奥氏体系耐热钢的制作方法

1.本发明涉及一种奥氏体系耐热钢。


背景技术：

2.在火力发电厂中，从降低环境负荷的角度出发，为了提高发电效率，发电用锅炉的运行条件正在高温化、高压化。并且对于在发电用锅炉中使用的过热器管、再热器管等的材料，除了耐腐蚀性等特性之外，还要求优异的高温强度。
3.因此，以往，作为具有良好高温强度的材料，开发了含有大量nb和n的奥氏体系耐热合金。例如，在专利文献1～6中公开了含有规定量的nb和n，提高了高温强度的奥氏体钢。
4.现有技术文献
5.专利文献
6.专利文献1：日本特开昭62-133048号公报
7.专利文献2：日本特开2000-256803号公报
8.专利文献3：日本特开2003-268503号公报
9.专利文献4：国际公开第2009/044796号
10.专利文献5：国际公开第2013/073055号
11.专利文献6：日本特开2014-1436号公报


技术实现要素：

12.发明要解决的问题
13.专利文献1～6所公开的奥氏体系耐热钢在高温下使用时，在一定的应力下，到断裂为止的时间有时会产生偏差，在得到稳定的蠕变强度这一点上有改善的余地。另外，即使得到稳定的蠕变强度，由于含有nb，在焊接时容易产生裂纹，因此存在难以兼顾稳定的蠕变强度和耐焊接裂纹性的技术问题。
14.本发明的目的在于，解决上述技术问题，提供一种在高温下使用时稳定地具有良好的蠕变强度和优异的耐焊接裂纹性的奥氏体系耐热钢。
15.用于解决问题的方案
16.本发明是为了解决上述技术问题而完成的，其要旨是下述奥氏体系耐热钢。
17.(1)一种奥氏体系耐热钢，其化学组成以质量％计为
18.c：0.04～0.12％、
19.si：0.01～0.30％、
20.mn：0.50～1.50％、
21.p：0.001～0.040％、
22.s：小于0.0050％、
23.cu：2.2～3.8％、
24.ni：8.0～11.0％、
25.cr：17.7～19.3％、
26.mo：0.01～0.55％、
27.nb：0.400～0.650％、
28.b：0.0010～0.0060％、
29.n：0.050～0.160％、
30.al：0.025％以下、
31.o：0.020％以下、
32.co：0～1.00％、
33.w：0～1.00％、
34.ti：0～0.40％、
35.v：0～0.40％、
36.ta：0～0.40％、
37.sn：0～0.0300％、
38.ca：0～0.0100％、
39.mg：0～0.0100％、
40.rem：0～0.0800％、
41.余量：fe和杂质，
42.nb含量与作为电解提取残渣被分析的nb量的差满足下述(i)式。
43.0.170≤nb-nb
er
≤0.480
ꢀꢀ(i)44.其中，上述式中的nb是指钢中所含的nb含量(质量％)、nb
er
是指作为电解提取残渣被分析的nb量(质量％)。
45.(2)根据上述(1)所述的奥氏体系耐热钢，其满足下述(ii)式。
[0046]-2b 0.185≤nb-nb
er
≤-4b 0.480
ꢀꢀ
(ii)
[0047]
其中，上述式中的各元素符号是指钢中所含的各元素的含量(质量％)、nb
er
是指作为电解提取残渣被分析的nb量(质量％)。
[0048]
(3)根据上述(1)或(2)所述的奥氏体系耐热钢，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
[0049]
co：0.01～1.00％、
[0050]
w：0.01～1.00％、
[0051]
ti：0.01～0.40％、
[0052]
v：0.01～0.40％、
[0053]
ta：0.01～0.40％、
[0054]
sn：0.0002～0.0300％、
[0055]
ca：0.0002～0.0100％、
[0056]
mg：0.0002～0.0100％、以及
[0057]
rem：0.0005～0.0800％
[0058]
中的一种以上。
[0059]
