本發明涉及作為發電用鍋爐的主蒸汽管、高溫再熱蒸汽管等高溫構件使用的蠕變強度和使用時的焊接部的耐裂紋性優異的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法以及使用其得到的焊接接頭。
背景技術：
近年，從降低環境負荷的觀點考慮，對于發電用鍋爐等而言，在全球范圍內推進運轉條件高溫·高壓化，對于作為過熱器管或再熱器管的材料使用的奧氏體系耐熱合金要求具有更優異的高溫強度和耐蝕性。
另外，以往對于使用了鐵氧體系耐熱鋼的包括主蒸汽管、再熱蒸汽管等厚壁的構件等各種構件，研究了奧氏體系耐熱合金的適用。
在這種技術背景下，例如專利文獻1中公開了通過有效利用W來提高高溫強度的同時規定有效B量、從而改善了熱加工性的Ni基合金產品。另外，專利文獻2中公開了通過有效利用Cr、Ti和Zr從而蠕變強度得到提高的奧氏體系耐熱合金，專利文獻3中公開了含有大量的W并且有效利用Al和Ti，通過固溶強化和利用γ’相實現的析出強化，從而強度得到提高的Ni基耐熱合金。
使用這些奧氏體系耐熱合金作為結構物時，通常通過焊接而被組裝。對于使用了奧氏體系耐熱合金的焊接接頭而言，已知容易產生主要起因于冶金因素的各種裂紋。特別是在高溫環境下長時間使用時、產生所謂應力松弛裂紋成為問題。應力松弛裂紋指的是由于焊接而產生的殘余應力松弛的過程中產生的裂紋。
專利文獻4中公開了有效利用Mo和W來提高蠕變強度，并且規定雜質元素以及Ti和Al的含量，從而可以防止焊接時的耐液化裂紋和高溫下長時間使 用時產生的裂紋的奧氏體系耐熱合金。根據專利文獻4，利用上述奧氏體系耐熱合金時，對于主蒸汽管或高溫再熱蒸汽管等構件中使用的對焊接頭而言，可以防止應力松弛裂紋。
而如非專利文獻1所示，通常奧氏體系不銹鋼或Ni基合金不進行焊接后的熱處理。然而，對于奧氏體系不銹鋼而言，為了改善耐蝕性和韌性，有時在1000～1150℃的溫度范圍內進行焊接后熱處理，另外，為了去除殘余應力，有時在800～900℃的溫度范圍內進行焊接后熱處理。
非專利文獻2中，為了防止18Cr-12Ni-Nb系奧氏體系不銹鋼在高溫下長時間使用時產生的裂紋，公開了經過下述三段步驟的熱處理方法：將焊接接頭部加熱至600℃左右并在該溫度下保持，然后在1050℃下再次保持，最后在900℃下保持。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利第4631986號公報
專利文獻2：國際公開第2009/154161號
專利文獻3：國際公開第2010/038826號
專利文獻4：日本特開2010-150593號公報
非專利文獻
非專利文獻1：接合·溶接技術(接合·焊接技術)Q&A1000編委會、“接合·溶接技術(接合·焊接技術)Q&A1000”、1999年8月、p502-503、653-654
非專利文獻2：內木虎藏、岡林久喜、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鋼的應力去除退火裂紋)”、石川島播磨技報(石川島播磨技報)、昭和50年3月、第15卷、第2號、p209-215
技術實現要素：
發明要解決的問題
專利文獻1～3中，沒有考慮高溫下長時間使用時產生的應力松弛裂紋的問題。如上所述，專利文獻4中公開了對于主蒸汽管或高溫再熱蒸汽管等構件中使用的對焊接頭而言，能夠防止應力松弛裂紋的奧氏體系耐熱合金。然而，實際的結構物中存在各種形狀和尺寸的焊接部。本發明人等實施了詳細的調查，結果可知，根據焊接部的形狀和尺寸不同而殘余應力的存在狀態不同。而根據焊接部的形狀或尺寸，即使使用專利文獻4中記載的技術，也有可能不能充分得到防止應力松弛裂紋的效果。
另外判明，對于成為本發明對象的奧氏體系耐熱合金而言，即使單純地賦予非專利文獻1或2中記載的焊接后熱處理的情況下，殘余應力也會得到松弛，從而能夠防止應力松弛裂紋。但是根據焊接后熱處理的條件，焊接接頭的蠕變強度有可能大幅降低。
本發明的目的在于，提供作為火力發電用鍋爐的主蒸汽管或再熱蒸汽管等高溫構件使用、蠕變強度和耐應力松弛裂紋性優異的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法以及使用其得到的焊接接頭。
用于解決問題的方案
本發明人等為了解決上述問題而對實施了焊接后熱處理的奧氏體系耐熱合金焊接接頭進行了詳細研究。而對于在各種條件下進行了后熱處理的焊接接頭實施蠕變試驗，結果可知根據接頭而蠕變強度降低的程度存在很大不同。
