WO2023199902A1 - 合金材 - Google Patents

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翔伍 青田
佳奈 浄▲徳▼
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Definitions

  • the present disclosure relates to an alloy material, and more particularly, to an alloy material that can be used in a high-temperature environment.
  • Alloy materials used in steam reformers, ethylene cracking furnaces, heating furnace tubes for petroleum refining and petrochemical plants, polycrystalline silicon manufacturing equipment, etc. are used in high-temperature environments of 500 to 1000°C. Therefore, alloy materials used in such high-temperature environments are required to have high creep strength and excellent corrosion resistance in high-temperature environments.
  • Alloy 800, Alloy 800H, and Alloy 800HT are known as alloy materials used in such high-temperature environments.
  • Alloy 800, Alloy 800H, and Alloy 800HT contain large amounts of Cr and Ni. Therefore, these alloy materials are known to have excellent corrosion resistance at high temperatures. These alloy materials further contain Al and Ti. Therefore, a gamma prime ( ⁇ ') phase (Ni 3 (Al, Ti)) is generated in the alloy material during use in a high-temperature environment. Due to precipitation strengthening by the ⁇ ' phase, these alloy materials have excellent creep strength.
  • Alloy 800, Alloy 800H, and Alloy 800HT weld hot cracking is likely to occur in the weld heat-affected zone (HAZ) during welding. Furthermore, as introduced in Non-Patent Documents 1 and 2, stress relaxation cracking may occur in these alloy materials during use in a high-temperature environment. Therefore, alloy materials having the same chemical composition as Alloy 800, Alloy 800H, and Alloy 800HT are required to have excellent weld hot cracking resistance and excellent stress relaxation cracking resistance.
  • Patent Document 1 also provides excellent stress relaxation cracking resistance in a high-temperature environment. However, excellent stress relaxation cracking resistance in high temperature environments may be achieved by other means. Further, in Patent Document 1, there is no study on achieving both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent welding hot cracking resistance.
  • An object of the present disclosure is to provide an alloy material that has sufficient creep strength in a high-temperature environment and is capable of achieving both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent welding hot cracking resistance.
  • the alloy material according to the present disclosure is The chemical composition is in mass%, C: 0.050-0.100%, Si: 1.00% or less, Mn: 1.50% or less, P: 0.035% or less, S: 0.0015% or less, Cr: 19.00-23.00%, Ni: 30.00-35.00%, N: 0.100% or less, Al: 0.15-0.70%, Ti: 0.15-0.70%, B: 0.0010-0.0050%, Nb: 0 to 0.30%, Ta: 0 to 0.50%, V: 0-1.00%, Zr: 0-0.10% Hf: 0-0.10%, Cu: 0 to 1.00%, Mo: 0-1.00%, W: 0-1.00%, Co: 0-1.00%, Ca: 0-0.0200%, Mg: 0 to 0.0200%, Rare earth elements: 0 to 0.1000%, and The remainder consists of Fe and impurities, Formulas (1) and (2) are satisfied. 0.60 ⁇ Al+Ti ⁇ 1.20 (1) 1.12 ⁇ Ti/Al (2) Here,
  • the alloy material according to the present disclosure has sufficient creep strength in a high-temperature environment, and is capable of achieving both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent welding hot cracking resistance.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the mechanism by which stress relaxation cracking occurs during use in a high-temperature environment in an alloy material whose chemical composition contains each element within the range of this embodiment.
  • the present inventors first developed an alloy material that has sufficient creep strength in a high-temperature environment and is capable of achieving both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent welding hot cracking resistance, from the viewpoint of chemical composition.
  • the present inventors further investigated means for increasing the creep strength in a high-temperature environment in an alloy material having the above-mentioned chemical composition.
  • the creep strength in a high-temperature environment is sufficiently increased. 0.60 ⁇ Al+Ti ⁇ 1.20 (1)
  • each element symbol in formula (1) is substituted with the content of the corresponding element in the chemical composition of the alloy material in mass %.
  • the present inventors further investigated how to achieve both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent weld hot cracking resistance. Specifically, the present inventors first investigated the mechanism by which stress relaxation cracking occurs when an alloy material having the above-mentioned chemical composition is used in a high-temperature environment. As a result, the present inventors obtained the following findings.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the mechanism by which stress relaxation cracking occurs during use in a high-temperature environment in an alloy material in which the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment.
  • the horizontal axis in FIG. 1 indicates time.
  • the vertical axis in FIG. 1 indicates the amount of elongation or strain.
  • Curve CRD0 in FIG. 1 shows creep rupture elongation.
  • a curve IS0 indicates the amount of strain accumulated in Cr-deficient regions within crystal grains due to creep deformation.
  • alloy materials used in high-temperature environments are subjected to solution treatment during the manufacturing process of the alloy material, so that precipitates in the alloy material are dissolved in solid solution. Since precipitates are sufficiently dissolved in the alloy material during the manufacturing process, a ⁇ ' phase is generated during use in a high-temperature environment. Precipitation strengthening by the ⁇ ' phase provides high creep strength.
  • the creep rupture elongation CRD0 gradually decreases over time from the initial stage of use in the high-temperature environment.
  • the above-mentioned ⁇ ' phase is generated inside the alloy material from the beginning of use in a high-temperature environment (that is, from the beginning of the stress relaxation process).
  • the present inventors first thought that it would be sufficient to suppress the formation of TiC during the stress relaxation process.
  • the Ti content in the alloy material may be reduced.
  • the Ti content does not satisfy formula (1), sufficient ⁇ ' phase will not be generated during use in a high temperature environment. In this case, sufficient creep strength cannot be obtained in a high temperature environment.
  • the present inventors reversed their thinking and came up with the idea of generating a certain amount of TiC in the alloy material before use in a high-temperature environment, rather than suppressing the generation of TiC. Then, stress relaxation cracking resistance was investigated using such an alloy material. As a result, it was found that stress relaxation cracking resistance was improved.
  • the alloy material contains a certain amount of TiC before being used in a high-temperature environment, a certain amount of TiC will be generated during the manufacturing process of the alloy material. Due to this pinning effect of TiC, the crystal grains in the alloy material become fine. If the crystal grains in the alloy material are fine, the creep rupture elongation increases from CRD0 to CRD1.
  • TiC is generated in the Cr-deficient region, as in the previous case.
  • TiC already exists in a certain amount in the alloy material before use in a high temperature environment. Therefore, the production of TiC is saturated at the initial stage of the stress relaxation process. Then, after the generation of TiC is saturated, the TiC that has already been generated becomes coarse. As TiC becomes coarser, dislocations trapped in TiC are removed from TiC. As a result, the amount of creep strain accumulated in the Cr-deficient region decreases. Therefore, the amount of creep strain accumulated in the Cr-depleted region becomes a curve like IS1 in FIG.
  • the peak of the creep strain amount IS1 is formed at the initial stage of the stress relaxation process.
  • the peak time of the creep strain amount IS1 corresponds to the time when the production of TiC is saturated.
  • the creep rupture elongation CRD1 is higher than the peak of the creep strain amount IS1.
  • the alloy material contains a certain amount of TiC
  • the crystal grains in the alloy material become fine. Therefore, the welding hot cracking resistance during welding construction is also improved. Therefore, it is possible to achieve both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent welding hot cracking resistance.
  • the alloy material already contains a certain amount of TiC, and during use in a high-temperature environment, not only the ⁇ ' phase but also TiC is generated.
  • the present inventors have developed a method that has sufficient creep strength in a high-temperature environment and enables both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent weld hot cracking resistance.
  • the Ti content In an alloy material in which the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, in order to generate a certain amount of TiC, the Ti content must be higher than the Al content. Specifically, the Ti content and the Al content are made to satisfy formula (2). 1.12 ⁇ Ti/Al (2) Here, each element symbol in formula (2) is substituted with the content of the corresponding element in the chemical composition of the alloy material in mass %.
  • each element in the chemical composition is within the above range and satisfies formulas (1) and (2), an appropriate amount of TiC is present in the alloy material.
  • stress relaxation cracking resistance can be improved, and welding hot cracking resistance during welding work can also be improved.
  • sufficient creep strength can be obtained due to the formation of the ⁇ ' phase and TiC.
  • the alloy material according to this embodiment which was completed based on the above findings, has the following configuration.
  • the chemical composition is in mass%, C: 0.050-0.100%, Si: 1.00% or less, Mn: 1.50% or less, P: 0.035% or less, S: 0.0015% or less, Cr: 19.00-23.00%, Ni: 30.00-35.00%, N: 0.100% or less, Al: 0.15-0.70%, Ti: 0.15-0.70%, B: 0.0010-0.0050%, Nb: 0 to 0.30%, Ta: 0 to 0.50%, V: 0-1.00%, Zr: 0 to 0.10%, Hf: 0-0.10%, Cu: 0 to 1.00%, Mo: 0-1.00%, W: 0-1.00%, Co: 0-1.00%, Ca: 0-0.0200%, Mg: 0 to 0.0200%, Rare earth elements: 0 to 0.1000%, and The remainder consists of Fe and impurities, satisfies formula (1) and formula (2), Alloy material. 0.60 ⁇ Al+Ti ⁇ 1.20 (1) 1.12 ⁇ Ti/A
  • the alloy material of this embodiment has the following characteristics. (Feature 1) Chemical composition, in mass%, C: 0.050 to 0.100%, Si: 1.00% or less, Mn: 1.50% or less, P: 0.035% or less, S: 0.0015% or less , Cr: 19.00-23.00%, Ni: 30.00-35.00%, N: 0.100% or less, Al: 0.15-0.70%, Ti: 0.15-0.
  • each element symbol in formula (1) is substituted with the content of the corresponding element in the chemical composition of the alloy material in mass %.
  • the chemical composition of feature 1 further satisfies formula (2). 1.12 ⁇ Ti/Al (2)
  • each element symbol in formula (2) is substituted with the content of the corresponding element in the chemical composition of the alloy material in mass %.
  • the alloy material of this embodiment satisfies the characteristics 1 to 3 described above. Therefore, the alloy material of this embodiment has sufficient creep strength in a high-temperature environment, and can achieve both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent welding hot cracking resistance. Features 1 to 3 will be explained below.
  • the chemical composition of the alloy of this embodiment contains the following elements.
  • C 0.050-0.100% Carbon (C) increases the creep strength of alloy materials in high-temperature environments. If the C content is less than 0.050%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the C content exceeds 0.100%, M 23 C 6 type Cr carbides are generated at the grain boundaries even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, Cr-deficient regions are generated at grain boundaries. Therefore, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material decreases. Therefore, the C content is 0.050-0.100%.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.053%, more preferably 0.055%, still more preferably 0.057%, and still more preferably 0.060%.
  • a preferable upper limit of the C content is 0.095%, more preferably 0.090%, still more preferably 0.085%, and still more preferably 0.080%.
  • Si Silicon (Si) is unavoidably contained. In other words, the Si content is over 0%. Si deoxidizes the alloy during the steelmaking process. Si further increases the oxidation resistance of the alloy material in high temperature environments. As long as even a small amount of Si is contained, the above effects can be obtained to some extent even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. However, if the Si content exceeds 1.00%, the weld hot cracking resistance will decrease even if the other element contents are within the ranges of this embodiment. Therefore, the Si content is 1.00% or less.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, even more preferably 0.10%, even more preferably 0.12%, and even more preferably 0.15%. %.
  • the preferable upper limit of the Si content is 0.90%, more preferably 0.80%, even more preferably 0.70%, still more preferably 0.65%, and even more preferably 0.60%. %, more preferably 0.55%, even more preferably 0.50%.
  • Mn 1.50% or less Manganese (Mn) is unavoidably contained. That is, the Mn content is over 0%. Mn deoxidizes the welded portion of the alloy material during welding. Mn further stabilizes austenite. If even a small amount of Mn is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Mn content exceeds 1.50%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, sigma phase ( ⁇ phase) is likely to be generated when used in a high temperature environment. . The ⁇ phase reduces the toughness and creep ductility of the alloy material in a high temperature environment. Therefore, the Mn content is 1.50% or less.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.01%, more preferably 0.05%, even more preferably 0.10%, still more preferably 0.40%, and even more preferably 0.50%. %, more preferably 0.60%.
  • a preferable upper limit of the Mn content is 1.45%, more preferably 1.40%, even more preferably 1.35%, still more preferably 1.30%, and even more preferably 1.25%. %, more preferably 1.20%.
  • P 0.035% or less Phosphorus (P) is unavoidably contained.
  • the P content is over 0%. P segregates at the grain boundaries of the alloy material during high heat input welding. If the P content exceeds 0.035%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the above-mentioned segregation occurs and stress relaxation cracking resistance decreases. Therefore, the P content is 0.035% or less. It is preferable that the P content is as low as possible. However, excessive reduction in P content increases the manufacturing cost of the alloy material. Therefore, in consideration of normal industrial production, the lower limit of the P content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%, and even more preferably 0.005%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.030%, more preferably 0.025%, even more preferably 0.020%, and still more preferably 0.015%.