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的奥氏体系耐热钢，其满足下述(iii)式。
[0060]
0.08p-2b 0.200≤nb-nb
er
≤-0.4p-4b 0.450
ꢀꢀ
(iii)
[0061]
其中，上述式中的各元素符号是指钢中所含的各元素的含量(质量％)、nb
er
是指作为电解提取残渣被分析的nb量(质量％)。
[0062]
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的奥氏体系耐热钢，其中，所述化学组成以质量％计含有
[0063]
p：0.010～0.040％。
[0064]
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的奥氏体系耐热钢，其中，所述化学组成以质量％计含有
[0065]
p：0.020～0.038％。
[0066]
发明的效果
[0067]
根据本发明，可以得到在高温下使用时稳定地具有良好的蠕变强度和优异的耐焊接裂纹性的奥氏体系耐热钢。
附图说明
[0068]
图1是显示实施例中的坡口形状的图。
具体实施方式
[0069]
为了提高含有nb和n的奥氏体系耐热钢的高温强度，具体而言，为了提高蠕变强度和耐焊接裂纹性，本发明人等进行了各种研究，得到了以下(a)～(c)的见解。
[0070]
(a)在得到高蠕变强度的钢中，在使用前的状态下，含有nb的碳氮化物和氮化物的析出量少。另外，在高温下暴露使用时，含有nb的碳氮化物及氮化物在晶粒内微细且密集地析出，它们长时间稳定地存在。
[0071]
进而，在得到更稳定且优异的蠕变强度的情况下，使用期间含有cr的碳化物在晶界微细地析出，其中固溶有大量的b。另外，还可以确认，在含有较多p的情况下，钢的蠕变强度有进一步变高的倾向。
[0072]
与此相比，在蠕变强度差的钢中，在使用前含有nb的碳氮化物和氮化物的析出量多。另外，在使用期间，在晶粒内微细地析出的含有nb的碳氮化物和氮化物少，并且，它们提前粗大化了。
[0073]
因此，为了得到稳定的蠕变强度，优选预先使nb充分地固溶于基体中，在使用阶段使含有nb的析出物析出。另外，对于具有与nb同样效果的b，也优选根据其含量来调整固溶于基体的nb的量(以下简称为“固溶nb”)。
[0074]
(b)另一方面，当含有大量nb和b时，在焊接热影响部的晶界有时会产生微细的裂纹。而且，该倾向在含有较多p的情况下较显著，在裂纹断面上确认到晶界局部熔融的痕迹，产生nb和/或p的富集。认为这是由于上述元素通过焊接热循环在晶界处偏析从而降低熔点，由此导致晶界局部熔融的缘故。
[0075]
固溶nb与作为析出物存在的nb相比，固溶nb对焊接裂纹敏感性造成的影响更大。其原因在于，固溶nb不需要通过焊接热循环而固溶于基体的时间，因此nb容易在晶界富集。其结果，容易产生焊接裂纹。
[0076]
(c)根据以上可知，固溶nb量对蠕变强度和耐焊接裂纹性的任一特性都有很大影响。因此，为了兼顾稳定的高蠕变强度和良好的耐焊接裂纹性，需要将固溶nb量控制在适当
的范围。同样，b和p也对蠕变强度和耐焊接裂纹性都有影响，因此优选根据b含量来调整nb固溶量，更优选根据b和p的含量来调整nb固溶量。
[0077]
本发明是基于上述见解而完成的。以下，对本发明的各条件进行详细说明。
[0078]
1.化学组成
[0079]
各元素的限定理由如下。需要说明的是，关于以下说明中涉及含量的“％”表示“质量％”。
[0080]
c：0.04～0.12％
[0081]
c在稳定奥氏体组织的同时形成微细的碳化物，提高高温使用期间的蠕变强度。因此，将c含量设为0.04％以上。优选将c含量设为0.06％以上，更优选设为0.07％以上。但是，过量含有c时，则其效果饱和，并且碳化物大量析出，蠕变延性下降。因此，将c含量设为0.12％以下。优选将c含量设为0.10％以下，更优选设为0.09％以下。
[0082]
si：0.01～0.30％
[0083]