為了調查這種原因，使用進行蠕變試驗前后的焊接接頭，進行組織觀察，對于蠕變強度降低大的情況和小的情況，比較組織的不同。其結果，對于蠕變強度大幅降低的焊接接頭而言，在蠕變試驗前稀疏地析出粗大的M23C6碳化物，并且構成M23C6碳化物的Cr含量低。進而在蠕變試驗后，M23C6碳化物顯著粗化。
微細的M23C6碳化物通過分散于晶粒內而對蠕變強度提高的貢獻大。因此認為，高溫環境下長時間使用時，由于M23C6碳化物顯著粗化而蠕變強度大幅降低。M23C6碳化物粗化的機理可以如下說明。
若在高溫環境下長時間使用則在晶粒內析出微細的碳化物。其結果，由于焊接后熱處理而本來在晶粒內存在粗大的碳化物的焊接接頭中，尺寸不同的兩種碳化物混在一起。若顆粒的尺寸之差顯著則經過下述過程：顆粒之間的界面能之差增大，該界面能之差形成驅動力而小的碳化物消失，附近的粗大的碳化物進一步生長。
并且認為，作為析出物的碳化物中含有的主要構成元素量、與平衡狀態下基體中含有的該元素量之差小時，碳化物容易生長。即，構成M23C6碳化物的Cr含量低成為M23C6碳化物的生長促進的主要原因。
本發明人等反復深入研究，結果發現，為了防止M23C6碳化物的粗化，對焊接后熱處理溫度、焊接后熱處理時間和由焊接后熱處理溫度直至容易生成M23C6碳化物的500℃為止的降溫速度的各種條件進行適當管理是重要的。
本發明是基于上述發現而提出的，主旨在于，下述奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法以及使用其得到的焊接接頭。
(1)一種奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法，其使用焊接材料將合金母材焊接后，在滿足下述(i)～(iii)式的條件下實施焊接后熱處理，
800≤T≤1250···(i)
-0.2×T+270≤t≤-0.6×T+810···(ii)
RC≥0.05×T-10···(iii)
其中，上式中的各符號的意思如下所述，
T：焊接后熱處理溫度，單位為℃
t：焊接后熱處理時間，單位為分鐘
RC：T至500℃的平均降溫速度，單位為℃/小時
所述合金母材具有下述化學成分：按質量％計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和雜質，
所述焊接材料具有下述化學成分：按質量％計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中的一者或兩者的總計：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和雜質。
(2)根據(1)所述的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法，其中，前述合金母材的化學組成按質量％計含有選自
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％中的一種以上。
(3)根據(1)或(2)所述的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法，其中，前述焊接材料的化學組成按質量％計含有選自
Co：0.01～15.0％、
Nb：0.01～0.5％、
B：0.0001～0.005％中的一種以上。
(4)根據(1)～(3)中任一項所述的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法，其中，前述焊接后熱處理的條件還滿足下述(iv)式，
RH≥40···(iv)
其中，上式中的符號的意思如下所述，
RH：500℃至T的平均升溫速度，單位為℃/小時。
(5)根據(1)～(4)中任一項所述的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法，其中，前述合金母材的厚度超過30mm。
(6)一種奧氏體系耐熱合金焊接接頭，其使用(1)～(5)中任一項所述的制造方法得到。
發明的效果
根據本發明的制造方法，可以穩定地得到能夠兼具高溫時的蠕變強度和使用時的焊接部的耐應力松弛裂紋性的奧氏體系耐熱合金焊接接頭。
具體實施方式
以下對本發明的各條件進行詳細說明。需要說明的是，以下的說明中，關于含量的“％”指的是“質量％”。
1.合金母材的化學組成
