感性的元素。进而，使高温时长时间使用后的焊接金属的蠕变延展性降低。因此，P含量设置上限，设为0.03％以下。P含量优选为0.025％以下，更优选为0.02％以下。
需要说明的是，优选尽可能降低P含量，但是极端的降低导致制造成本的增大。因此，P含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。
S：0.01％以下
S与P同样地作为杂质含有在焊接材料中，大量含有的情况下，热加工性和焊接性显著降低，进而S在高温时长时间使用时在焊接金属中于柱状晶晶界偏析而导致脆化，提高应力松弛裂纹敏感性。因此，S含量设置上限，设 为0.01％以下。S含量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
需要说明的是，S含量优选尽可能降低，但是极端的降低导致制造成本的增大。因此，S含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0002％以上。
Ni：40.0～60.0％
Ni是对于使得焊接后的焊接金属中的奥氏体稳定化有效的元素，是对于确保高温下长时间使用时的组织稳定性而言必须的元素。为了得到这种效果，焊接材料的Ni含量需要为40.0％以上。然而，Ni为价格昂贵的元素，即使是小规模制造的焊接材料，若大量含有则也会导致成本增大。因此设置上限，Ni含量设为40.0～60.0％。Ni含量优选为40.5％以上，更优选为41.0％以上。另外，Ni含量优选为59.5％以下，更优选为59.0％以下。
Cr：20.0～26.0％
Cr是对于确保焊接后的焊接金属的高温时的耐氧化性和耐蚀性有效的元素。另外，Cr还形成微细的碳化物而有助于蠕变强度的确保。进而，通过在焊接凝固中与C形成共晶碳化物，还有助于结晶裂纹敏感性的降低。为了得到这些效果，需要20.0％以上的Cr含量。然而，Cr含量超过26.0％时，高温时的奥氏体的稳定性劣化而导致蠕变强度的降低。因此，焊接材料的Cr含量设为20.0～26.0％。Cr含量优选为20.5％以上，更优选为21.0％以上。另外，Cr含量优选为25.5％以下，更优选为25.0％以下。
Mo和W中的一者或两者的总计：6.0～13.0％
Mo和W是在焊接金属中固溶于基体、或者形成微细的金属间化合物相而对提高高温时的蠕变强度和拉伸强度的贡献大的元素。为了充分得到这种效果，Mo和W中的一者或两者总计需要含有6.0％以上。然而，即使过量含有这些元素、效果也饱和，反而降低蠕变强度。进而，由于Mo和W为价格昂贵的元素，因此过量含有时导致成本的增大。因此，设置上限，Mo和W中的一者或两者的总含量设为6.0～13.0％。总含量优选为6.5％以上，更优选 为7.0％以上。另外，总含量优选为12.5％以下，更优选为12.0％以下。
Ti：0.05～0.6％
Ti在焊接金属中以微细的碳氮化物形式在晶粒内析出，有助于提高高温时的蠕变强度和拉伸强度。为了充分得到这种效果，Ti含量需要为0.05％以上。然而，Ti含量过量时，大量析出碳氮化物，导致蠕变延展性和韧性的降低。因此，设置上限，焊接材料的Ti含量设为0.05～0.6％。Ti含量优选为0.06％以上，更优选为0.07％以上。另外，Ti含量优选为0.58％以下，更优选为0.55％以下。
Al：1.5％以下
Al是对于焊接材料的制造时脱氧有效的元素。另外，在焊接金属中形成微细的金属间化合物相而有助于蠕变强度的提高。然而，Al含量过量时，合金的清净性显著劣化而焊接材料的热加工性和延展性降低，因此制造性变差。并且在焊接金属中形成大量的金属间化合物相，显著提高高温下长时间使用时的应力松弛裂纹敏感性。因此，设置上限，焊接材料的Al含量设为1.5％以下。Al含量优选为1.4％以下，更优选为1.3％以下。
需要说明的是，对Al含量无需特别设置下限，然而极端的降低时不能充分得到脱氧效果、合金的清净性反而劣化，并且还难以得到高温时的耐蚀性和耐氧化性的提高效果，制造成本也大幅升高。因此，Al含量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。
N：0.18％以下
N是使焊接金属中的奥氏体稳定化、提高蠕变强度，并且固溶而有助于确保拉伸强度的元素。然而，过量含有时，在高温时的使用中大量的微细氮化物在晶粒内析出而导致蠕变延展性和韧性的降低。因此，焊接材料的N含量设置上限，设为0.18％以下。N含量优选为0.16％以下，更优选为0.14％以下。
需要说明的是，对于N含量无需特别设置下限，但是极端的降低时难以得到使得奥氏体稳定的效果，制造成本也大幅升高。因此，N含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。