  • S 0.0015% or less Sulfur (S) is unavoidably contained.
  • the S content is over 0%. S segregates at the grain boundaries of the alloy material during high heat input welding. If the S content exceeds 0.0015%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the above-mentioned segregation occurs and stress relaxation cracking resistance decreases. Therefore, the S content is 0.0015% or less. It is preferable that the S content is as low as possible. However, excessive reduction in S content increases the manufacturing cost of the alloy material. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferable lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0002%. A preferable upper limit of the S content is 0.0012%, more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0008%, and still more preferably 0.0006%.
  • Chromium (Cr) increases the corrosion resistance of alloy materials in high-temperature environments. If the Cr content is less than 19.00%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Cr content exceeds 23.00%, the stability of austenite will decrease in a high-temperature environment even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, the creep strength of the alloy material decreases. Therefore, the Cr content is 19.00-23.00%.
  • the preferable lower limit of the Cr content is 19.20%, more preferably 19.40%, and even more preferably 19.60%.
  • a preferable upper limit of the Cr content is 22.50%, more preferably 22.00%, even more preferably 21.50%, still more preferably 21.00%, and even more preferably 20.50%. %, more preferably 20.00%.
  • Ni 30.00-35.00%
  • Nickel (Ni) stabilizes austenite and increases the creep strength of the alloy material in high temperature environments. If the Ni content is less than 30.00%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Ni content exceeds 35.00%, the above effects are saturated. Furthermore, raw material costs increase. Therefore, the Ni content is 30.00-35.00%.
  • the preferable lower limit of the Ni content is 30.20%, more preferably 30.40%, even more preferably 30.60%, still more preferably 30.80%, even more preferably 31.20%. %, more preferably 31.40%, still more preferably 31.60%.
  • a preferable upper limit of the Ni content is 34.50%, more preferably 34.00%, still more preferably 33.50%, and even more preferably 33.00%.
  • N 0.100% or less Nitrogen (N) is unavoidably contained. That is, the N content is more than 0%. N stabilizes austenite by forming a solid solution in the matrix (mother phase). Solid solution N further forms fine nitrides in the alloy material during use in high temperature environments. The fine nitrides strengthen the Cr-deficient region, thereby increasing the stress relaxation cracking resistance of the alloy material. Fine nitrides generated during use in high-temperature environments further increase creep strength through precipitation strengthening. If even a small amount of N is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the N content exceeds 0.100%, coarse TiN will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment.
  • the N content is 0.100% or less.
  • the preferable lower limit of the N content is 0.001%.
  • a preferable upper limit of the N content is 0.090%, more preferably 0.080%, even more preferably 0.070%, still more preferably 0.060%, and still more preferably 0.050%. %, more preferably 0.040%, still more preferably 0.030%, still more preferably 0.020%, still more preferably 0.010%.
  • Al 0.15-0.70%
  • Aluminum (Al) deoxidizes alloy materials in the steel manufacturing process. Al further increases the oxidation resistance of the alloy material in high temperature environments. Furthermore, Al generates a ⁇ ' phase in a high-temperature environment, increasing the creep strength of the alloy material in a high-temperature environment. If the Al content is less than 0.15%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.70%, a large amount of ⁇ ' phase will be generated during the manufacturing process of the alloy material even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, hot workability during the manufacturing process of the alloy material decreases.
  • the Al content exceeds 0.70%, TiC will not be sufficiently produced. In this case, the crystal grains in the TiC alloy material do not become sufficiently fine. Therefore, during welding of the alloy material, the weld hot cracking resistance decreases in the weld heat affected zone of the alloy material. Furthermore, since the amount of Ti that satisfies formula (1) decreases, TiC, which undergoes precipitation strengthening at 700° C., decreases, and the creep strength of the alloy material does not increase sufficiently. Furthermore, TiC is not sufficiently produced at the initial stage of the stress relaxation process. Therefore, the stress relaxation cracking resistance in a high temperature environment decreases. Therefore, the Al content is 0.15-0.70%.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.17%, more preferably 0.19%, still more preferably 0.21%, and still more preferably 0.23%.
  • a preferable upper limit of the Al content is 0.65%, more preferably 0.60%, even more preferably 0.57%, still more preferably 0.55%, and even more preferably 0.53%. %, more preferably 0.51%, still more preferably 0.45%, still more preferably 0.40%. Note that the Al content is the so-called total Al content (mass %).
  • Titanium (Ti) combines with Ni and Al in a high-temperature environment to form a ⁇ ' phase, thereby increasing the creep strength of the alloy material in a high-temperature environment. If the Ti content is less than 0.15%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.70%, coarse TiC will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, during welding of the alloy material, the weld hot cracking resistance is reduced in the weld heat affected zone of the alloy material. If the Ti content exceeds 0.70%, a large amount of ⁇ ' phase will be generated during the manufacturing process of the alloy material.
  • the Ti content is 0.15-0.70%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.17%, more preferably 0.19%, even more preferably 0.21%, and even more preferably 0.25%.
  • a preferable upper limit of the Ti content is 0.65%, more preferably 0.60%, even more preferably 0.59%, still more preferably 0.57%, and even more preferably 0.55%. %, more preferably 0.50%, still more preferably 0.45%.
  • B 0.0010-0.0050% Boron (B) segregates at grain boundaries in a high-temperature environment and increases grain boundary strength. Therefore, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material is improved. If the B content is less than 0.0010%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, B promotes the formation of Cr carbides at grain boundaries even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. In this case, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material decreases. Therefore, the B content is 0.0010 to 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0012%, more preferably 0.0014%, and still more preferably 0.0015%.
  • a preferable upper limit of the B content is 0.0045%, more preferably 0.0040%, still more preferably 0.0035%, and still more preferably 0.0030%.
  • the remainder of the chemical composition of the alloy material according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • impurities are those that are mixed in from ores used as raw materials, scraps, or the manufacturing environment when alloy materials are manufactured industrially, and are not intentionally contained. It means what is permissible within a range that does not adversely affect the shape of the alloy material.
  • Representative examples of impurities are Sn, As, Zn, Pb and Sb. The total content of these impurities is 0.1% or less.
  • the chemical composition of the alloy material of this embodiment further includes: In place of a part of Fe, Nb: 0 to 0.30%, Ta: 0 to 0.50%, V: 0-1.00%, Zr: 0-0.10% Hf: 0-0.10%, Cu: 0 to 1.00%, Mo: 0-1.00%, W: 0-1.00%, Co: 0-1.00%, Ca: 0-0.0200%, Mg: 0 to 0.0200%, Rare earth elements: 0 to 0.1000%, It may contain one or more elements selected from the group consisting of. These arbitrary elements will be explained below.
  • the chemical composition of the alloy material according to this embodiment may further include one or more elements selected from the group consisting of Nb, Ta, V, Zr, and Hf in place of a part of Fe. All of these elements combine with C to form carbides and reduce solid solution C. This suppresses the formation of Cr carbides at grain boundaries in a high-temperature environment. Therefore, the formation of a Cr-deficient layer is suppressed. As a result, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material in high-temperature environments is further enhanced.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be included. That is, the Nb content may be 0%.
  • Nb is contained, that is, when the Nb content is more than 0%, Nb combines with C to form carbide.
  • carbide and fixing C the amount of solid solution C in the alloy material is reduced. This suppresses the formation of Cr carbides at grain boundaries in a high-temperature environment. Therefore, the generation of Cr-deficient regions is suppressed. As a result, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material increases.
  • Nb forms fine nitrides in the alloy material together with N during use in a high temperature environment.
  • the fine nitrides strengthen the Cr-deficient region, thereby increasing the stress relaxation cracking resistance of the alloy material. Fine nitrides generated during use in high-temperature environments further increase creep strength through precipitation strengthening. If even a small amount of Nb is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.30%, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, there will be no welding hot cracking in the weld heat affected zone of the alloy material during welding of the alloy material. Sexuality decreases. Therefore, the Nb content is 0-0.30%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, even more preferably 0.05%, and still more preferably 0.08%.
  • a preferable upper limit of the Nb content is 0.25%, more preferably 0.20%, and still more preferably 0.15%.
  • Tantalum (Ta) is an optional element and may not be included. That is, the Ta content may be 0%.
  • Ta When Ta is contained, that is, when the Ta content is more than 0%, Ta combines with C to form carbide. By generating carbide and fixing C, the amount of solid solution C in the alloy material is reduced. This suppresses the formation of Cr carbides at grain boundaries in a high-temperature environment. Therefore, the generation of Cr-deficient regions is suppressed. As a result, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material increases. If even a small amount of Ta is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Ta content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Ta content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, even more preferably 0.05%, and still more preferably 0.08%.
  • a preferable upper limit of the Ta content is 0.45%, more preferably 0.40%, still more preferably 0.35%, and still more preferably 0.30%.
  • V 0-1.00% Vanadium (V) is an optional element and may not be included. That is, the V content may be 0%.
  • V When V is contained, that is, when the V content is more than 0%, V combines with C to form carbide. By generating carbide and fixing C, the amount of solid solution C in the alloy material is reduced. This suppresses the formation of Cr carbides at grain boundaries in a high-temperature environment. Therefore, the generation of Cr-deficient regions is suppressed. As a result, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material increases. If even a small amount of V is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the V content is 0-1.00%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.04%, and even more preferably 0.06%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.80%, more preferably 0.50%, even more preferably 0.40%, even more preferably 0.35%, and even more preferably 0.30%. %.
  • Zr 0-0.10% Zirconium (Zr) is an optional element and may not be included. That is, the Zr content may be 0%.
  • Zr is contained, that is, when the Zr content is more than 0%, Zr combines with C to form carbide.
  • carbide and fixing C the amount of solid solution C in the alloy material is reduced. This suppresses the formation of Cr carbides at grain boundaries in a high-temperature environment. Therefore, the generation of Cr-deficient regions is suppressed. As a result, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material increases. If even a small amount of Zr is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Zr content is 0-0.10%.
  • the lower limit of the Zr content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%.
  • a preferable upper limit of the Zr content is 0.09%, more preferably 0.08%, still more preferably 0.07%, and still more preferably 0.06%.
  • Hf 0-0.10%
  • Hafnium (Hf) is an optional element and may not be included. That is, the Hf content may be 0%.
  • Hf When Hf is contained, that is, when the Hf content is more than 0%, Hf combines with C to generate carbide.
  • carbide By generating carbide and fixing C, the amount of solid solution C in the alloy material is reduced. This suppresses the formation of Cr carbides at grain boundaries in a high-temperature environment. Therefore, the generation of Cr-deficient regions is suppressed. As a result, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material increases. If even a small amount of Hf is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Hf content is 0-0.10%.
  • the lower limit of the Hf content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%.
  • a preferable upper limit of the Hf content is 0.09%, more preferably 0.08%, still more preferably 0.07%, and still more preferably 0.06%.
  • the chemical composition of the alloy material according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of Cu, Mo, W, and Co in place of a part of Fe. All of these elements increase the creep strength of the alloy material in high temperature environments.
  • Cu 0-1.00% Copper (Cu) is an optional element and may not be included. That is, the Cu content may be 0%.
  • Cu When Cu is contained, that is, when the Cu content is more than 0%, Cu precipitates as a Cu phase within the grains during use of the alloy material in a high-temperature environment. This precipitation strengthening increases the creep strength of the alloy material. If even a small amount of Cu is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 1.00%, the Cu phase will precipitate excessively within the crystal grains even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, the difference in strength between the inside of the grain and the grain boundary becomes large. Therefore, stress relaxation cracking resistance decreases.
  • the Cu content is 0 to 1.00%.
  • the preferable lower limit of the Cu content is 0.01%, more preferably 0.02%, even more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%, and still more preferably 0.15%. %, more preferably 0.20%.
  • the preferable upper limit of the Cu content is 0.90%, more preferably 0.80%, even more preferably 0.70%, even more preferably 0.60%, and even more preferably 0.55%. %, more preferably 0.50%.
  • Mo 0-1.00% Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be included. That is, the Mo content may be 0%.
  • Mo When Mo is contained, that is, when the Mo content is more than 0%, Mo increases the creep strength of the alloy material through solid solution strengthening during use of the alloy material in a high-temperature environment. If even a small amount of Mo is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Mo content exceeds 1.00%, intermetallic compounds such as the LAVES phase are generated within the crystal grains even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. In this case, secondary induced precipitation hardening increases and the difference in strength between the inside of the grain and the grain boundary increases. Therefore, stress relaxation cracking resistance decreases.
  • the Mo content is 0 to 1.00%.
  • the preferable lower limit of the Mo content is 0.01%, more preferably 0.02%, even more preferably 0.03%, still more preferably 0.04%, even more preferably 0.05%. %, more preferably 0.10%, still more preferably 0.20%, still more preferably 0.30%.