本發明的奧氏體系耐熱合金焊接接頭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具有使奧氏體穩定化的作用，并且是形成微細的碳化物而具有提高高溫使用中的蠕變強度的效果的元素。為了充分得到這種效果，需要為0.04％以上的C含量。然而，C含量過量時，碳化物變得粗大，而且大量析出，因此反而使蠕變強度降低。特別是若對含有大量C的焊接接頭實施焊接后熱處理，則促進碳化物的生長、蠕變強度顯著降低。因此，C含量設為0.12％以下。 C含量優選為0.05％以上，更優選為0.06％以上。另外，C含量優選為0.11％以下，更優選為0.08％以下。
Si：1.0％以下
Si具有脫氧作用，并且是對高溫時的耐蝕性和耐氧化性的提高有效的元素。然而，過量含有Si的情況下，奧氏體的穩定性降低，導致韌性和蠕變強度的降低。因此，Si的含量設置上限，設為1.0％以下。Si含量優選為0.8％以下，更優選為0.6％以下。
需要說明的是，對Si含量無需特別設置下限，然而極端的降低時不能充分得到脫氧效果、合金的清凈性劣化，并且還難以得到高溫時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含量優選為0.02％以上，更優選為0.05％以上。
Mn：2.0％以下
Mn與Si同樣地是具有脫氧作用的元素。另外，Mn還有助于奧氏體的穩定化。然而，Mn含量過量時導致脆化，進而還產生韌性和蠕變延展性的降低。因此，Mn含量設置上限，設為2.0％以下。Mn含量優選為1.8％以下，更優選為1.5％以下。
需要說明的是，對Mn含量無需特別設置下限，然而極端的降低時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定化效果，進而制造成本也大幅升高。因此，Mn含量優選為0.02％以上，更優選為0.05％以上。
P：0.03％以下
P作為雜質含有在合金中，大量含有的情況下，熱加工性和焊接性顯著降低，進而高溫下長時間使用后的蠕變延展性也降低。因此，P含量設置上限，設為0.03％以下。P含量優選為0.025％以下，更優選為0.02％以下。
需要說明的是，優選盡可能降低P含量，但是極端的降低導致制造成本 的增大。因此，P含量優選為0.0005％以上，更優選為0.0008％以上。
S：0.01％以下
S與P同樣地作為雜質含有在合金中，大量含有的情況下，熱加工性和焊接性顯著降低，進而高溫下長時間使用后的蠕變延展性也降低。因此，S含量設置上限，設為0.01％以下。S含量優選為0.008％以下，更優選為0.005％以下。
需要說明的是，S含量優選盡可能降低，但是極端的降低導致制造成本的增大。因此，S含量優選為0.0001％以上，更優選為0.0002％以上。
Ni：42.0～48.0％
Ni是對于得到奧氏體而言有效的元素，是對于確保高溫下長時間使用時的組織穩定性而言必須的元素。為了在本發明的Cr含量的范圍內得到充分的效果，需要42.0％以上的Ni含量。然而，Ni為價格昂貴的元素，若大量含有則導致成本增大。因此設置上限，Ni含量設為42.0～48.0％。Ni含量優選為42.5％以上，更優選為43.0％以上。另外，Ni含量優選為47.5％以下，更優選為47.0％以下。
Cr：20.0～26.0％
Cr是為了確保高溫時的耐氧化性和耐蝕性而必需的元素。另外，Cr還形成微細的碳化物而有助于蠕變強度的確保。為了在本發明的Ni含量的范圍內得到上述效果，需要20.0％以上的Cr含量。然而，Cr含量超過26.0％時，高溫時的奧氏體的穩定性劣化而導致蠕變強度的降低。特別是在對于焊接接頭實施焊接后熱處理的本發明中，促進碳化物的生長，因此蠕變強度顯著降低。因此，Cr含量設為20.0～26.0％。Cr含量優選為20.5％以上，更優選為21.0％以上。另外，Cr含量優選為25.5％以下，更優選為25.0％以下。
W：4.0～10.0％
W是固溶于基體、另外形成微細的金屬間化合物相而對高溫時的蠕變強 度和拉伸強度的提高的貢獻大的元素。為了充分得到這種效果，需要4.0％以上的W含量。但是即使過量含有W、效果也飽和，反而使得蠕變強度降低。進而，由于W為價格昂貴的元素，過量含有時導致成本的增大。因此，設置上限，W含量設為4.0～10.0％。W含量優選為4.5％以上，更優選為5.0％以上。另外，W含量優選為9.5％以下，更優選為9.0％以下。
Ti：0.05～0.15％
Ti以微細的碳氮化物形式在晶粒內析出，有助于提高高溫時的蠕變強度和拉伸強度。為了充分得到這種效果，需要0.05％以上的Ti含量。然而，Ti含量過量時，大量析出碳氮化物，導致蠕變延展性和韌性的降低。因此，設置上限，Ti含量設為0.05～0.15％。Ti含量優選為0.06％以上，更優選為0.07％以上。另外，Ti含量優選為0.14％以下，更優選為0.13％以下。
Nb：0.1～0.4％