si在制造时具有脱氧效果。另外，si是提高高温下的耐腐蚀性和耐氧化性的有效元素。因此，将si含量设为0.01％以上。优选将si含量设为0.03％以上，更优选设为0.05％以上，进一步优选设为0.10％以上。但是，过量含有si时，则奥氏体组织的稳定性下降，导致韧性和蠕变强度下降。因此，将si含量设为0.30％以下。优选将si含量设为0.28％以下，更优选设为0.25％以下，进一步优选设为0.20％以下。
[0084]
mn：0.50～1.50％
[0085]
mn与si一样，具有脱氧效果。另外，mn使奥氏体组织稳定，有助于蠕变强度的提高。因此，将mn含量设为0.50％以上。优选将mn含量设为0.60％以上，更优选设为0.70％以上。但是，过量含有mn时，则会导致脆化，进而也会发生蠕变延性的下降。因此，将mn含量设为1.50％以下。mn含量优选设为1.30％以下，更优选设为1.00％以下。
[0086]
p：0.001～0.040％
[0087]
p是作为杂质包含在钢中的元素，但具有提高蠕变强度的效果。认为这是由于影响固溶强化或析出状态。因此，将p含量设为0.001％以上。优选将p含量设为0.005％以上，更优选设为0.010％以上，进一步优选设为0.020％以上。
[0088]
但是，过量含有p时，则焊接中焊接热影响部的裂纹敏感性提高。因此，将p含量设为0.040％以下。优选将p含量设为0.038％以下，更优选设为0.035％以下。
[0089]
s：小于0.0050％
[0090]
s与p一样作为杂质包含在钢中，在焊接时提高焊接热影响部的裂纹敏感性。因此，将s含量设为小于0.0050％。优选将s的含量设为小于0.0020％，更优选设为0.0018％以下，进一步优选设为0.0015％以下。需要说明的是，优选尽可能减少s含量，但极度减少会导致制钢成本增大。因此，优选将s含量设为0.0001％以上，优选设为0.0002％以上。
[0091]
cu：2.2～3.8％
[0092]
cu在提高奥氏体组织的稳定性的同时，在使用期间微细地析出，有助于提高蠕变强度。因此，将cu含量设为2.2％以上。优选将cu含量设为2.5％以上，更优选设为2.7％以上。但是，过量含有cu时，则热加工性下降。因此，将cu含量设为3.8％以下。优选将cu含量设为3.5％以下，更优选设为3.3％以下。
[0093]
ni：8.0～11.0％
[0094]
ni使奥氏体组织稳定，有助于提高蠕变强度。因此，将ni含量设为8.0％以上。优选将ni含量设为8.2％以上，更优选设为8.5％以上。但是，ni是高价元素，大量含有会导致成本增大，并且奥氏体的稳定性提高，焊接性下降。因此，将ni含量设为11.0％以下。优选将ni含量设为10.8％以下，更优选设为10.5％以下。
[0095]
cr：17.7～19.3％
[0096]
cr有助于提高高温下的耐氧化性和耐腐蚀性。另外，其使微细的碳化物形成从而也有助于确保蠕变强度。因此，将cr含量设为17.7％以上。优选将cr含量设为18.0％以上，更优选设为18.2％以上。但是，过量含有cr时，则会损害奥氏体组织的稳定性，生成西格玛相，蠕变强度下降。因此，将cr含量设为19.3％以下。优选将cr含量设为19.0％以下，更优选设为18.8％以下。
[0097]
mo：0.01～0.55％
[0098]
mo固溶于基体从而有助于提高高温下的蠕变强度和拉伸强度。因此，将mo含量设为0.01％以上。优选将mo含量设为0.03％以上，更优选设为0.05％以上。但是，过量含有mo时，则上述效果饱和。进而，损害奥氏体组织的稳定性，反而蠕变强度下降。另外，mo是高价元素，因此导致成本增大。因此，将mo含量设为0.55％以下。优选将mo含量设为0.53％以下，更优选设为0.50％以下，进一步优选设为0.40％以下。
[0099]
nb：0.400～0.650％
[0100]
nb作为微细的碳氮化物、氮化物析出，有助于提高蠕变强度。因此，将nb含量设为0.400％以上。优选将nb含量设为0.420％以上，更优选设为0.450％以上。但是，过量含有nb时，则在焊接中会导致焊接热影响部的焊接裂纹。此外，碳氮化物和氮化物大量析出，从而材料的延性下降。因此，将nb含量设为0.650％以下。优选将nb含量设为0.630％以下，更优选设为0.600％以下。