  • the preferable upper limit of the Mo content is 0.90%, more preferably 0.80%, even more preferably 0.70%, still more preferably 0.65%, and even more preferably 0.60%. %.
  • W 0-1.00% Tungsten (W) is an optional element and may not be included. That is, the W content may be 0%.
  • W When W is contained, that is, when the W content is more than 0%, W increases the creep strength of the alloy material through solid solution strengthening during use of the alloy material in a high-temperature environment. If even a small amount of W is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the W content exceeds 1.00%, intermetallic compounds such as the LAVES phase are generated within the crystal grains even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. In this case, secondary induced precipitation hardening increases and the difference in strength between the inside of the grain and the grain boundary increases. Therefore, stress relaxation cracking resistance decreases.
  • the W content is 0 to 1.00%.
  • the lower limit of the W content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, even more preferably 0.03%, even more preferably 0.04%, and even more preferably 0.05%. %, more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the W content is preferably 0.90%, more preferably 0.80%, even more preferably 0.70%, even more preferably 0.65%, and even more preferably 0.60%. %, more preferably 0.50%.
  • Co is an optional element and may not be included. That is, the Co content may be 0%.
  • Co When Co is contained, that is, when the Co content is more than 0%, Co stabilizes austenite and increases the creep strength of the alloy material in a high temperature environment. If even a small amount of Co is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Co content exceeds 1.00%, the raw material cost will increase. Therefore, the Co content is 0 to 1.00%.
  • the preferable lower limit of the Co content is 0.01%, more preferably 0.02%, even more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%, and even more preferably 0.10%. %.
  • a preferable upper limit of the Co content is 0.90%, more preferably 0.80%, even more preferably 0.70%, still more preferably 0.60%, and even more preferably 0.50%. %.
  • the chemical composition of the alloy material according to the present embodiment may further include one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, and rare earth elements (REM) in place of a part of Fe. All of these elements improve the hot workability of the alloy material.
  • Ca 0-0.0200% Calcium (Ca) is an optional element and may not be included. That is, the Ca content may be 0%.
  • Ca fixes O (oxygen) and S (sulfur) as inclusions and improves the hot workability of the alloy material. Ca further fixes S and suppresses grain boundary segregation of S. Therefore, during welding of the alloy material, the weld hot cracking resistance increases in the weld heat affected zone (HAZ) of the alloy material. If even a small amount of Ca is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Ca content is 0 to 0.0200%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, even more preferably 0.0005%, and still more preferably 0.0010%.
  • the preferable upper limit of the Ca content is 0.0150%, more preferably 0.0100%, even more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0050%, and still more preferably 0.0040%. %.
  • Mg 0-0.0200%
  • Magnesium (Mg) is an optional element and may not be included. That is, the Mg content may be 0%.
  • Mg fixes O (oxygen) and S (sulfur) as inclusions and improves the hot workability of the alloy material.
  • Mg further fixes S and suppresses grain boundary segregation of S. Therefore, during welding of alloy materials, the welding hot cracking resistance is improved in the HAZ of the alloy materials. If even a small amount of Mg is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Mg content is 0-0.0200%.
  • the preferable lower limit of the Mg content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, even more preferably 0.0005%, and still more preferably 0.0010%.
  • a preferable upper limit of the Mg content is 0.0150%, more preferably 0.0100%, even more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0050%, and still more preferably 0.0040%. %.
  • Rare earth elements are optional elements and may not be included. That is, the REM content may be 0%.
  • REM fixes O (oxygen) and S (sulfur) as inclusions and improves the hot workability of the alloy material.
  • REM further fixes S and suppresses grain boundary segregation of S. Therefore, during welding of alloy materials, the welding hot cracking resistance is improved in the HAZ of the alloy materials. If even a small amount of REM is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the REM content is between 0 and 0.1000%.
  • the lower limit of the REM content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, even more preferably 0.0010%, and still more preferably 0.0020%.
  • a preferable upper limit of the REM content is 0.0800%, more preferably 0.0600%, and still more preferably 0.0400%.
  • REM in this specification contains at least one element of Sc, Y, and lanthanoids (La with atomic number 57 to Lu with atomic number 71), and the REM content means the total content of these elements. do.
  • F1 is an index of the amount of ⁇ ' phase produced.
  • a ⁇ ' phase is generated during use in a high temperature environment. This ⁇ ' phase increases the creep strength of the alloy material in high-temperature environments.
  • the lower limit of F1 is preferably 0.62, more preferably 0.64, even more preferably 0.66, still more preferably 0.68, and even more preferably 0.70.
  • the upper limit of F1 is preferably 1.15, more preferably 1.10, furthermore 1.05, still more preferably 1.00, still more preferably 0.95.
  • F2 is an index of stress relaxation cracking resistance of an alloy material in a high temperature environment.
  • the Ti content is increased relative to the Al content.
  • the alloy material contains a certain amount of TiC. Therefore, TiC makes the crystal grains in the alloy material finer. As a result, the creep rupture elongation of the alloy material in a high temperature environment increases.
  • the alloy material of this embodiment by increasing the Ti content relative to the Al content, the generation of TiC is saturated at the initial stage of the stress relaxation process. After the production of TiC is saturated, the TiC becomes coarser over time.
  • the lower limit of F2 is preferably 1.13, more preferably 1.15, even more preferably 1.30, still more preferably 1.40, and still more preferably 1.50.
  • the upper limit of F2 is not particularly limited. From the viewpoint of increasing the oxidation resistance of the alloy material, the preferable upper limit of F2 is 4.00, more preferably 3.90, still more preferably 3.70, still more preferably 3.50, and Preferably it is 3.30.
  • the alloy material of the present embodiment satisfies Features 1 to 3, and further satisfies the following Feature 4.
  • Feature 4 When the Ti content in mass % in the residue obtained by the electrolytic extraction method is defined as [Ti] R , formula (3) is satisfied. 0.050 ⁇ [Ti] R ⁇ 0.72Ti-0.01(Ti/Al)-0.11 (3)
  • each element symbol in formula (3) is substituted with the content of the corresponding element in the chemical composition of the alloy material in mass %.
  • Feature 4 will be explained below.
  • [Ti] R which is the Ti content in the residue, is an index of the amount of TiC in the alloy material.
  • the amount of TiC and the amount of solid solution Ti in the alloy material are appropriate.
  • a more preferable lower limit of [Ti] R is 0.055, still more preferably 0.060, still more preferably 0.065, still more preferably 0.070, still more preferably 0.075.
  • a more preferable upper limit (F3) of R is 0.72Ti-0.01(Ti/Al)-0.15, still more preferably 0.72Ti-0.01(Ti/Al)-0. 18, more preferably 0.72Ti-0.01(Ti/Al)-0.20.
  • [Ti] R measurement method] [Ti] R can be measured by the following electrolytic extraction method.
  • a test piece is taken from a position at least 1 mm deep from the surface of the alloy material.
  • the size of the test piece is not particularly limited.
  • the test piece is, for example, 10 mm in diameter x 70 mm in length.
  • the surface of the sampled test piece is polished by about 50 ⁇ m by preliminary electrolytic polishing to obtain a new surface.
  • the electrolytically polished test piece is subjected to main electrolysis using an electrolytic solution (10% acetylacetone + 1% tetraammonium + methanol) at a current value of 270 mA. At this time, the electrolytic depth is about 31 ⁇ m.
  • the electrolyte solution after main electrolysis is passed through a 0.2 ⁇ m filter to capture the residue.
  • the obtained residue is subjected to acid decomposition, and the Ti mass (g) in the residue is determined by ICP (inductively coupled plasma) emission spectrometry.
  • the mass (g) of the test piece before the main electrolysis and the mass (g) of the test piece after the main electrolysis are measured. Then, the value obtained by subtracting the mass of the test piece after main electrolysis from the mass of the test piece before main electrolysis is defined as the main electrolyzed base material mass (g).
  • the alloy material of this embodiment satisfies the characteristics 1 to 3 described above. As a result, the alloy material of this embodiment has sufficient creep strength in a high-temperature environment, and is capable of achieving both excellent stress relaxation cracking resistance and excellent weld cracking resistance. If the alloy material of this embodiment further satisfies feature 4, the creep strength and weld hot cracking resistance will further increase.
  • microstructure of alloy material The microstructure of the alloy material of this embodiment consists of austenite.
  • the shape of the alloy material of this embodiment is not particularly limited.
  • the alloy material may be an alloy tube or an alloy plate.
  • the alloy material may be an alloy rod material.
  • the alloy material of this embodiment is an alloy tube.
  • the method for manufacturing an alloy material of this embodiment includes the following steps.
  • (Process 1) Preparation process (Process 2) Hot processing process (Process 3) Cold processing process (Process 4) Heat treatment process
  • a material having the chemical composition of Feature 1 described above is prepared. Materials may be supplied or manufactured by a third party. The material may be an ingot, a slab, a bloom, or a billet.
  • molten steel having the above chemical composition is produced.
  • an ingot is produced by an ingot-forming method.
  • Slabs, blooms, and billets may be manufactured by continuous casting using the manufactured molten steel.
  • a billet may be manufactured by hot working the manufactured ingot, slab, or bloom.
  • an ingot may be hot forged to produce a cylindrical billet, and this billet may be used as the raw material.
  • the temperature of the material immediately before the start of hot forging is not particularly limited, but is, for example, 1000 to 1300°C.
  • the method for cooling the material after hot forging is not particularly limited.
  • Step 2 Hot processing step hot working is performed on the material prepared in the preparation step to produce an intermediate alloy material.
  • the intermediate alloy material may be, for example, an alloy tube, an alloy plate, or an alloy bar.
  • the intermediate alloy material is an alloy tube
  • the following processing is performed in the hot processing step.
  • hot extrusion typically the Eugene-Séjournet method
  • a hot extrusion tube manufacturing method may be used.
  • the alloy tube may be manufactured by performing piercing rolling using the Mannesmann method.
  • the cylindrical material is heated.
  • the heated cylindrical material is punched and rolled using a punching machine.
  • the piercing ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the hole-rolled cylindrical material is further hot-rolled using a mandrel mill, reducer, sizing mill, etc. to form a hollow tube (alloy tube).
  • the cumulative area reduction rate in the hot working process is not particularly limited, but is, for example, 20 to 80%.
  • the temperature (finishing temperature) of the hollow tube immediately after hot working is preferably 800° C. or higher.
  • the hot working step uses, for example, one or more rolling mills equipped with a pair of work rolls. Heating materials such as slabs. The heated material is hot rolled using a rolling mill to produce an alloy plate.
  • the above-mentioned condition 1 is satisfied. That is, the heating temperature T1 (° C.) during heating before hot working and the holding time t1 (minutes) at the heating temperature T1 are within the following range. T1: 1100 ⁇ 1280°C t1: 3-120 minutes
  • the following condition 3 is satisfied in the hot working step.
  • the heating temperature T1 (° C.) and the holding time t1 (minutes) at the heating temperature T1 are made to satisfy the following formula (A). 800 ⁇ T1 ⁇ LOG(t1) ⁇ 2100 (A)
  • FA T1 ⁇ LOG(t1).
  • the lower limit of FA is more preferably 820, still more preferably 840, even more preferably 860, still more preferably 1000, and still more preferably 1200.
  • a more preferable upper limit of FA is 2,050, still more preferably 2,000, still more preferably 1,950, and still more preferably 1,850.
  • Step 3 Cold working steps are carried out as necessary. In other words, the cold working step does not have to be performed.
  • cold working is carried out after carrying out pickling treatment on the intermediate alloy material.
  • the intermediate alloy material is an alloy tube or an alloy bar
  • the cold working is, for example, cold drawing.
  • the intermediate alloy material is an alloy plate
  • the cold working is, for example, cold rolling.
  • the area reduction rate in the cold working process is not particularly limited, but is, for example, 10 to 90%.
  • Step 4 Heat treatment step
  • heat treatment is performed on the intermediate alloy material after the hot working step or the cold working step to adjust the amount of TiC and the size of crystal grains in the alloy material.
  • the above-mentioned condition 2 is satisfied. That is, the heat treatment temperature T2 (° C.) and the holding time t2 (minutes) at the heat treatment temperature T2 are within the following range. T2: 1050-1300°C t2: 1-60 minutes
  • the following condition 4 is satisfied in the heat treatment step.
  • the heat treatment temperature T2 (° C.) and the holding time t2 (minutes) at the heat treatment temperature T2 are made to satisfy the following formula (B). 2600 ⁇ T2 ⁇ (LOG(t2)+2) ⁇ 4400 (B)
  • FB T2 ⁇ (LOG(t2)+2).