Nb與C或N結合而以微細的碳化物或碳氮化物形式在晶粒內析出，有助于高溫時的蠕變強度提高。為了充分得到這種效果，需要0.1％以上的Nb含量。然而，Nb含量過量時，以碳化物和碳氮化物形式大量析出，導致蠕變延展性和韌性的降低。因此，設置上限，Nb含量設為0.1～0.4％。Nb含量優選為0.12％以上，更優選為0.15％以上。另外，Nb含量優選為0.38％以下，更優選為0.35％以下。
Al：0.3％以下
Al是具有脫氧作用的元素。但是若Al含量過量則合金的清凈性顯著劣化，熱加工性和延展性降低。因此設置上限，Al含量設為0.3％以下。Al含量優選為0.2％以下，更優選為0.1％以下。
需要說明的是，對于Al含量無需特別設置下限，但是若極端降低則不能充分得到脫氧效果，合金的清凈性反而劣化，并且難以得到高溫時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，Al含量優選為0.0005％ 以上，更優選為0.001％以上。
B：0.0001～0.01％
B是對于通過微細分散晶界碳化物而提高蠕變強度并且在晶界偏析而強化晶界而言有效的元素。為了得到這種效果，B含量需要為0.0001％以上。然而，B含量過量時，由于焊接中的焊接熱循環而在熔融邊界附近的熱影響區大量偏析B而降低晶界的熔點，液化裂紋敏感性提高。因此，設置上限，B含量設為0.0001～0.01％。B含量優選為0.0005％以上，更優選為0.001％以上。另外，B含量優選為0.008％以下，更優選為0.006％以下。
N：0.02％以下
雖然N是對于使得奧氏體穩定有效的元素，然而過量含有時，在高溫時的使用中大量的微細氮化物在晶粒內析出而導致蠕變延展性和韌性的降低。因此，N含量設置上限，設為0.02％以下。N含量優選為0.018％以下，更優選為0.015％以下。
需要說明的是，對于N含量無需特別設置下限，但是極端的降低時難以得到使得奧氏體穩定的效果，制造成本也大幅升高。因此，N含量優選為0.0005％以上，更優選為0.0008％以上。
O：0.01％以下
O(氧)作為雜質含有在合金中，其含量過量時，熱加工性降低，進而導致韌性和延展性的劣化。因此，O含量設置上限，設為0.01％以下。O含量優選為0.008％以下，更優選為0.005％以下。
需要說明的是，對于O含量無需特別設置下限，但是極端的降低導致制造成本的升高。因此，O含量優選為0.0005％以上，更優選為0.0008％以上。
本發明的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造中使用的合金母材具有下述化學組成：含有上述各元素，剩余部分由Fe和雜質組成。
需要說明的是，“雜質”指的是工業上制造合金時，從作為原料的礦石、 廢料或制造環境等混入的成分。
本發明中的合金母材中，除了上述元素之外，還可以含有選自Ca、Mg、REM、Co、Cu、Mo和V中的一種以上元素。
以下對于上述元素的作用效果和含量的限定理由進行說明。
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含量過量時，與O結合而清凈性顯著降低，反而熱加工性劣化。因此，含有Ca時，Ca含量設為0.05％以下。Ca含量優選為0.03％以下。
需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，Ca含量優選為0.0001％以上，更優選為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含量過量時，與O結合而清凈性顯著降低，反而熱加工性劣化。因此，含有Mg時，Mg含量設為0.05％以下。Mg含量優選為0.03％以下。
需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，Mg含量優選為0.0001％以上，更優選為0.0005％以上。
REM：0～0.1％
REM與S的親和力強、具有改善熱加工性的作用，并且是對于高溫時的使用中的蠕變延展性的提高有效的元素。因此，也可以含有REM。然而，REM含量過量時，與O結合，顯著降低清凈性，反而熱加工性劣化。因此，含有REM時，REM含量設為0.1％以下。REM含量優選為0.06％以下。
需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，REM含量優選為0.0005％以上，更優選為0.001％以上。