[0101]
需要说明的是，上述nb含量是指奥氏体系耐热钢中所含的nb的总量。即，是指固溶nb量和作为析出物存在的nb的量的总和。在本发明的钢中，除了nb含量以外，将固溶nb量、即nb含量与作为电解提取残渣被分析的nb量(作为析出物存在的nb量)的差设为规定的范围。并且，优选根据b含量或者根据b含量及p将固溶nb量设为规定的范围。
[0102]
b：0.0010～0.0060％
[0103]
b通过使晶界碳化物微细地分散，具有提高蠕变强度的效果。因此，将b含量设为0.0010％以上。优选将b含量设为0.0020％以上，更优选设为0.0030％以上。但是，过量含有b时，则在焊接中焊接热影响部的裂纹敏感性提高。因此，将b含量设为0.0060％以下。优选将b含量设为0.0055％以下，更优选设为0.0050％以下。
[0104]
n：0.050～0.160％
[0105]
n使奥氏体组织稳定，并且固溶或作为氮化物析出，有助于提高蠕变强度。因此，将n含量设为0.050％以上。优选将n含量设为0.070％以上，更优选设为0.090％以上。但是，过量含有n时，则大量的微细氮化物析出，导致蠕变延性和韧性下降。因此，将n含量设为0.160％以下。优选将n含量设为0.140％以下，更优选设为0.120％以下。
[0106]
al：0.025％以下
[0107]
al具有脱氧效果。但是，过量含有al时，则钢的清洁性劣化，热加工性下降。因此，将al含量设为0.025％以下。优选将al含量设为0.023％以下，更优选设为0.020％以下。另
一方面，极度减少al会导致制钢成本增大，而且不能得到上述效果。因此，优选将al含量设为0.001％以上，更优选设为0.002％以上。
[0108]
o：0.020％以下
[0109]
o作为杂质包含在钢中，过量含有时，则热加工性下降。此外，还损害韧性和延性。因此，将o含量设为0.020％以下。优选将o含量设为0.018％以下，更优选设为0.015％以下。需要说明的是，对于o含量，不特别设置下限，但含量极度减少会增加制造成本。因此，优选将o含量设为0.001％以上，更优选设为0.002％以上。
[0110]
在化学组成中，除了上述元素之外，还可以在以下所示的范围内含有选自co、w、ti、v、ta、sn、ca、mg和rem中的一种以上。对各元素的限定理由进行说明。
[0111]
co：0～1.00％
[0112]
co与ni一样，具有稳定奥氏体组织、提高蠕变强度的效果。因此，可以根据需要含有。但是，co是非常昂贵的元素，过量含有时，则制造成本增加。因此，将co含量设为1.00％以下。优选将co含量设为0.90％以下，更优选设为0.80％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将co含量设为0.01％以上，更优选设为0.03％以上。
[0113]
w：0～1.00％
[0114]
w通过固溶于基体或者形成微细的金属间化合物相，具有在高温下提高蠕变强度的效果。因此，可以根据需要含有。但是，即使过量含有w，上述效果也会饱和，并且损害奥氏体组织的稳定性，反而蠕变强度下降。而且，由于是高价元素，所以制造成本增加。因此，将w含量设为1.00％以下。优选将w含量设为0.90％以下，更优选设为0.80％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将w含量设为0.01％以上，更优选设为0.03％以上。
[0115]
ti：0～0.40％
[0116]
ti与碳和氮结合形成微细的碳化物和碳氮化物，从而具有提高高温下的蠕变强度的效果。因此，可以根据需要含有。但是，过量含有ti时，则析出物大量析出，导致蠕变延性和韧性下降。因此，将ti含量设为0.40％以下。优选将ti含量设为0.35％以下，更优选设为0.30％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将ti含量设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上。