  • FB influences the amount of TiC in the manufactured alloy material. If FB is 2600 or more, a sufficient amount of TiC will be generated in the manufactured alloy material. Therefore, [Ti] R becomes higher than 0.050. On the other hand, if FB is 4400 or less, TiC will be produced in an appropriate amount in the manufactured alloy material. Therefore, [Ti] R is less than 0.72Ti-0.01(Ti/Al)-0.11. Therefore, FB is preferably between 2,600 and 4,400.
  • a more preferable lower limit of FB is 2,650, more preferably 2,700, still more preferably 2,750.
  • a more preferable upper limit of FB is 4350, still more preferably 4300, still more preferably 4250, still more preferably 4000, and still more preferably 3800.
  • the intermediate alloy material After holding at the heat treatment temperature T2 (°C) for a holding time t2 (minutes), the intermediate alloy material is cooled.
  • the preferred cooling method is rapid cooling (water cooling).
  • condition 5 is further satisfied in the hot working step and the heat treatment step. (Condition 5) 0.30 ⁇ FA/FB (C)
  • FC FA/FB.
  • FC like FA and FB, affects the amount of TiC in the manufactured alloy material. If FC is 0.30 or more, a sufficient amount of TiC can be easily obtained in the manufactured alloy material. Therefore, [Ti] R becomes higher than 0.050. Therefore, FC is preferably 0.30 or more.
  • a more preferable lower limit of FC is 0.33, still more preferably 0.35, and still more preferably 0.38.
  • the upper limit of FC is not particularly limited.
  • the upper limit of FC is, for example, 0.60.
  • the alloy material of this embodiment can be manufactured.
  • the above-mentioned manufacturing method is an example of the manufacturing method of the alloy material of this embodiment. Therefore, the method for manufacturing the alloy material of this embodiment is not limited to the above-described manufacturing method. As long as Features 1 to 3 are satisfied, or Features 1 to 4 are satisfied, the method for manufacturing the alloy material is not limited to the above-described manufacturing method.
  • the welded joint of the alloy material of this embodiment can be manufactured by the following method.
  • the alloy material of this embodiment is prepared as a base material.
  • a groove is formed on the prepared base material. Specifically, a groove is formed at the end of the base material by a well-known processing method.
  • the groove shape may be V-shape, U-shape, X-shape, or other shapes other than V-shape, U-shape, and X-shape. .
  • Welding is performed on the prepared base metal to manufacture a welded joint.
  • two base materials in which grooves are formed are prepared. Butt the grooves of the prepared base material together. Then, welding is performed on the pair of butted grooves using a well-known welding material to form a weld metal having the above-mentioned chemical composition.
  • the welding material is, for example, AWS standard name: ER NiCr-3. However, the welding material is not limited to this.
  • the welding method may be to form one layer of weld metal or may be multilayer welding.
  • Welding methods include, for example, TIG welding (GTAW), shielded arc welding (SMAW), flux-cored wire arc welding (FCAW), gas metal arc welding (GMAW), and submerged arc welding (SAW).
  • GTAW TIG welding
  • SMAW shielded arc welding
  • FCAW flux-cored wire arc welding
  • GMAW gas metal arc welding
  • SAW submerged arc welding
  • alloy material of this embodiment will be explained in more detail with reference to Examples.
  • the conditions in the following examples are examples of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the alloy material of this embodiment. Therefore, the alloy material of this embodiment is not limited to this one example condition.
  • Ingots having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were produced.
  • the shape of the ingot was a cylinder with an outer diameter of 120 mm, and the mass of the ingot was 30 kg.
  • the produced ingot was hot forged to produce a material (alloy plate) with a thickness of 30 mm.
  • the heating temperature of the ingot during hot forging was 1000 to 1300°C.
  • a hot working process was performed on the manufactured material. Specifically, the material was heated in a heating furnace.
  • the heating temperature T1 in the hot working step was 1100 to 1280°C, and the holding time t1 at the heating temperature T1 was 3 to 120 minutes.
  • the FA values are shown in Table 2.
  • the heated material was hot rolled to produce an intermediate alloy material (alloy plate) with a thickness of 15 mm.
  • a heat treatment process was performed on the intermediate alloy material.
  • the heat treatment temperature T2 in the heat treatment step was 1050 to 1300°C, and the holding time t2 at the heat treatment temperature T2 was 1 to 60 minutes.
  • Table 2 shows the FB and FC values. After the holding time t2 had elapsed, the intermediate alloy material was water-cooled to room temperature. Through the above steps, alloy materials (alloy plates) of each test number were manufactured.
  • a creep rupture test in accordance with JIS Z2271:2010 was conducted using the collected creep rupture test piece. Specifically, a creep rupture test piece was heated to 700°C. Thereafter, a creep rupture test was conducted. The test stress was 80 MPa. In the test, creep rupture time (hours) was determined.
  • the creep strength was evaluated as follows according to the obtained creep rupture time. Evaluation E (Excellent): Creep rupture time is longer than 4000 hours Evaluation G (Good): Creep rupture time is 2000 to 4000 hours Evaluation B (Bad): Creep rupture time is shorter than 2000 hours Evaluation G or E In this case, it was judged that excellent creep strength was obtained. The evaluation results are shown in the "Creep strength" column in Table 2.
  • the following thermal history was given to the collected square specimen. Specifically, the temperature of the square test piece was raised from room temperature to 1300°C at a rate of 70°C/second in the atmosphere. Thereafter, the temperature was maintained at 1300°C for 180 seconds. Thereafter, the square test piece was cooled to room temperature at a cooling rate of 50° C./sec. A welding simulation test piece was prepared by applying the above thermal history to the square test piece.
  • Test 4 Welding hot cracking resistance evaluation test
  • TIG tan welding was performed in the longitudinal direction of the test piece at the center of the plate width under the conditions of a welding current of 200 A, a voltage of 12 V, and a welding speed of 15 cm/min.
  • a welding current of 200 A a voltage of 12 V
  • a welding speed of 15 cm/min a welding speed of 15 cm/min.
  • the part including the part where weld cracking occurred due to the application of bending stress was cut out to a size that could be observed with an optical microscope.
  • the size of the cut sample was 40 mm x 40 mm x 12 mm.
  • the scale on the surface of the welded part of the cut sample was removed by buffing. Thereafter, using a 100x optical microscope, the presence or absence of cracks in the HAZ and, if cracks occurred, the length of the cracks were measured. Specifically, the length of a crack that propagated in a direction perpendicular to the welding direction starting from the boundary between the weld metal and the HAZ (length in the direction perpendicular to the welding direction) was measured. The length of all cracks that occurred in the test piece in the direction perpendicular to the welding direction was determined. The sum of the lengths of those cracks was defined as the total crack length (mm). The total crack length was determined for each of the two test pieces. The arithmetic mean value of the determined total crack lengths was defined as the average total crack length.
  • weld hot cracking resistance was evaluated as follows. Evaluation E (Excellent): Average total crack length is 2.0 mm or less Evaluation G (Good): Average total crack length is more than 2.0 to less than 3.0 mm Evaluation B (Bad): Average total crack length If the length is 3.0 mm or more and the evaluation is G or E, it was determined that excellent welding hot cracking resistance was obtained. The evaluation results are shown in the "welding hot cracking resistance" column in Table 2.
  • the alloy materials satisfied characteristics 1 to 3. Therefore, sufficient creep strength was obtained in a high-temperature environment. Furthermore, excellent stress relaxation cracking resistance and excellent welding hot cracking resistance were obtained.
  • test numbers 1 to 28 the manufacturing conditions FA satisfied formula (A), FB satisfied formula (B), and FC satisfied formula (C).
  • the alloy material satisfied not only characteristics 1 to 3 but also characteristic 4. Therefore, in test numbers 1 to 28, a rating of E was obtained in the creep strength evaluation test, the stress relaxation cracking resistance evaluation test, and the welding hot cracking resistance evaluation test, and even more excellent creep strength and stress relaxation cracking resistance were obtained. and welding hot cracking resistance were obtained.