需要說明的是，“REM”為Sc、Y和鑭系元素的總計17種元素的總稱，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的量達到上述范圍來含有。
上述Ca、Mg和REM由于均具有提高熱加工性的作用，因此可以僅含有其中的任一種，或者可以以兩種以上復合的形式含有。將這些元素復合來含有時的總量可以為0.2％。
Co：0～1.0％
Co與Ni同樣地是奧氏體生成元素，提高相穩定性而有助于蠕變強度的提高。因此，也可以含有Co。然而由于Co為價格極其昂貴的元素，因此Co的過量含有導致成本大幅增大。因此，含有Co時，Co含量設為1.0％以下。Co含量優選為0.8％以下。
需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，Co含量優選為0.01％以上，更優選為0.03％以上。
Cu：0～4.0％
Cu具有提高蠕變強度的作用。即，Cu與Ni及Co同樣地是奧氏體生成元素，提高相穩定性而有助于蠕變強度的提高。因此，也可以含有Cu。然而，過量含有Cu的情況下，導致熱加工性的降低，因此含有Cu時，Cu含量設為4.0％以下。Cu含量優選為3.0％以下。
需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，Cu含量優選為0.01％以上，更優選為0.03％以上。
Mo：0～1.0％
Mo具有提高蠕變強度的作用。即，Mo具有固溶于基體而提高高溫時的蠕變強度的作用。因此也可以含有Mo。然而，過量含有Mo的情況下，奧氏體的穩定性降低，反而導致蠕變強度降低。因此含有Mo時，Mo含量設為1.0％以下。Mo含量優選為0.8％以下。
需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，Mo含量優選為0.01％以上， 更優選為0.03％以上。
V：0～0.5％
V具有提高蠕變強度的作用。即，V與C或N結合而形成微細的碳化物或碳氮化物，具有提高蠕變強度的作用。因此，也可以含有V。然而，過量含有V時，以碳化物或碳氮化物形式大量析出，導致蠕變延展性的降低。因此，含有V時，V含量設為0.5％以下。V含量優選為0.4％以下。
需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，V含量優選為0.01％以上，更優選為0.02％以上。
上述Co、Cu、Mo和V由于均具有提高蠕變強度的作用，因此可以僅含有其中的任一種，或者以兩種以上復合的形式含有。將這些元素復合來含有時的總量可以為6.5％。
2.焊接材料的化學組成
本發明的奧氏體系耐熱合金焊接接頭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屬中的奧氏體穩定化的作用，并且是形成微細的碳化物而具有提高高溫使用中的蠕變強度的效果的元素。進而，通過在焊接凝固中與Cr形成共晶碳化物，還有助于結晶裂紋敏感性的降低。為了充分得到這種效果，需要0.06％以上的C含量。然而，C含量過量時，碳化物大量析出，因此反而使蠕變強度和延展性降低。因此，C含量設為0.18％以下。C含量優選為0.07％以上，更優選為0.08％以上。另外，C含量優選為0.16％以下，更優選為0.14％以下。
Si：1.0％以下
Si在焊接材料的制造時對于脫氧有效，并且是對焊接后的焊接金屬的高溫時的耐蝕性和耐氧化性的提高有效的元素。然而，過量含有Si的情況下， 奧氏體的穩定性降低而導致韌性和蠕變強度的降低。因此，Si含量設置上限，設為1.0％以下。Si含量優選為0.8％以下，更優選為0.6％以下。
需要說明的是，對Si含量無需特別設置下限，然而極端的降低時不能充分得到脫氧效果、合金的清凈性劣化，并且還難以得到高溫時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含量優選為0.02％以上，更優選為0.05％以上。
Mn：2.0％以下
Mn與Si同樣地是在焊接材料的制造時對于脫氧有效的元素。另外，Mn還有助于焊接后的焊接金屬中的奧氏體的穩定化。然而，Mn含量過量時導致脆化，進而也產生韌性和蠕變延展性的降低。因此，Mn含量設置上限，設為2.0％以下。Mn含量優選為1.8％以下，更優選為1.5％以下。
需要說明的是，對Mn含量無需特別設置下限，然而極端的降低時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定化效果，進而制造成本也大幅升高。因此，Mn含量優選為0.02％以上，更優選為0.05％以上。
P：0.03％以下