[0117]
v：0～0.40％
[0118]
v与ti一样，具有形成微细的碳化物和碳氮化物，从而在高温下提高蠕变强度的效果。因此，可以根据需要含有。但是，过量含有v时，则析出物大量析出，从而导致蠕变延性和韧性下降。因此，将v含量设为0.40％以下。优选将v含量设为0.35％以下，更优选设为0.30％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将v含量设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上。
[0119]
ta：0～0.40％
[0120]
ta与ti和v一样，具有形成微细的碳化物和碳氮化物，从而在高温下提高蠕变强度的效果。因此，可以根据需要有。但是，过量含有ta时，则析出物大量析出，从而导致蠕变延性和韧性下降。因此，将ta含量设为0.40％以下。优选将ta含量设为0.35％以下，更优选设为0.30％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将ta含量设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上。
[0121]
sn：0～0.0300％
[0122]
sn具有不错地提高焊接施工性的效果。因此，可以根据需要含有。但是，过量含有sn时，则在焊接时提高焊接热影响部的裂纹敏感性，并且损害制造时的热加工性。因此，将sn含量设为0.0300％以下。优选将sn含量设为0.0250％以下，更优选设为0.0200％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将sn含量设为0.0002％以上，更优选设为0.0005％以上。
[0123]
ca：0～0.0100％
[0124]
ca具有改善热加工性的效果。因此，可以根据需要含有。但是，过量含有ca时，与氧结合，显著降低清洁性，反而损害热加工性。因此，将ca含量设为0.0100％以下。优选将ca含量设为0.0080％以下，更优选设为0.0060％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将ca含量设为0.0002％以上，更优选设为0.0005％以上。
[0125]
mg：0～0.0100％
[0126]
mg与ca一样，具有改善热加工性的效果。因此，可以根据需要含有。但是，过量含有mg时，与氧结合，显著降低清洁性。其结果，热加工性反而下降。因此，将mg含量设为0.0100％以下。优选将mg含量设为0.0080％以下，更优选设为0.0060％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将mg含量设为0.0002％以上，更优选设为0.0005％以上。
[0127]
rem：0～0.0800％
[0128]
rem与ca和mg一样，具有改善制造时的热加工性的效果。因此，可以根据需要含有。但是，过量含有rem时，与氧结合，显著降低清洁性。其结果，热加工性反而下降。因此，将rem含量设为0.0800％以下。优选将rem含量设为0.0600％以下，更优选设为0.0500％以下。另一方面，为了得到上述效果，优选将rem含量设为0.0005％以上，更优选设为0.0010％以上。
[0129]
rem是指sc、y和镧系元素的总共17个元素，上述rem含量是指这些元素的总含量。rem在工业上大多以混合稀土金属的形式添加。
[0130]
在本发明的化学组成中，余量为fe和杂质。在此，“杂质”是指在工业上制造钢时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，在不给本发明带来不良影响的范围内允许的物质。
[0131]
2.固溶nb量
[0132]