  • test number 36 the Al content was too high. Therefore, sufficient stress relaxation cracking resistance and weld hot cracking resistance could not be obtained. Furthermore, sufficient creep strength could not be obtained.
  • test number 39 although the content of each element in the chemical composition was appropriate, F2 was less than the lower limit of formula (2). As a result, sufficient stress relaxation cracking resistance could not be obtained.

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Abstract

高温環境で十分なクリープ強度を有し、かつ、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性の両立が可能な、合金材を提供する。本開示による合金材は、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．１００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１９．００～２３．００％、Ｎｉ：３０．００～３５．００％、Ｎ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１５～０．７０％、Ｔｉ：０．１５～０．７０％、及び、Ｂ：０．００１０～０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）　１．１２≦Ｔｉ／Ａｌ　（２）

Description

合金材
　本開示は、合金材に関し、さらに詳しくは、高温環境での利用が可能な合金材に関する。
　水蒸気改質装置、エチレン分解炉、石油精製用途及び石油化学プラント用途の加熱炉管、及び、多結晶シリコン製造装置等に用いられる合金材は、５００～１０００℃の高温環境で使用される。そのため、このような高温環境で使用される合金材には、高いクリープ強度と、高温環境での優れた耐食性とが求められる。このような高温環境で使用される合金材として、アロイ８００、アロイ８００Ｈ、アロイ８００ＨＴが知られている。
　アロイ８００、アロイ８００Ｈ、アロイ８００ＨＴは、Ｃｒ及びＮｉを多量に含有する。そのため、これらの合金材は、高温での耐食性に優れることが知られている。これらの合金材はさらに、Ａｌ及びＴｉを含有する。そのため、高温環境での使用中に、合金材中に、ガンマプライム（γ’）相（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））が生成する。γ’相による析出強化により、これらの合金材は、優れたクリープ強度を有する。
　しかしながら、アロイ８００、アロイ８００Ｈ、アロイ８００ＨＴでは、溶接施工時において、溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ－Ａｆｆｅｃｔｅｄ－Ｚｏｎｅ）で溶接高温割れが生じやすい。さらに、非特許文献１及び２でも紹介されているとおり、これらの合金材では、高温環境での使用中において、応力緩和割れが生じる場合がある。そのため、アロイ８００、アロイ８００Ｈ、アロイ８００ＨＴと同等の化学組成を有する合金材では、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた耐応力緩和割れ性が求められる。
　上述の合金材の耐応力緩和割れ性を高めるため、従来、Ａｌ及びＴｉの総含有量を制限する方法や、溶接施工後に熱処理を実施する方法等が提案されている。しかしながら、Ａｌ及びＴｉの総含有量を制限すれば、十分なクリープ強度が得られない。また、溶接施工後に熱処理を実施する場合、施工コストが高くなったり、設備設計上、溶接施工後に熱処理ができない場合があったりする。
　Ａｌ及びＴｉを含有する合金材の耐応力緩和割れ性を高める技術が、国際公開第２０１８／０６６５７９号に開示されている。この文献では、高温環境での優れた耐応力緩和割れ性を実現するために、高温環境での使用中に合金材中に生成するγ’相に注目する。この文献では、高温環境での使用中に適切な量のγ’相を生成するために、合金材の化学組成を調整する。これにより、高温環境での使用中において、優れた耐応力緩和割れ性が得られる、と特許文献１には記載されている。
国際公開第２０１８／０６６５７９号
Ｈａｎｓ　ｖａｎ　Ｗｏｒｔｅｌ："Ｃｏｎｔｒｏｌ　ｏｆ　Ｒｅｌａｘａｔｉｏｎ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｉｎ　Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ　Ｈｉｇｈ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　Ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ"，ＣＯＲＲＯＳＩＯＮ　２００７（２００７），ＮＡＣＥ，Ｐａｐｅｒ　Ｎｏ．０７４２３ Ｒｉｃｈａｒｄ　Ｃｏｌｗｅｌｌ　ａｎｄ　Ｃａｔｈｌｅｅｎ　Ｓｈａｒｇａｙ："Ａｌｌｏｙ　８００Ｈ：Ｍａｔｅｒｉａｌ　ａｎｄ　ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ　ｃｈａｌｌｅｎｇｅｓ　ａｓｓｏｃｉａｔｅｄ　ｗｉｔｈ　ｔｈｅ　ｍｉｔｉｇａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｓｔｒｅｓｓ　ｒｅｌａｘａｔｉｏｎ　ｃｒａｃｋｉｎｇ"，　ＡＳＭＥ　Ｐｒｅｓｓｕｒｅ　Ｖｅｓｓｅｌｓ　＆　Ｐｉｐｉｎｇ　Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ　２０２０，Ｐａｐｅｒ　Ｎｏ．２０２０－２１８４２
　特許文献１に記載の合金材でも、高温環境で優れた耐応力緩和割れ性が得られる。しかしながら、他の手段により、高温環境で優れた耐応力緩和割れ性が得られてもよい。さらに、特許文献１では、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性の両立についてはなんら検討されていない。
　本開示の目的は、高温環境で十分なクリープ強度を有し、かつ、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性の両立が可能な、合金材を提供することである。
　本開示による合金材は、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０５０～０．１００％、
　Ｓｉ：１．００％以下、
　Ｍｎ：１．５０％以下、
　Ｐ：０．０３５％以下、
　Ｓ：０．００１５％以下、
　Ｃｒ：１９．００～２３．００％、
　Ｎｉ：３０．００～３５．００％、
　Ｎ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．１５～０．７０％、
　Ｔｉ：０．１５～０．７０％、
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．３０％、
　Ｔａ：０～０．５０％、
　Ｖ：０～１．００％、
　Ｚｒ：０～０．１０％
　Ｈｆ：０～０．１０％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～１．００％、
　Ｃａ：０～０．０２００％、
　Ｍｇ：０～０．０２００％、
　希土類元素：０～０．１０００％、及び、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　式（１）及び式（２）を満たす。
　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
　１．１２≦Ｔｉ／Ａｌ　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、前記合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　本開示による合金材は、高温環境で十分なクリープ強度を有し、かつ、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性の両立が可能である。
図１は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である合金材において、高温環境での使用中に応力緩和割れが生じるメカニズムを説明するための図である。
　本発明者らは、高温環境で十分なクリープ強度を有し、かつ、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性の両立が可能な合金材について、初めに、化学組成の観点から検討を行った。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．１００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１９．００～２３．００％、Ｎｉ：３０．００～３５．００％、Ｎ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１５～０．７０％、Ｔｉ：０．１５～０．７０％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０２００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．１０００％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する合金材であれば、高温環境で十分なクリープ強度を有し、かつ、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性が両立する可能性があると考えた。
　本発明者らはさらに、上述の化学組成を有する合金材において、高温環境でのクリープ強度を高める手段を検討した。その結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲である合金材において、次の式（１）を満たせば、高温環境でのクリープ強度が十分に高まることを見出した。
　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　本発明者らはさらに、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性の両立について、検討を行った。具体的には、本発明者らはまず、上述の化学組成を有する合金材を高温環境で使用中に、応力緩和割れが発生するメカニズムを調査した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　図１は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である合金材において、高温環境での使用中に応力緩和割れが生じるメカニズムを説明するための図である。図１の横軸は時間を示す。図１の縦軸は、伸び又は歪量を示す。図１の曲線ＣＲＤ０は、クリープ破断伸びを示す。曲線ＩＳ０は、クリープ変形に伴い結晶粒内のＣｒ欠乏領域に蓄積される歪量を示す。
　一般的に、高温環境で使用される合金材は、合金材の製造工程中に溶体化処理が施されて、合金材中の析出物が固溶される。製造工程中において、合金材中で析出物が十分に固溶されているために、高温環境での使用中にγ’相が生成する。γ’相による析出強化により、高いクリープ強度が得られる。
　このような合金材を高温環境で使用した場合、図１に示すとおり、クリープ破断伸びＣＲＤ０は、高温環境での使用初期から時間の経過に伴い徐々に低下する。一方、高温環境の使用初期（つまり、応力緩和過程の初期）から、合金材の内部では、上述したγ’相が生成する。
　高温環境での合金材の使用中では、上述のγ’相だけでなく、ＴｉＣも生成する。ＴｉＣの生成により、粒界近傍にＣｒ欠乏領域が発生する。Ｃｒ欠乏領域では、粒内の他の領域と比較して、強度が低い。そのため、応力緩和過程において、Ｃｒ欠乏領域にクリープ歪が集中しやすい。歪を構成する転位は、Ｃｒ欠乏領域内のＴｉＣにトラップされる。時間の経過に伴い、Ｃｒ欠乏領域中に生成するＴｉＣ量が増加する。そのため、ＴｉＣにトラップされる転位量も増加する。そのため、Ｃｒ欠乏領域でのクリープ歪量ＩＳ０も増大する。増大したクリープ歪量ＩＳ０がクリープ破断伸びＣＲＤ０を超えた時間ｔ０で、合金材に応力緩和割れが生じる。
　以上のとおり、応力緩和割れの生じる要因となるクリープ歪量の増大はＣｒ欠乏領域で発生し、Ｃｒ欠乏領域はＴｉＣの生成により発生する。そのため、本発明者らは、応力緩和割れには、γ’相よりもＴｉＣが影響すると考えた。そこで、本発明者らは、応力緩和過程での合金材中のＴｉＣに注目した。
　本発明者らは初めに、応力緩和過程において、ＴｉＣの生成を抑制すればよいと考えた。ＴｉＣを抑制するためには、合金材中のＴｉ含有量を低減すればよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が式（１）を満たさなければ、高温環境での使用中に、十分なγ’相が生成しない。この場合、高温環境で十分なクリープ強度が得られない。
　そこで、本発明者らは、発想を逆転し、ＴｉＣの生成を抑制するのではなく、高温環境での使用前に、合金材中に予めある程度のＴｉＣを生成させておくことを思いついた。そして、このような合金材を用いて、耐応力緩和割れ性を調査した。その結果、耐応力緩和割れ性が高まることを見出した。
　高温環境で使用する前の合金材が予めある程度の量のＴｉＣを含む場合、合金材の製造工程中にある程度の量のＴｉＣが生成する。このＴｉＣのピンニング効果により、合金材中の結晶粒は微細になっている。合金材中の結晶粒が微細であれば、クリープ破断伸びがＣＲＤ０からＣＲＤ１に上昇する。
　さらに、応力緩和過程の初期段階において、従前の場合と同様に、Ｃｒ欠乏領域中にＴｉＣが生成する。しかしながら、高温環境での使用前の合金材では、既にＴｉＣがある程度の量で存在している。そのため、応力緩和過程の初期段階で、ＴｉＣの生成が飽和する。そして、ＴｉＣの生成が飽和した後、既に生成しているＴｉＣが粗大化する。ＴｉＣが粗大化することにより、ＴｉＣにトラップされていた転位がＴｉＣから外れる。その結果、Ｃｒ欠乏領域に蓄積されたクリープ歪量は低下する。したがって、Ｃｒ欠乏領域で蓄積されたクリープ歪量は図１中のＩＳ１のような曲線となる。
　クリープ歪量ＩＳ１のピークは、応力緩和過程の初期段階に形成される。クリープ歪量ＩＳ１のピーク時点は、ＴｉＣの生成が飽和した時点に相当する。応力緩和過程の初期段階において、クリープ破断伸びＣＲＤ１は、クリープ歪量ＩＳ１のピークよりも高い。そして、クリープ歪量ＩＳ１は、ピークを超えると時間の経過とともに徐々に低下する。そのため、クリープ破断伸びＣＲＤ１とクリープ歪量ＩＳ１とが交差する時間が、時間ｔ０よりも遅くなる。その結果、耐応力緩和割れ性が高まる。
　さらに、上述のとおり、合金材がある程度の量のＴｉＣを含むことにより、合金材中の結晶粒が微細になる。そのため、溶接施工時の耐溶接高温割れ性も高まる。したがって、優れた耐応力緩和割れ性と優れた耐溶接高温割れ性との両立が可能となる。
　なお、結晶粒が微細になれば、クリープ強度が低下する可能性がある。しかしながら、上述のとおり、合金材は予めある程度のＴｉＣを含んでおり、かつ、高温環境での使用中において、γ’相だけでなく、ＴｉＣがさらに生成する。既に存在していたＴｉＣ、及び、高温環境での使用中に新たに生成したＴｉＣは、合金材を析出強化する。そのため、高温環境で十分なクリープ強度を維持できる。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、高温環境で十分なクリープ強度を有し、かつ、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性の両立を可能とするための、合金材中のＴｉＣの適切な量について検討を行った。その結果、次の知見を得た。
　化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である合金材において、ＴｉＣをある程度の量で生成させるためには、Ｔｉ含有量がＡｌ含有量よりも高くなければならない。具体的には、Ｔｉ含有量及びＡｌ含有量が式（２）を満たすようにする。
　１．１２≦Ｔｉ／Ａｌ　（２）
　ここで、式（２）中の各元素記号には、合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、式（１）及び式（２）を満たせば、合金材中に適切な量のＴｉＣが存在する。この場合、耐応力緩和割れ性を高めることができ、かつ、溶接施工時の耐溶接高温割れ性も高まる。さらに、高温環境での使用中において、γ’相及びＴｉＣの生成により、十分なクリープ強度が得られる。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による合金材は、次の構成を有する。
　［１］
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０５０～０．１００％、
　Ｓｉ：１．００％以下、
　Ｍｎ：１．５０％以下、
　Ｐ：０．０３５％以下、
　Ｓ：０．００１５％以下、
　Ｃｒ：１９．００～２３．００％、
　Ｎｉ：３０．００～３５．００％、
　Ｎ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．１５～０．７０％、
　Ｔｉ：０．１５～０．７０％、
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．３０％、
　Ｔａ：０～０．５０％、
　Ｖ：０～１．００％、
　Ｚｒ：０～０．１０％、
　Ｈｆ：０～０．１０％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～１．００％、
　Ｃａ：０～０．０２００％、
　Ｍｇ：０～０．０２００％、
　希土類元素：０～０．１０００％、及び、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　式（１）及び式（２）を満たす、
　合金材。
　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
　１．１２≦Ｔｉ／Ａｌ　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、前記合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　［２］
　［１］に記載の合金材であってさらに、
　電解抽出法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量を［Ｔｉ］Ｒと定義したとき、式（３）を満たす、
　合金材。
　０．０５０＜［Ｔｉ］Ｒ＜０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１１　（３）
　ここで、式（３）中の各元素記号には、前記合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　［３］
　［１］又は［２］に記載の合金材であって、
　Ｎｂ：０．０１～０．３０％、
　Ｔａ：０．０１～０．５０％、
　Ｖ：０．０１～１．００％、
　Ｚｒ：０．０１～０．１０％
　Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
　Ｃｕ：０．０１～１．００％、