P作為雜質含有在焊接材料中，是在焊接中提高結晶裂紋敏感性的元素。進而，使高溫時長時間使用后的焊接金屬的蠕變延展性降低。因此，P含量設置上限，設為0.03％以下。P含量優選為0.025％以下，更優選為0.02％以下。
需要說明的是，優選盡可能降低P含量，但是極端的降低導致制造成本的增大。因此，P含量優選為0.0005％以上，更優選為0.0008％以上。
S：0.01％以下
S與P同樣地作為雜質含有在焊接材料中，大量含有的情況下，熱加工性和焊接性顯著降低，進而S在高溫時長時間使用時在焊接金屬中于柱狀晶晶界偏析而導致脆化，提高應力松弛裂紋敏感性。因此，S含量設置上限，設 為0.01％以下。S含量優選為0.008％以下，更優選為0.005％以下。
需要說明的是，S含量優選盡可能降低，但是極端的降低導致制造成本的增大。因此，S含量優選為0.0001％以上，更優選為0.0002％以上。
Ni：40.0～60.0％
Ni是對于使得焊接后的焊接金屬中的奧氏體穩定化有效的元素，是對于確保高溫下長時間使用時的組織穩定性而言必須的元素。為了得到這種效果，焊接材料的Ni含量需要為40.0％以上。然而，Ni為價格昂貴的元素，即使是小規模制造的焊接材料，若大量含有則也會導致成本增大。因此設置上限，Ni含量設為40.0～60.0％。Ni含量優選為40.5％以上，更優選為41.0％以上。另外，Ni含量優選為59.5％以下，更優選為59.0％以下。
Cr：20.0～26.0％
Cr是對于確保焊接后的焊接金屬的高溫時的耐氧化性和耐蝕性有效的元素。另外，Cr還形成微細的碳化物而有助于蠕變強度的確保。進而，通過在焊接凝固中與C形成共晶碳化物，還有助于結晶裂紋敏感性的降低。為了得到這些效果，需要20.0％以上的Cr含量。然而，Cr含量超過26.0％時，高溫時的奧氏體的穩定性劣化而導致蠕變強度的降低。因此，焊接材料的Cr含量設為20.0～26.0％。Cr含量優選為20.5％以上，更優選為21.0％以上。另外，Cr含量優選為25.5％以下，更優選為25.0％以下。
Mo和W中的一者或兩者的總計：6.0～13.0％
Mo和W是在焊接金屬中固溶于基體、或者形成微細的金屬間化合物相而對提高高溫時的蠕變強度和拉伸強度的貢獻大的元素。為了充分得到這種效果，Mo和W中的一者或兩者總計需要含有6.0％以上。然而，即使過量含有這些元素、效果也飽和，反而降低蠕變強度。進而，由于Mo和W為價格昂貴的元素，因此過量含有時導致成本的增大。因此，設置上限，Mo和W中的一者或兩者的總含量設為6.0～13.0％。總含量優選為6.5％以上，更優選 為7.0％以上。另外，總含量優選為12.5％以下，更優選為12.0％以下。
Ti：0.05～0.6％
Ti在焊接金屬中以微細的碳氮化物形式在晶粒內析出，有助于提高高溫時的蠕變強度和拉伸強度。為了充分得到這種效果，Ti含量需要為0.05％以上。然而，Ti含量過量時，大量析出碳氮化物，導致蠕變延展性和韌性的降低。因此，設置上限，焊接材料的Ti含量設為0.05～0.6％。Ti含量優選為0.06％以上，更優選為0.07％以上。另外，Ti含量優選為0.58％以下，更優選為0.55％以下。
Al：1.5％以下
Al是對于焊接材料的制造時脫氧有效的元素。另外，在焊接金屬中形成微細的金屬間化合物相而有助于蠕變強度的提高。然而，Al含量過量時，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，因此制造性變差。并且在焊接金屬中形成大量的金屬間化合物相，顯著提高高溫下長時間使用時的應力松弛裂紋敏感性。因此，設置上限，焊接材料的Al含量設為1.5％以下。Al含量優選為1.4％以下，更優選為1.3％以下。
需要說明的是，對Al含量無需特別設置下限，然而極端的降低時不能充分得到脫氧效果、合金的清凈性反而劣化，并且還難以得到高溫時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，Al含量優選為0.0005％以上，更優選為0.001％以上。
N：0.18％以下
N是使焊接金屬中的奧氏體穩定化、提高蠕變強度，并且固溶而有助于確保拉伸強度的元素。然而，過量含有時，在高溫時的使用中大量的微細氮化物在晶粒內析出而導致蠕變延展性和韌性的降低。因此，焊接材料的N含量設置上限，設為0.18％以下。N含量優選為0.16％以下，更優選為0.14％以下。
需要說明的是，對于N含量無需特別設置下限，但是極端的降低時難以得到使得奧氏體穩定的效果，制造成本也大幅升高。因此，N含量優選為0.0005％以上，更優選為0.0008％以上。