O：0.01％以下
O(氧)作为杂质含有在焊接材料中，其含量过量时，热加工性降低，导致制造性的劣化。因此，O含量设置上限，设为0.01％以下。O含量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
需要说明的是，对于O含量无需特别设置下限，但是极端的降低导致制造成本的升高。因此，O含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。
Co：0～15.0％
Co与Ni同样地使得焊接金属的奥氏体组织稳定、有助于蠕变强度的提高，因此也可以根据需要含有。然而，由于Co为价格极其昂贵的元素，因此即使是焊接材料、过量含有也会导致成本大幅增大。因此，含有Co时，Co含量设为15.0％以下。Co含量优选为14.0％以下，进一步优选为13.0％以下。需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，Co含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。
Nb：0～0.5％
Nb与C或N结合而以微细的碳化物或碳氮化物形式在晶粒内析出，有助于高温时的蠕变强度提高，因此也可以根据需要含有。然而，Nb的含量过量时，以碳化物和碳氮化物形式大量析出，导致蠕变延展性和韧性的降低。因此，含有Nb时，Nb含量设为0.5％以下。Nb含量优选为0.48％以下，更优选为0.45％以下。需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，Nb含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。
B：0～0.005％
B是对于焊接金属的蠕变强度的提高而言有效并且对于在晶界偏析而强 化晶界而言有效的元素，因此也可以根据需要含有。然而，B含量过量时，焊接中的结晶裂纹敏感性显著升高。因此，含有B时，B含量设为0.005％以下。B含量优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下，需要说明的是，想要得到上述效果的情况下，B含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。
本发明的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造中使用的焊接材料具有下述化学组成：含有上述各元素，剩余部分由Fe和杂质组成。
3.焊接后热处理条件
本发明的奥氏体系耐热合金焊接接头可以通过使用前述焊接材料将前述合金母材焊接后，实施焊接后热处理来制造。如前所述，为了兼具蠕变强度和耐应力松弛裂纹性，需要在满足下述(i)～(iii)式的条件下进行焊接后热处理。
焊接后热处理温度T(℃)：800≤T≤1250···(i)
如前文所述，焊接后热处理得到的焊接接头在高温环境下长时间使用时，为了减轻蠕变强度的降低，抑制焊接后热处理过程中的粗大的M23C6碳化物的生成以及提高M23C6碳化物中的Cr含量是有效的。为了达成这些，需要将焊接后热处理温度设定得低。因此，对焊接后热处理温度设置上限，设为1250℃以下。
另一方面，若焊接后热处理温度过低则不能使得焊接残余应力充分松弛，导致应力松弛裂纹敏感性增大。因此，焊接后热处理温度设为800℃以上。焊接后热处理温度优选为850℃以上，更优选为900℃以上。另外，焊接后热处理温度优选为1150℃以下，更优选为1000℃以下。
焊接后热处理时间t(分钟)：-0.2×T+270≤t≤-0.6×T+810···(ii)
为了抑制焊接后热处理过程中的粗大的M23C6碳化物的生成，仅仅规定焊接后热处理温度是不充分的，需要利用与上述温度的关系对焊接后热处理时间进行管理。为了减轻蠕变强度的降低，需要将焊接后热处理时间设定得 短，设为[-0.6×T+810](分钟)以下。另一方面，若焊接后热处理时间过短则不能使得焊接残余应力充分松弛，导致应力松弛裂纹敏感性增大。因此焊接后热处理时间设为[-0.2×T+270](分钟)以上。
T至500℃的平均降温速度RC(℃/小时)：RC≥0.05×T-10···(iii)
仅管理上述焊接后热处理温度和焊接后热处理时间时，不能完全抑制焊接后热处理过程中的粗大的M23C6碳化物的生成。由于在焊接后热处理后的降温时也生成M23C6碳化物，因此需要根据焊接后热处理温度管理由该温度至500℃的平均降温速度的下限。因此对由焊接后热处理温度至500℃的平均降温速度设置下限，设为[0.05×T-10](℃/小时)以上。