　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　Ｗ：０．０１～１．００％、
　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、及び、
　希土類元素：０．００１～０．１０００％、
　からなる群から選択される１元素以上を含有する、
　合金材。
　以下、本実施形態の合金材について詳述する。なお、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［本実施形態の合金材の特徴］
　本実施形態の合金材は、次の特徴を有する。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．１００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１９．００～２３．００％、Ｎｉ：３０．００～３５．００％、Ｎ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１５～０．７０％、Ｔｉ：０．１５～０．７０％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０２００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．１０００％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる。
　（特徴２）
　特徴１の化学組成がさらに、式（１）を満たす。
　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　（特徴３）
　特徴１の化学組成がさらに、式（２）を満たす。
　１．１２≦Ｔｉ／Ａｌ　（２）
　ここで、式（２）中の各元素記号には、合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　本実施形態の合金材は、上述の特徴１～特徴３を満たす。そのため、本実施形態の合金材は、高温環境で十分なクリープ強度を有し、かつ、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性の両立を可能とする。以下、特徴１～特徴３について説明する。
　［（特徴１）化学組成について］
　本実施形態の合金の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０５０～０．１００％
　炭素（Ｃ）は高温環境での合金材のクリープ強度を高める。Ｃ含有量が０．０５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粒界にＭ２３Ｃ６型のＣｒ炭化物を生成する。この場合、粒界にＣｒ欠乏領域が生成する。そのため、合金材の耐応力緩和割れ性が低下する。
　したがって、Ｃ含有量は０．０５０～０．１００％である。
　Ｃ含有量の好ましい下限は、０．０５３％であり、さらに好ましくは０．０５５％であり、さらに好ましくは０．０５７％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
　Ｓｉ：１．００％以下
　シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、製鋼工程において、合金を脱酸する。Ｓｉはさらに、高温環境で合金材の耐酸化性を高める。Ｓｉが少しでも含有されれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。
　Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｍｎ：１．５０％以下
　マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｎ含有量は０％超である。Ｍｎは、溶接時において合金材の溶接部を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化する。Ｍｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温環境での使用時において、シグマ相（σ相）が生成しやすくなる。σ相は、高温環境での合金材の靱性及びクリープ延性を低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下である。
　Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３５％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
　Ｐ：０．０３５％以下
　りん（Ｐ）は不可避に含有される。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、大入熱溶接時において、合金材の粒界に偏析する。Ｐ含有量が０．０３５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上述の偏析が生じて、耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下である。
　Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、合金材の製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
　Ｓ：０．００１５％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避に含有される。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、大入熱溶接時において、合金材の粒界に偏析する。Ｓ含有量が０．００１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上述の偏析が生じて、耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００１５％以下である。
　Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、合金材の製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。
　Ｓ含有量の好ましい上限は０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。
　Ｃｒ：１９．００～２３．００％
　クロム（Ｃｒ）は、高温環境での合金材の耐食性を高める。Ｃｒ含有量が１９．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２３．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温環境でオーステナイトの安定性が低下する。この場合、合金材のクリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１９．００～２３．００％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい下限は１９．２０％であり、さらに好ましくは１９．４０％であり、さらに好ましくは１９．６０％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は２２．５０％であり、さらに好ましくは２２．００％であり、さらに好ましくは２１．５０％であり、さらに好ましくは２１．００％であり、さらに好ましくは２０．５０％であり、さらに好ましくは２０．００％である。
　Ｎｉ：３０．００～３５．００％
　ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、高温環境での合金材のクリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が３０．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が３５．００％を超えれば、上記効果が飽和する。さらに、原料コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は３０．００～３５．００％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい下限は３０．２０％であり、さらに好ましくは３０．４０％であり、さらに好ましくは３０．６０％であり、さらに好ましくは３０．８０％であり、さらに好ましくは３１．２０％であり、さらに好ましくは３１．４０％であり、さらに好ましくは３１．６０％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい上限は３４．５０％であり、さらに好ましくは３４．００％であり、さらに好ましくは３３．５０％であり、さらに好ましくは３３．００％である。
　Ｎ：０．１００％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、マトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化する。固溶Ｎはさらに、高温環境での使用中において合金材中に微細な窒化物を形成する。微細な窒化物はＣｒ欠乏領域を強化するため、合金材の耐応力緩和割れ性を高める。高温環境での使用中に生成した微細な窒化物はさらに、析出強化によりクリープ強度を高める。Ｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＴｉＮが生成する。粗大なＴｉＮは合金材の靱性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１００％以下である。
　Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
　Ｎ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ａｌ：０．１５～０．７０％
　アルミニウム（Ａｌ）は製鋼工程において、合金材を脱酸する。Ａｌはさらに、高温環境での合金材の耐酸化性を高める。Ａｌはさらに、高温環境でγ’相を生成し、高温環境での合金材のクリープ強度を高める。Ａｌ含有量が０．１５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ａｌ含有量が０．７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の製造工程中においてγ’相が多量に生成する。この場合、合金材の製造工程中の熱間加工性が低下する。Ａｌ含有量が０．７０％を超えればさらに、ＴｉＣが十分に生成されない。この場合、ＴｉＣによる合金材中の結晶粒が十分に微細にならない。そのため、合金材の溶接施工時に、合金材の溶接熱影響部において耐溶接高温割れ性が低下する。さらに、式（１）を満足するＴｉ量が減少するため、７００℃で析出強化するＴｉＣが減少して合金材のクリープ強度が十分に高まらない。さらに、応力緩和過程の初期段階でＴｉＣが十分に生成しない。そのため、高温環境での耐応力緩和割れ性が低下する。
　したがって、Ａｌ含有量は０．１５～０．７０％である。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は０．１７％であり、さらに好ましくは０．１９％であり、さらに好ましくは０．２１％であり、さらに好ましくは０．２３％である。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５７％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５３％であり、さらに好ましくは０．５１％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　なお、Ａｌ含有量は、いわゆる全Ａｌ（Ｔｏｔａｌ　Ａｌ）の含有量（質量％）である。
　Ｔｉ：０．１５～０．７０％
　チタニウム（Ｔｉ）は、高温環境でＮｉ及びＡｌと結合してγ’相を生成し、高温環境での合金材のクリープ強度を高める。Ｔｉ含有量が０．１５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＴｉＣが生成する。この場合、合金材の溶接施工時に、合金材の溶接熱影響部において耐溶接高温割れ性が低下する。Ｔｉ含有量が０．７０％を超えればさらに、合金材の製造工程中においてγ’相が多量に生成する。この場合、合金材の製造工程中の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５～０．７０％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．１７％であり、さらに好ましくは０．１９％であり、さらに好ましくは０．２１％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５９％であり、さらに好ましくは０．５７％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％
　ボロン（Ｂ）は、高温環境で粒界に偏析し、粒界強度を高める。そのため、合金材の耐応力緩和割れ性を高める。Ｂ含有量が０．００１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｂが粒界でのＣｒ炭化物の生成を促進する。この場合、合金材の耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００１０～０．００５０％である。
　Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１４％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
　本実施形態による合金材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、合金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、又は製造環境などから混入されるものであって、意図的に含有されるものではなく、本実施形態の合金材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物の代表例は、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、Ｐｂ及びＳｂである。これらの不純物の合計含有量は０．１％以下である。
　［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
　本実施形態の合金材の化学組成はさらに、
　Ｆｅの一部に代えて、
　Ｎｂ：０～０．３０％、
　Ｔａ：０～０．５０％、
　Ｖ：０～１．００％、
　Ｚｒ：０～０．１０％
　Ｈｆ：０～０．１０％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～１．００％、
　Ｃａ：０～０．０２００％、
　Ｍｇ：０～０．０２００％、
　希土類元素：０～０．１０００％、
　からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。
　以下、これらの任意元素について説明する。
　［第１群：Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｚｒ及びＨｆについて］
　本実施形態による合金材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｚｒ及びＨｆからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、Ｃと結合して炭化物を生成し、固溶Ｃを低減する。これにより、高温環境において、粒界でのＣｒ炭化物の生成が抑制される。そのため、Ｃｒ欠乏層の生成が抑制される。その結果、高温環境での合金材の耐応力緩和割れ性がさらに高まる。
　Ｎｂ：０～０．３０％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。Ｎｂが含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは、Ｃと結合して炭化物を生成する。炭化物を生成してＣを固定することにより、合金材中の固溶Ｃ量が低減する。これにより、高温環境において、粒界でのＣｒ炭化物の生成が抑制される。そのため、Ｃｒ欠乏領域の生成が抑制される。その結果、合金材の耐応力緩和割れ性が高まる。Ｎｂはさらに、高温環境での使用中において、Ｎとともに、合金材中に微細な窒化物を形成する。微細な窒化物はＣｒ欠乏領域を強化するため、合金材の耐応力緩和割れ性を高める。高温環境での使用中に生成した微細な窒化物はさらに、析出強化によりクリープ強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の溶接施工時に、合金材の溶接熱影響部において耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．３０％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　Ｔａ：０～０．５０％
　タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔａ含有量は０％であってもよい。Ｔａが含有される場合、つまり、Ｔａ含有量が０％超である場合、Ｔａは、Ｃと結合して炭化物を生成する。炭化物を生成してＣを固定することにより、合金材中の固溶Ｃ量が低減する。これにより、高温環境において、粒界でのＣｒ炭化物の生成が抑制される。そのため、Ｃｒ欠乏領域の生成が抑制される。その結果、合金材の耐応力緩和割れ性が高まる。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｔａ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の溶接施工時に、合金材の溶接熱影響部において耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．５０％である。
　Ｔａ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
　Ｔａ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｖ：０～１．００％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、Ｃと結合して炭化物を生成する。炭化物を生成してＣを固定することにより、合金材中の固溶Ｃ量が低減する。これにより、高温環境において、粒界でのＣｒ炭化物の生成が抑制される。そのため、Ｃｒ欠乏領域の生成が抑制される。その結果、合金材の耐応力緩和割れ性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｖ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の溶接施工時に、合金材の溶接熱影響部において耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．００％である。
　Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは、０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
　Ｖ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｚｒ：０～０．１０％
　ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。Ｚｒが含有される場合、つまり、Ｚｒ含有量が０％超である場合、Ｚｒは、Ｃと結合して炭化物を生成する。炭化物を生成してＣを固定することにより、合金材中の固溶Ｃ量が低減する。これにより、高温環境において、粒界でのＣｒ炭化物の生成が抑制される。そのため、Ｃｒ欠乏領域の生成が抑制される。その結果、合金材の耐応力緩和割れ性が高まる。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｚｒ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の溶接施工時に、合金材の溶接熱影響部において耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．１０％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