O：0.01％以下
O(氧)作為雜質含有在焊接材料中，其含量過量時，熱加工性降低，導致制造性的劣化。因此，O含量設置上限，設為0.01％以下。O含量優選為0.008％以下，更優選為0.005％以下。
需要說明的是，對于O含量無需特別設置下限，但是極端的降低導致制造成本的升高。因此，O含量優選為0.0005％以上，更優選為0.0008％以上。
Co：0～15.0％
Co與Ni同樣地使得焊接金屬的奧氏體組織穩定、有助于蠕變強度的提高，因此也可以根據需要含有。然而，由于Co為價格極其昂貴的元素，因此即使是焊接材料、過量含有也會導致成本大幅增大。因此，含有Co時，Co含量設為15.0％以下。Co含量優選為14.0％以下，進一步優選為13.0％以下。需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，Co含量優選為0.01％以上，更優選為0.03％以上。
Nb：0～0.5％
Nb與C或N結合而以微細的碳化物或碳氮化物形式在晶粒內析出，有助于高溫時的蠕變強度提高，因此也可以根據需要含有。然而，Nb的含量過量時，以碳化物和碳氮化物形式大量析出，導致蠕變延展性和韌性的降低。因此，含有Nb時，Nb含量設為0.5％以下。Nb含量優選為0.48％以下，更優選為0.45％以下。需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，Nb含量優選為0.01％以上，更優選為0.03％以上。
B：0～0.005％
B是對于焊接金屬的蠕變強度的提高而言有效并且對于在晶界偏析而強 化晶界而言有效的元素，因此也可以根據需要含有。然而，B含量過量時，焊接中的結晶裂紋敏感性顯著升高。因此，含有B時，B含量設為0.005％以下。B含量優選為0.004％以下，更優選為0.003％以下，需要說明的是，想要得到上述效果的情況下，B含量優選為0.0001％以上，更優選為0.0005％以上。
本發明的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造中使用的焊接材料具有下述化學組成：含有上述各元素，剩余部分由Fe和雜質組成。
3.焊接后熱處理條件
本發明的奧氏體系耐熱合金焊接接頭可以通過使用前述焊接材料將前述合金母材焊接后，實施焊接后熱處理來制造。如前所述，為了兼具蠕變強度和耐應力松弛裂紋性，需要在滿足下述(i)～(iii)式的條件下進行焊接后熱處理。
焊接后熱處理溫度T(℃)：800≤T≤1250···(i)
如前文所述，焊接后熱處理得到的焊接接頭在高溫環境下長時間使用時，為了減輕蠕變強度的降低，抑制焊接后熱處理過程中的粗大的M23C6碳化物的生成以及提高M23C6碳化物中的Cr含量是有效的。為了達成這些，需要將焊接后熱處理溫度設定得低。因此，對焊接后熱處理溫度設置上限，設為1250℃以下。
另一方面，若焊接后熱處理溫度過低則不能使得焊接殘余應力充分松弛，導致應力松弛裂紋敏感性增大。因此，焊接后熱處理溫度設為800℃以上。焊接后熱處理溫度優選為850℃以上，更優選為900℃以上。另外，焊接后熱處理溫度優選為1150℃以下，更優選為1000℃以下。
焊接后熱處理時間t(分鐘)：-0.2×T+270≤t≤-0.6×T+810···(ii)
為了抑制焊接后熱處理過程中的粗大的M23C6碳化物的生成，僅僅規定焊接后熱處理溫度是不充分的，需要利用與上述溫度的關系對焊接后熱處理時間進行管理。為了減輕蠕變強度的降低，需要將焊接后熱處理時間設定得 短，設為[-0.6×T+810](分鐘)以下。另一方面，若焊接后熱處理時間過短則不能使得焊接殘余應力充分松弛，導致應力松弛裂紋敏感性增大。因此焊接后熱處理時間設為[-0.2×T+270](分鐘)以上。
T至500℃的平均降溫速度RC(℃/小時)：RC≥0.05×T-10···(iii)
僅管理上述焊接后熱處理溫度和焊接后熱處理時間時，不能完全抑制焊接后熱處理過程中的粗大的M23C6碳化物的生成。由于在焊接后熱處理后的降溫時也生成M23C6碳化物，因此需要根據焊接后熱處理溫度管理由該溫度至500℃的平均降溫速度的下限。因此對由焊接后熱處理溫度至500℃的平均降溫速度設置下限，設為[0.05×T-10](℃/小時)以上。
需要說明的是，本發明的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造方法中，前述焊接后熱處理的條件優選還滿足下述(iv)式。
500℃至T的平均升溫速度(℃/小時)：RH≥40···(iv)