需要说明的是，本发明的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法中，前述焊接后热处理的条件优选还满足下述(iv)式。
500℃至T的平均升温速度(℃/小时)：RH≥40···(iv)
焊接后热处理的升温过程中，若500℃至焊接后热处理温度T(℃)的平均升温速度RH低于40℃/小时，则在升温过程中，在晶粒内析出微细的碳化物、碳氮化物和金属间化合物，复杂的焊接部形状等情况下，有可能在焊接后热处理的过程中产生应力松弛裂纹。因此，对500℃至焊接后热处理温度的平均升温速度设置下限，优选设为40(℃/小时)以上。
4.其它
对于本发明的奥氏体系耐热合金焊接接头的制造中使用的合金母材及焊接材料的形状或尺寸没有特别限制。其中，本发明的制造方法特别是在使用厚度超过30mm的合金母材时发挥效果。因此，合金母材的厚度优选超过30mm。
以下通过实施例对本发明进行更具体的说明，但是本发明不被这些实施例所限定。
[实施例1]
将具有表1所示化学组成的合金熔解而制作钢锭。使用上述钢锭，通过热锻成型后，进行1230℃时的固溶热处理，分别制作厚度15mm、宽度50mm、长度100mm以及厚度32mm、宽度150mm、长度200mm的合金板。接着，将这些合金板分别供于蠕变断裂试验和应力松弛裂纹的有无的确认。
[表1]
进而，将具有表2所示化学组成的合金熔解而制作钢锭后，通过热锻、热轧和机械加工，制作外径1.2mm的焊接材料。
[表2]
蠕变断裂试验按照以下步骤进行。在上述厚度15mm、宽度50mm、长度100mm的合金板的长度方向，加工坡口角度30°、根部厚度1mm的V坡口后，使用上述焊接材料，通过TIG焊接，在坡口内进行多层焊接，制作焊接接头。接着，对于所得到的焊接接头在表3所示条件下实施焊接后热处理。然后，由焊接接头以焊接金属形成平行部的中央的方式采集圆棒蠕变断裂试验片，在母材合金板的目标断裂时间为约1000小时的700℃、147MPa的条件下进行蠕变断裂试验。
[表3]
＊意味着不满足本发明中规定的条件。
＊＊意味着不满足本发明中规定的优选条件。
-0.2×T+270≤t≤-0.6×T+810···(ii)
RC≥0.05×T-10···(iii)
另外，应力松弛裂纹的有无的确认，为了再现复杂焊接部形状中的苛刻的应力状态，按照以下的步骤进行。使用上述厚度32mm、宽度150mm、长度200mm的合金板，基于JIS Z 3158(1993)中规定的y型焊接裂纹试验方法，通过机械加工来制作的试验片，然后使用上述焊接材料，通过TIG焊接，在坡口进行单层焊接，制作焊接接头。接着，对于所得到的焊接接头，在与上述蠕变断裂试验中实施的条件相同的条件下实施焊接后热处理后，进行700℃、500小时的时效热处理。对于处理后的焊接接头的焊接热影响区，由各5个部位采集试验片。然后，将该试验片的横断面镜面研磨，用王水腐蚀后，在倍率500倍下进行光学显微镜观察，调查裂纹的有无。
上述的蠕变断裂和裂纹观察的结果汇总示于表3。关于蠕变断裂试验结果，将断裂时间超过母材合金板的目标断裂时间的情况记为“◎”，将超过母材合金板的目标断裂时间的85％的情况记为“○”，除此之外记为“×”。另外，关于裂纹观察结果，将观察所使用的全部5个试验片都没有发现裂纹的焊接接头记为“○”，仅一个断面发现裂纹的焊接接头记为“△”，判断为合格。而两个以上试验片发现裂纹的焊接接头记为“×”，判断为不合格。
如表3所示可知，焊接后热处理条件满足本发明规定的试验编号1～5、7～20以及27～45，具有良好的蠕变强度，并且即使是苛刻的焊接部形状、也具有优异的耐应力松弛裂纹性。另外可知，试验编号6由于焊接后热处理中的升温条件低于优选的范围，因此对于本实施例中适用的苛刻的焊接部形状而言，虽然仅仅一个断面产生应力松弛裂纹，但是具有能够容许的性能。
另一方面，试验编号21由于后热处理温度低于本发明的规定范围，因此焊接部的残余应力去除不充分，以两个断面以上的高频率产生应力松弛裂纹。另外，试验编号22及23由于后热处理中的保持时间低于由后热处理温度确定的下限时间，因此同样地焊接部的残余应力去除不充分，对于本实施例 中适用的苛刻的焊接部形状而言，由于长时间的时效热处理，以两个断面以上的高频率产生应力松弛裂纹。
进而，试验编号24及25由于后热处理中的保持时间超过由后热处理温度确定的上限时间，在后热处理过程中生成粗大的M23C6碳化物，得不到必要的蠕变强度。另外，试验编号26由于后热处理中的冷却速度低于由后热处理温度确定的下限，在后热处理过程中生成粗大的M23C6碳化物，得不到必要的蠕变强度。
产业上的可利用性
根据本发明的制造方法，可以稳定地得到能够兼具高温时的蠕变强度和使用时的焊接部的耐应力松弛裂纹性的奥氏体系耐热合金焊接接头。