　Ｈｆ：０～０．１０％
　ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。Ｈｆが含有される場合、つまり、Ｈｆ含有量が０％超である場合、Ｈｆは、Ｃと結合して炭化物を生成する。炭化物を生成してＣを固定することにより、合金材中の固溶Ｃ量が低減する。これにより、高温環境において、粒界でのＣｒ炭化物の生成が抑制される。そのため、Ｃｒ欠乏領域の生成が抑制される。その結果、合金材の耐応力緩和割れ性が高まる。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｈｆ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の溶接施工時に、合金材の溶接熱影響部において耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．１０％である。
　Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
　Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
　［第２群：Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｏについて］
　本実施形態による合金材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、高温環境での合金材のクリープ強度を高める。
　Ｃｕ：０～１．００％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは高温環境での合金材の使用中において、粒内にＣｕ相として析出する。この析出強化により、合金材のクリープ強度が高まる。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｕ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、結晶粒内において、Ｃｕ相が過剰に析出する。この場合、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～１．００％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｍｏ：０～１．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏが含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは、高温環境での合金材の使用中において、固溶強化により、合金材のクリープ強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｏ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、結晶粒内において、ＬＡＶＥＳ相等の金属間化合物が生成する。この場合、二次誘起析出硬化が増加して、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～１．００％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
　Ｗ：０～１．００％
　タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗが含有される場合、つまり、Ｗ含有量が０％超である場合、Ｗは、高温環境での合金材の使用中において、固溶強化により、合金材のクリープ強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｗ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、結晶粒内において、ＬＡＶＥＳ相等の金属間化合物が生成する。この場合、二次誘起析出硬化が増加して、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、耐応力緩和割れ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～１．００％である。
　Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｗ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｃｏ：０～１．００％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。Ｃｏが含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏは、オーステナイトを安定化して、高温環境での合金材のクリープ強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｏ含有量が１．００％を超えれば、原料コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。
　Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　［第３群：Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）について］
　本実施形態による合金材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金材の熱間加工性を高める。
　Ｃａ：０～０．０２００％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、合金材の熱間加工性を高める。Ｃａはさらに、Ｓを固定して、Ｓの粒界偏析を抑制する。そのため、合金材の溶接施工時に、合金材の溶接熱影響部（ＨＡＺ）において耐溶接高温割れ性が高まる。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の清浄性が低下し、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０２００％である。
　Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
　Ｍｇ：０～０．０２００％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
　Ｍｇが含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、合金材の熱間加工性を高める。Ｍｇはさらに、Ｓを固定して、Ｓの粒界偏析を抑制する。そのため、合金材の溶接施工時に、合金材のＨＡＺにおいて耐溶接高温割れ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の清浄性が低下し、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０２００％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
　希土類元素：０～０．１０００％
　希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、合金材の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、Ｓを固定して、Ｓの粒界偏析を抑制する。そのため、合金材の溶接施工時に、合金材のＨＡＺにおいて耐溶接高温割れ性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の清浄性が低下し、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．１０００％である。
　ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０６００％であり、さらに好ましくは０．０４００％である。
　本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ～７１番のＬｕ）の少なくとも１元素以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
　［（特徴２）式（１）について］
　本実施形態の合金材の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ１＝Ａｌ＋Ｔｉと定義する。Ｆ１はγ’相の生成量の指標である。本実施形態の合金材では、高温環境での使用中にγ’相が生成する。このγ’相により、高温環境での合金材のクリープ強度が高まる。
　化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｆ１が０．６０以下であれば、高温環境において合金材中に十分な量のγ’相が生成しない。この場合、高温環境での合金材のクリープ強度が低下する。
　一方、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｆ１が１．２０以上であれば、合金材中にγ’相が過剰に多く生成する。この場合、合金材の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｆ１は０．６０超～１．２０未満である。
　Ｆ１の好ましい下限は０．６２であり、さらに好ましくは０．６４であり、さらに好ましくは０．６６であり、さらに好ましくは０．６８であり、さらに好ましくは０．７０である。
　Ｆ１の好ましい上限は１．１５であり、さらに好ましくは１．１０であり、さらに１．０５であり、さらに好ましくは１．００であり、さらに好ましくは０．９５である。
　［（特徴３）式（２）について］
　本実施形態の合金材の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
　１．１２≦Ｔｉ／Ａｌ　（２）
　ここで、式（２）中の各元素記号には、合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ２＝Ｔｉ／Ａｌと定義する。Ｆ２は、高温環境での合金材の耐応力緩和割れ性の指標である。
　高温環境において、クリープ強度と耐応力緩和割れ性とを両立させるために、本実施形態の合金材では、Ａｌ含有量に対してＴｉ含有量を多くする。この場合、合金材はある程度の量のＴｉＣを含有する。そのため、ＴｉＣにより、合金材中の結晶粒は細粒化される。その結果、高温環境での合金材のクリープ破断伸びが高まる。本実施形態の合金材ではさらに、Ａｌ含有量に対してＴｉ含有量を多くすることにより、応力緩和過程の初期段階でＴｉＣの生成が飽和する。ＴｉＣの生成が飽和した後、時間の経過とともに、ＴｉＣは粗大化する。その結果、Ｃｒ欠乏領域に蓄積されるクリープ歪量は、応力緩和過程の初期段階でピークを形成する。その後、時間の経過とともに、クリープ歪量は減少する。その結果、高温環境での耐応力緩和割れ性が高まる。Ｆ２が１．１２未満であれば、上記効果が十分に得られない。したがって、Ｆ２は１．１２以上である。
　Ｆ２の好ましい下限は１．１３であり、さらに好ましくは１．１５であり、さらに好ましくは１．３０であり、さらに好ましくは１．４０であり、さらに好ましくは１．５０である。
　Ｆ２の上限は特に限定されない。合金材の耐酸化性を高める観点では、Ｆ２の好ましい上限は４．００であり、さらに好ましくは３．９０であり、さらに好ましくは３．７０であり、さらに好ましくは３．５０であり、さらに好ましくは３．３０である。
　［本実施形態の合金材の好ましい形態］
　好ましくは、本実施形態の合金材は特徴１～特徴３を満たし、さらに、次の特徴４を満たす。
　（特徴４）
　電解抽出法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量を［Ｔｉ］Ｒと定義したとき、式（３）を満たす。
　０．０５０＜［Ｔｉ］Ｒ＜０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１１　（３）
　ここで、式（３）中の各元素記号には、合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　以下、特徴４について説明する。
　［（特徴４）式（３）について］
　残渣中のＴｉ含有量である［Ｔｉ］Ｒは、合金材中のＴｉＣ量の指標である。優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性を両立させるためには、合金材中のＴｉＣ量及び固溶Ｔｉ量が適切であることが好ましい。
　［Ｔｉ］Ｒが０．０５０よりも高ければ、高温環境で合金材を使用する前に、合金材中にある程度のＴｉＣが存在している。この場合、ＴｉＣによるピンニング効果が得られる。そのため、合金材中の結晶粒は微細化される。その結果、高温環境での合金材のクリープ破断伸びが高まる。さらに、高温環境で合金材を使用する前に、合金材中にある程度の量のＴｉＣが既に存在している。そのため、図１を用いて上述で説明したとおり、高温使用中において、応力緩和過程の初期段階でＴｉＣの生成が飽和する。その結果、Ｃｒ欠乏領域のクリープ歪量も、応力緩和過程の初期段階でピークを形成する。その後、時間の経過とともに、クリープ歪量は低下する。その結果、高温環境での合金材の応力緩和割れがさらに抑制される。
　一方、［Ｔｉ］ＲがＦ３（＝０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１１）よりも低ければ、合金材中のＴｉＣの量が適切であり、多過ぎではない。仮に、合金材中にＴｉＣが過剰に多く存在していれば、合金材の溶接施工時に、ＴｉＣに起因した溶接高温割れが発生する。つまり、［Ｔｉ］ＲがＦ３未満であれば、合金材の耐溶接高温割れ性がさらに高まる。また、仮に合金材中にＴｉＣが過剰に多く存在していればさらに、高温環境での使用中に、十分なγ’相が生成しない。この場合、高温環境でクリープ強度が高まらない。つまり、［Ｔｉ］ＲがＦ３未満であれば、合金材のクリープ強度がさらに高まる。したがって、好ましくは、［Ｔｉ］Ｒは０．０５０よりも高く、Ｆ３（＝０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１１）未満である。
　［Ｔｉ］Ｒのさらに好ましい下限は０．０５５であり、さらに好ましくは０．０６０であり、さらに好ましくは０．０６５であり、さらに好ましくは０．０７０であり、さらに好ましくは０．０７５である。
　［Ｔｉ］Ｒのさらに好ましい上限（Ｆ３）は、０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１５であり、さらに好ましくは０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１８であり、さらに好ましくは０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．２０である。
　［［Ｔｉ］Ｒの測定方法］
　［Ｔｉ］Ｒは次の電解抽出法で測定できる。
　合金材の表面から１ｍｍ深さ以上の位置から試験片を採取する。試験片のサイズは特に限定されない。試験片は例えば、直径１０ｍｍ×長さ７０ｍｍである。
　採取した試験片の表面を、予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した試験片を、電解液（１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノール）を用いて電流値２７０ｍＡで本電解する。このとき、電解深さを３１μｍ程度とする。本電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にて、残渣中のＴｉ質量（ｇ）を求める。さらに、本電解前の試験片の質量（ｇ）と、本電解後の試験片の質量（ｇ）を測定する。そして、本電解前の試験片の質量から本電解後の試験片の質量を差し引いた値を、本電解された母材質量（ｇ）と定義する。残渣中のＴｉ質量を本電解された母材質量で除して、残渣中のＴｉ含有量（質量％）を求める。つまり、次の式に基づいて、残渣中のＴｉ含有量である［Ｔｉ］Ｒ（質量％）を求める。
　［Ｔｉ］Ｒ＝残渣中のＴｉ質量／母材質量×１００
　［合金材の効果］
　本実施形態の合金材は、上述の特徴１～特徴３を満たす。その結果、本実施形態の合金材は、高温環境で十分なクリープ強度を有し、かつ、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接割れ性の両立が可能である。本実施形態の合金材が特徴４をさらに満たせば、クリープ強度及び耐溶接高温割れ性がさらに高まる。
　［合金材のミクロ組織］
　本実施形態の合金材のミクロ組織は、オーステナイトからなる。
　［合金材の形状］
　本実施形態の合金材の形状は特に限定されない。合金材は合金管であってもよいし、合金板であってもよい。合金材は合金棒材であってもよい。好ましくは、本実施形態の合金材は、合金管である。
　［合金材の製造方法］
　特徴１～特徴４を満たす本実施形態の合金材の製造方法を説明する。以降に説明する製造方法は、本実施形態の合金材の製造方法の一例である。したがって、特徴１～特徴４を満たす合金材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の合金材の製造方法の好ましい一例である。
　本実施形態の合金材の製造方法は、次の工程を含む。
　（工程１）準備工程
　（工程２）熱間加工工程
　（工程３）冷間加工工程
　（工程４）熱処理工程
　工程２の熱間加工工程では、次の条件１を満たす。
　（条件１）
　熱間加工前の加熱時の加熱温度Ｔ１（℃）と、加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１（分）とが、次の範囲内である。
　Ｔ１：１１００～１２８０℃
　ｔ１：３～１２０分
　さらに、工程４の熱処理工程では、次の条件２を満たす。
　（条件２）
　熱処理工程での熱処理温度Ｔ２（℃）と、熱処理温度Ｔ２での保持時間ｔ２（分）とが、次の範囲内である。
　Ｔ２：１０５０～１３００℃
　ｔ２：１～６０分
　以下、各工程について説明する。
　［（工程１）準備工程］
　準備工程では、上述の特徴１の化学組成を有する素材を準備する。素材は第三者から供給されてもよいし、製造してもよい。素材はインゴットであってもよいし、スラブ、ブルーム、ビレットであってもよい。
　素材を製造する場合、次の方法により、素材を製造する。上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブ、ブルーム、ビレットを製造してもよい。製造されたインゴット、スラブ、ブルームに対して熱間加工を実施して、ビレットを製造してもよい。例えば、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、円柱状のビレットを製造し、このビレットを素材としてもよい。この場合、熱間鍛造開始直前の素材の温度は特に限定されないが、例えば、１０００～１３００℃である。熱間鍛造後の素材の冷却方法は特に限定されない。
　［（工程２）熱間加工工程］
　熱間加工工程では、準備工程において準備された素材に対して熱間加工を実施して、中間合金材を製造する。中間合金材は例えば、合金管であってもよいし、合金板であってもよいし、合金棒材であってもよい。
　中間合金材が合金管である場合、熱間加工工程では、次の加工を実施する。初めに、円柱素材を準備する。機械加工により、円柱素材の中心軸に沿った貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材を加熱する。加熱された円柱素材に対して、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出を実施して、中間合金材（合金管）を製造する。熱間押出法に代えて、熱間押抜き製管法を実施してもよい。