焊接后熱處理的升溫過程中，若500℃至焊接后熱處理溫度T(℃)的平均升溫速度RH低于40℃/小時，則在升溫過程中，在晶粒內析出微細的碳化物、碳氮化物和金屬間化合物，復雜的焊接部形狀等情況下，有可能在焊接后熱處理的過程中產生應力松弛裂紋。因此，對500℃至焊接后熱處理溫度的平均升溫速度設置下限，優選設為40(℃/小時)以上。
4.其它
對于本發明的奧氏體系耐熱合金焊接接頭的制造中使用的合金母材及焊接材料的形狀或尺寸沒有特別限制。其中，本發明的制造方法特別是在使用厚度超過30mm的合金母材時發揮效果。因此，合金母材的厚度優選超過30mm。
以下通過實施例對本發明進行更具體的說明，但是本發明不被這些實施例所限定。
[實施例1]
將具有表1所示化學組成的合金熔解而制作鋼錠。使用上述鋼錠，通過熱鍛成型后，進行1230℃時的固溶熱處理，分別制作厚度15mm、寬度50mm、長度100mm以及厚度32mm、寬度150mm、長度200mm的合金板。接著，將這些合金板分別供于蠕變斷裂試驗和應力松弛裂紋的有無的確認。
[表1]
進而，將具有表2所示化學組成的合金熔解而制作鋼錠后，通過熱鍛、熱軋和機械加工，制作外徑1.2mm的焊接材料。
[表2]
蠕變斷裂試驗按照以下步驟進行。在上述厚度15mm、寬度50mm、長度100mm的合金板的長度方向，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，通過TIG焊接，在坡口內進行多層焊接，制作焊接接頭。接著，對于所得到的焊接接頭在表3所示條件下實施焊接后熱處理。然后，由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片，在母材合金板的目標斷裂時間為約1000小時的700℃、147MPa的條件下進行蠕變斷裂試驗。
[表3]
＊意味著不滿足本發明中規定的條件。
＊＊意味著不滿足本發明中規定的優選條件。
-0.2×T+270≤t≤-0.6×T+810···(ii)
RC≥0.05×T-10···(iii)
另外，應力松弛裂紋的有無的確認，為了再現復雜焊接部形狀中的苛刻的應力狀態，按照以下的步驟進行。使用上述厚度32mm、寬度150mm、長度200mm的合金板，基于JIS Z 3158(1993)中規定的y型焊接裂紋試驗方法，通過機械加工來制作的試驗片，然后使用上述焊接材料，通過TIG焊接，在坡口進行單層焊接，制作焊接接頭。接著，對于所得到的焊接接頭，在與上述蠕變斷裂試驗中實施的條件相同的條件下實施焊接后熱處理后，進行700℃、500小時的時效熱處理。對于處理后的焊接接頭的焊接熱影響區，由各5個部位采集試驗片。然后，將該試驗片的橫斷面鏡面研磨，用王水腐蝕后，在倍率500倍下進行光學顯微鏡觀察，調查裂紋的有無。
上述的蠕變斷裂和裂紋觀察的結果匯總示于表3。關于蠕變斷裂試驗結果，將斷裂時間超過母材合金板的目標斷裂時間的情況記為“◎”，將超過母材合金板的目標斷裂時間的85％的情況記為“○”，除此之外記為“×”。另外，關于裂紋觀察結果，將觀察所使用的全部5個試驗片都沒有發現裂紋的焊接接頭記為“○”，僅一個斷面發現裂紋的焊接接頭記為“△”，判斷為合格。而兩個以上試驗片發現裂紋的焊接接頭記為“×”，判斷為不合格。
如表3所示可知，焊接后熱處理條件滿足本發明規定的試驗編號1～5、7～20以及27～45，具有良好的蠕變強度，并且即使是苛刻的焊接部形狀、也具有優異的耐應力松弛裂紋性。另外可知，試驗編號6由于焊接后熱處理中的升溫條件低于優選的范圍，因此對于本實施例中適用的苛刻的焊接部形狀而言，雖然僅僅一個斷面產生應力松弛裂紋，但是具有能夠容許的性能。
另一方面，試驗編號21由于后熱處理溫度低于本發明的規定范圍，因此焊接部的殘余應力去除不充分，以兩個斷面以上的高頻率產生應力松弛裂紋。另外，試驗編號22及23由于后熱處理中的保持時間低于由后熱處理溫度確定的下限時間，因此同樣地焊接部的殘余應力去除不充分，對于本實施例 中適用的苛刻的焊接部形狀而言，由于長時間的時效熱處理，以兩個斷面以上的高頻率產生應力松弛裂紋。
進而，試驗編號24及25由于后熱處理中的保持時間超過由后熱處理溫度確定的上限時間，在后熱處理過程中生成粗大的M23C6碳化物，得不到必要的蠕變強度。另外，試驗編號26由于后熱處理中的冷卻速度低于由后熱處理溫度確定的下限，在后熱處理過程中生成粗大的M23C6碳化物，得不到必要的蠕變強度。
產業上的可利用性
根據本發明的制造方法，可以穩定地得到能夠兼具高溫時的蠕變強度和使用時的焊接部的耐應力松弛裂紋性的奧氏體系耐熱合金焊接接頭。