　また、熱間押出に代えてマンネスマン法による穿孔圧延を実施して、合金管を製造してもよい。この場合、円柱素材を加熱する。加熱された円柱素材に対して、穿孔機による穿孔圧延を実施する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、例えば、１．０～４．０である。穿孔圧延された円柱素材をさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して中空素管（合金管）にする。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、例えば、２０～８０％である。熱間加工により合金管を製造する場合、熱間加工が完了した直後の中空素管の温度（仕上げ温度）は、８００℃以上であるのが好ましい。
　中間合金材が合金板である場合、熱間加工工程は例えば、一対のワークロールを備える１又は複数の圧延機を用いる。スラブ等の素材を加熱する。加熱された素材に対して圧延機を用いて熱間圧延を実施して、合金板を製造する。
　熱間加工工程では、上述の条件１を満たす。つまり、熱間加工前の加熱時の加熱温度Ｔ１（℃）と、加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１（分）とは、次の範囲内である。
　Ｔ１：１１００～１２８０℃
　ｔ１：３～１２０分
　好ましくは、熱間加工工程では、次の条件３を満たす。
　（条件３）
　加熱温度Ｔ１（℃）と、加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１（分）とが、次の式（Ａ）を満たすようにする。
　８００≦Ｔ１×ＬＯＧ（ｔ１）≦２１００　（Ａ）
　ＦＡ＝Ｔ１×ＬＯＧ（ｔ１）と定義する。ＦＡは、製造後の合金材中のＴｉＣ量に影響する。
　ＦＡが８００以上であれば、熱間加工前の加熱時において、十分な量のＴｉＣが生成する。そのため、製造後の合金材において、［Ｔｉ］Ｒが０．０５０よりも高くなる。
　一方、ＦＡが２１００以下であれば、熱間加工前の加熱時において、ＴｉＣが適切な量で生成する。そのため、製造後の合金材において、［Ｔｉ］ＲがＦ３（＝０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１１）未満となる。したがって、好ましくは、ＦＡは８００～２１００である。
　ＦＡのさらに好ましい下限は８２０であり、さらに好ましくは８４０であり、さらに好ましくは８６０であり、さらに好ましくは１０００であり、さらに好ましくは１２００である。
　ＦＡのさらに好ましい上限は２０５０であり、さらに好ましくは２０００であり、さらに好ましくは１９５０であり、さらに好ましくは１８５０である。
　［（工程３）冷間加工工程］
　冷間加工工程は必要に応じて実施する。つまり、冷間加工工程は実施しなくてもよい。実施する場合、中間合金材に対して、酸洗処理を実施した後、冷間加工を実施する。中間合金材が合金管又は合金棒材である場合、冷間加工は例えば、冷間抽伸である。中間合金材が合金板である場合、冷間加工は例えば、冷間圧延である。冷間加工工程を実施することにより、再結晶の発現及び整粒化を行うことができる。冷間加工工程における減面率は特に限定されないが、例えば、１０～９０％である。
　［（工程４）熱処理工程］
　熱処理工程では、熱間加工工程後又は冷間加工工程後の中間合金材に対して、熱処理を実施して、合金材中のＴｉＣの量と結晶粒のサイズとを調整する。
　熱処理工程では、上述の条件２を満たす。つまり、熱処理温度Ｔ２（℃）と、熱処理温度Ｔ２での保持時間ｔ２（分）とは、次の範囲内である。
　Ｔ２：１０５０～１３００℃
　ｔ２：１～６０分
　好ましくは、熱処理工程では、次の条件４を満たす。
　（条件４）
　熱処理温度Ｔ２（℃）と、熱処理温度Ｔ２での保持時間ｔ２（分）とが、次の式（Ｂ）を満たすようにする。
　２６００≦Ｔ２×（ＬＯＧ（ｔ２）＋２）≦４４００　（Ｂ）
　ＦＢ＝Ｔ２×（ＬＯＧ（ｔ２）＋２）と定義する。ＦＢは、ＦＡと同様に、製造後の合金材中のＴｉＣ量に影響する。
　ＦＢが２６００以上であれば、製造後の合金材において、十分な量のＴｉＣが生成する。そのため、［Ｔｉ］Ｒが０．０５０よりも高くなる。
　一方、ＦＢが４４００以下であれば、製造後の合金材において、ＴｉＣが適切な量で生成する。そのため、［Ｔｉ］Ｒが０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１１未満となる。したがって、好ましくは、ＦＢは２６００～４４００である。
　ＦＢのさらに好ましい下限は２６５０であり、さらに好ましくは２７００であり、さらに好ましくは２７５０である。
　ＦＢのさらに好ましい上限は４３５０であり、さらに好ましくは４３００であり、さらに好ましくは４２５０であり、さらに好ましくは４０００であり、さらに好ましくは３８００である。
　熱処理温度Ｔ２（℃）で保持時間ｔ２（分）保持した後、中間合金材を冷却する。冷却方法は急冷（水冷）が好ましい。
　好ましくは、熱間加工工程及び熱処理工程ではさらに、次の条件５を満たす。
　（条件５）
　０．３０≦ＦＡ／ＦＢ　（Ｃ）
　ＦＣ＝ＦＡ／ＦＢと定義する。ＦＣは、ＦＡ及びＦＢと同様に、製造後の合金材中のＴｉＣ量に影響する。ＦＣが０．３０以上であれば、製造後の合金材において、十分な量のＴｉＣが得られやすい。そのため、［Ｔｉ］Ｒが０．０５０よりも高くなる。
　したがって、好ましくは、ＦＣは０．３０以上である。
　ＦＣのさらに好ましい下限は０．３３であり、さらに好ましくは０．３５であり、さらに好ましくは０．３８である。
　ＦＣの上限は特に限定されない。ＦＣの上限は例えば０．６０である。
　以上の工程により、本実施形態の合金材を製造できる。上述の製造方法は、本実施形態の合金材の製造方法の一例である。したがって、本実施形態の合金材の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。特徴１～特徴３を満たせば、又は、特徴１～特徴４を満たせば、合金材の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。
　［合金材の溶接継手の製造方法］
　本実施形態の合金材の溶接継手は、次の方法により製造できる。
　母材として、本実施形態の合金材を準備する。準備された母材に対して、開先を形成する。具体的には、母材の端部に、周知の加工方法により開先を形成する。開先形状は、Ｖ形状であってもよいし、Ｕ形状であってもよいし、Ｘ形状であってもよいし、Ｖ形状、Ｕ形状及びＸ形状以外の他の形状であってもよい。
　準備された母材に対して溶接を実施して、溶接継手を製造する。具体的には、開先が形成された２つの母材を準備する。準備された母材の開先同士を突き合わせる。そして、突き合わされた一対の開先部に対して、周知の溶接材料を用いて溶接を実施して、上述の化学組成を有する溶接金属を形成する。溶接材料は例えば、ＡＷＳ規格名：ＥＲ　ＮｉＣｒ－３である。ただし、溶接材料はこれに限定されない。
　溶接方法は、溶接金属を１層形成してもよいし、多層盛り溶接であってもよい。溶接方法は、例えば、ティグ溶接（ＧＴＡＷ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）、フラックス入りワイヤアーク溶接（ＦＣＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）である。以上の製造工程により、本実施形態の合金材の溶接継手を製造できる。
　実施例により本実施形態の合金材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の合金材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の合金材はこの一条件例に限定されない。
　［合金材の製造］
　表１－１及び表１－２に示す化学組成を有するインゴットを製造した。インゴットの形状は、外径１２０ｍｍの円柱状であり、インゴットの質量は３０ｋｇであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１－２中の「－」は、対応する元素の含有量が、不純物レベル以下であったことを意味する。
　製造されたインゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ３０ｍｍの素材（合金板）を製造した。熱間鍛造でのインゴットの加熱温度は、１０００～１３００℃であった。
　製造された素材に対して、熱間加工工程を実施した。具体的には、素材を加熱炉で加熱した。熱間加工工程での加熱温度Ｔ１は１１００～１２８０℃であり、加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１は３～１２０分であった。ＦＡ値を表２に示す。加熱後の素材を熱間圧延して、厚さ１５ｍｍの中間合金材（合金板）を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　中間合金材に対して、熱処理工程を実施した。熱処理工程での熱処理温度Ｔ２は１０５０～１３００℃であり、熱処理温度Ｔ２での保持時間ｔ２は１～６０分であった。ＦＢ値及びＦＣ値を表２に示す。保持時間ｔ２経過後の中間合金材を常温まで水冷した。以上の工程により、各試験番号の合金材（合金板）を製造した。
　［評価試験］
　製造された合金材を用いて、次の評価試験を実施した。
　（試験１）［Ｔｉ］Ｒ測定試験
　（試験２）クリープ強度評価試験
　（試験３）耐応力緩和割れ性評価試験
　（試験４）耐溶接高温割れ性評価試験
　以下、各評価試験について説明する。
　［（試験１）［Ｔｉ］Ｒ測定試験］
　各試験番号の合金材の表面から１ｍｍ深さ以上の位置から試験片を採取した。試験片のサイズは、直径１０ｍｍ×長さ７０ｍｍであった。上述の［［Ｔｉ］Ｒの測定方法］に基づいて、残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］Ｒ（質量％）を求めた。得られた［Ｔｉ］Ｒを表２中の「［Ｔｉ］Ｒ（質量％）」欄に示す。
　［（試験２）クリープ強度評価試験］
　各試験番号の合金材（合金板）に対して、次のクリープ強度評価試験を実施した。
　各試験番号の合金材（合金板）の板幅中央位置かつ板厚中央位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２７１：２０１０に準拠したクリープ破断試験片を採取した。クリープ破断試験片の平行部の軸方向に垂直な断面は円形であった。平行部の外径は６ｍｍであり、長さは３０ｍｍであった。クリープ破断試験片の長手方向は、合金板の圧延方向と平行であった。
　採取したクリープ破断試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２７１：２０１０に準拠したクリープ破断試験を実施した。具体的には、クリープ破断試験片を７００℃に加熱した。その後、クリープ破断試験を実施した。試験応力は８０ＭＰａとした。試験では、クリープ破断時間（時間）を求めた。
　得られたクリープ破断時間に応じて、クリープ強度を次のとおり評価した。
　評価Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）：クリープ破断時間が４０００時間よりも長い
　評価Ｇ（Ｇｏｏｄ）　　　　　：クリープ破断時間が２０００～４０００時間
　評価Ｂ（Ｂａｄ）　　　　　　：クリープ破断時間が２０００時間よりも短い
　評価Ｇ又は評価Ｅの場合、優れたクリープ強度が得られたと判断した。評価結果を表２中の「クリープ強度」欄に示す。
　［（試験３）耐応力緩和割れ性評価試験］
　各試験番号の合金材（合金板）に対して、次の耐応力緩和割れ性評価試験を実施した。
　各試験番号の合金材（合金板）の板幅中央位置かつ板厚中央位置から、角状試験片を採取した。角状試験片の長手方向に垂直な断面は、１０ｍｍ×１０ｍｍの矩形とした。角状試験片の長さは１００ｍｍとした。角状試験片の長手方向は、合金材（合金板）の圧延方向と平行とした。
　高周波熱サイクル装置を用いて、採取した角状試験片に対して次の熱履歴を付与した。具体的には、角状試験片を大気中において、常温から７０℃／秒で１３００℃まで昇温した。その後、１３００℃で１８０秒保持した。その後、角状試験片を５０℃／秒の冷却速度で常温まで冷却した。以上の熱履歴を角状試験片に付与することにより、溶接模擬試験片を作製した。
　溶接模擬試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ３２８－０２に準拠した応力緩和試験を実施した。具体的には、溶接模擬試験片から、応力緩和試験用の試験片を作製した。試験片は、長さ８０ｍｍ、標点間距離ＧＬ＝３０ｍｍのつば付きクリープ試験片とした。たわみ変位負荷用試験ジグを用いて、試験片に対して、初期の冷間歪を２０％付与した。冷間歪が付与された試験片が取り付けられた試験ジグを加熱炉に装入して、６５０℃で３００時間保持した。
　ＡＳＴＭ　Ｅ３２８－０２に準拠した応力緩和試験の結果について、次のとおり評価した。
　評価Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）：３００時間経過後の試験片が破断していない
　評価Ｇ（Ｇｏｏｄ）　　　　　：２００～３００時間経過後の試験片が破断した
　評価Ｂ（Ｂａｄ）　　　　　　：２００時間未満で試験片が破断した
　評価Ｇ又は評価Ｅの場合、優れた耐応力緩和割れ性が得られたと判断した。評価結果を表２中の「耐応力緩和割れ性」欄に示す。
　［（試験４）耐溶接高温割れ性評価試験］
　各試験番号の合金材（合金板）の板幅中央位置かつ板厚中央位置を中心とした板厚１２ｍｍ、幅４０ｍｍ、長さ３００ｍｍの試験片を採取した。採取した試験片に対して、次に示すロンジバレストレイン試験を実施した。
　具体的には、試験片の板幅中央位置の長手方向に、溶接電流２００Ａ、電圧１２Ｖ、速度１５ｃｍ／分の溶接条件で、ＴＩＧなめ付け溶接を実施した。ＴＩＧなめ付け溶接の途中で、表層に２％の歪が加わるよう溶接方向と平行に曲げ応力を瞬間的に付与した。
　曲げ応力の付与により溶接割れが発生した個所を含む部分を、光学顕微鏡で観察可能なサイズに切り出した。切り出したサンプルのサイズは、４０ｍｍ×４０ｍｍ×１２ｍｍであった。
　切り出されたサンプルの溶接部表面のスケールをバフ研磨により除去した。その後、１００倍の光学顕微鏡を用いて、ＨＡＺの割れ有無、及び、割れが発生している場合は割れの長さを測定した。具体的には、溶接金属とＨＡＺとの境界を起点として、溶接方向と垂直な方向に伝搬した割れの長さ（溶接方向と垂直な方向の長さ）を測定した。試験片に生じた全ての割れの、溶接方向と垂直な方向の長さを求めた。それらの割れの長さの合計を、総割れ長さ（ｍｍ）と定義した。２つの試験片の各々で、総割れ長さを求めた。求めた総割れ長さの算術平均値を、平均総割れ長さと定義した。
　得られた平均総割れ長さに基づいて、耐溶接高温割れ性を次のとおり評価した。
　評価Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）：平均総割れ長さが２．０ｍｍ以下である
　評価Ｇ（Ｇｏｏｄ）　　　　　：平均総割れ長さが２．０超～３．０ｍｍ未満である
　評価Ｂ（Ｂａｄ）　　　　　　：平均総割れ長さが３．０ｍｍ以上である
　評価Ｇ又は評価Ｅの場合、優れた耐溶接高温割れ性が得られたと判断した。評価結果を表２中の「耐溶接高温割れ性」欄に示す。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。
　表１－１、表１－２及び表２を参照して、試験番号１～３５では、合金材が特徴１～特徴３を満たした。そのため、高温環境において、十分なクリープ強度が得られた。さらに、優れた耐応力緩和割れ性及び優れた耐溶接高温割れ性が得られた。
　さらに、試験番号１～２８では、製造条件のＦＡが式（Ａ）を満たし、ＦＢが式（Ｂ）を満たし、ＦＣが式（Ｃ）を満たした。その結果、試験番号１～２８では、合金材が特徴１～特徴３だけでなく、特徴４も満たした。そのため、試験番号１～２８では、クリープ強度評価試験、耐応力緩和割れ性評価試験、及び、耐溶接高温割れ性評価試験において、評価Ｅが得られ、さらに優れたクリープ強度、耐応力緩和割れ性及び耐溶接高温割れ性が得られた。
　一方、試験番号３６では、Ａｌ含有量が高すぎた。そのため、十分な耐応力緩和割れ性及び耐溶接高温割れ性が得られなかった。さらに、十分なクリープ強度が得られなかった。
　試験番号３７では、化学組成中の各元素含有量が適切であったものの、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、十分なクリープ強度が得られなかった。
　試験番号３８では、化学組成中の各元素含有量が適切であったものの、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、十分な耐溶接高温割れ性が得られなかった。
　試験番号３９では、化学組成中の各元素含有量が適切であったものの、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。その結果、十分な耐応力緩和割れ性が得られなかった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０５０～０．１００％、
    　Ｓｉ：１．００％以下、
    　Ｍｎ：１．５０％以下、
    　Ｐ：０．０３５％以下、
    　Ｓ：０．００１５％以下、
    　Ｃｒ：１９．００～２３．００％、
    　Ｎｉ：３０．００～３５．００％、
    　Ｎ：０．１００％以下、
    　Ａｌ：０．１５～０．７０％、
    　Ｔｉ：０．１５～０．７０％、
    　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０～０．３０％、
    　Ｔａ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～１．００％、
    　Ｚｒ：０～０．１０％、
    　Ｈｆ：０～０．１０％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｗ：０～１．００％、
    　Ｃｏ：０～１．００％、
    　Ｃａ：０～０．０２００％、
    　Ｍｇ：０～０．０２００％、
    　希土類元素：０～０．１０００％、及び、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　式（１）及び式（２）を満たす、
    　合金材。
    　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
    　１．１２≦Ｔｉ／Ａｌ　（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、前記合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
  2. 　請求項１に記載の合金材であってさらに、
    　電解抽出法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量を［Ｔｉ］Ｒと定義したとき、式（３）を満たす、
    　合金材。
    　０．０５０＜［Ｔｉ］Ｒ＜０．７２Ｔｉ－０．０１（Ｔｉ／Ａｌ）－０．１１　（３）
    　ここで、式（３）中の各元素記号には、前記合金材の化学組成中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の合金材であって、
    　Ｎｂ：０．０１～０．３０％、
    　Ｔａ：０．０１～０．５０％、
    　Ｖ：０．０１～１．００％、
    　Ｚｒ：０．０１～０．１０％
    　Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
    　Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｗ：０．０１～１．００％、
    　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、及び、
    　希土類元素：０．００１～０．１０００％、
    　からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    　合金材。
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