奥氏体系耐热钢中所含的nb中，在使用前作为析出物存在的nb虽然有助于提高蠕变强度，但其效果小。与此相对，固溶nb在高温下使用时作为碳氮化物或氮化物长时间在晶粒内微细且密集地析出，大大有助于蠕变强度及其稳定化。
[0133]
而且，为了稳定地得到高蠕变强度，充分确保固溶nb量、即钢中含有的nb量(nb含量)与使用前作为析出物存在的nb量(即，作为残渣被分析的nb量)的差是有效的。
[0134]
另一方面，钢中含有的nb在焊接时通过焊接热循环在焊接热影响部的晶界处偏析。nb使钢的固相线温度下降，因此nb偏析的晶界局部熔融，产生焊接裂纹。而且，与作为析出物存在于钢中的nb相比，固溶于基体的固溶nb不需要通过焊接热循环固溶于基体的时间，因此对焊接裂纹敏感性的影响程度大。
[0135]
另外，钢中含有的b固溶于含有cr的晶界碳化物中从而微细地析出，提高蠕变强度。而且，b与nb一样，是降低固相线温度的元素，焊接时在焊接热影响部偏析于晶界，从而提高焊接裂纹敏感性。基于以上情况，更优选将固溶nb量调整到适当的范围，并且根据b含量来调整固溶nb量。
[0136]
进一步，钢中含有的p也与b和nb一样，是降低固相线温度的元素，在焊接时在焊接
热影响部偏析于晶界，从而提高焊接裂纹敏感性。因此，更优选将nb量调整到适当的范围，并且除了b含量之外，还根据p含量来调整固溶nb量。
[0137]
因此，在本发明的奥氏体系耐热钢中，相当于固溶nb量的、nb含量与作为电解提取残渣被分析的nb量的差需要满足下述(i)式。
[0138]
0.170≤nb-nb
er
≤0.480
ꢀꢀ(i)[0139]
其中，上述式中的nb表示钢中所含的nb含量(质量％)、nb
er
表示作为电解提取残渣被分析的nb量(质量％)。
[0140]
(i)式的中间值、即固溶nb量小于0.170％时，则在暴露于使用环境之前，含有nb的碳氮化物和氮化物成为析出的状态，在高温下使用时，含有nb的碳氮化物和氮化物不在晶粒内微细地析出。另外，这些析出物提前粗大化。其结果，不能提高蠕变强度。因此，将固溶nb量设为0.170％以上。优选将固溶nb量设为0.180％以上，更优选设为0.185％以上，进一步优选设为0.190％以上。
[0141]
但是，固溶nb量超过0.480％时，在焊接中进一步提高焊接热影响部的焊接裂纹敏感性。因此，将固溶nb量设为0.480％以下。优选将固溶nb量设为0.460％以下，更优选设为0.440％以下，进一步优选设为0.400％以下。
[0142]
进而，如上所述，优选结合固溶于cr碳化物、在晶界处微细地析出从而提高蠕变强度的b的效果，调整固溶nb量。具体而言，固溶nb量优选满足下述(ii)式。
[0143]-2b 0.185≤nb-nb
er
≤-4b 0.480
ꢀꢀ
(ii)
[0144]
其中，上述式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)、nb
er
表示作为电解提取残渣被分析的nb量(质量％)。
[0145]
这是因为，固溶nb量为(ii)式左边值以上时，在确保固溶nb量的基础上，固溶有b的cr碳化物微细地在晶界处析出，进一步提高蠕变强度。另一方面是因为，固溶nb量为(ii)式右边值以下时，能够提高耐焊接裂纹性。
[0146]
此外，如上所述，p被认为影响固溶强化或析出状态而提高蠕变强度，
[0147]
另一方面，与b和nb一样降低固相线温度，在焊接时的焊接热影响部发生晶界偏析，从而提高焊接裂纹敏感性。因此，更优选除b含量外，还根据p含量来调整固溶nb量。具体而言，固溶nb量优选满足下述(iii)式。
[0148]
0.08p-2b 0.200≤nb-nb
er
≤-0.4p-4b 0.450
ꢀꢀ
(iii)
[0149]
其中，上述式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)、nb
er
表示作为电解提取残渣被分析的nb量(质量％)。
[0150]
这是因为，固溶nb量为(iii)式左边值以上时，在确保固溶nb量的基础上，固溶有b的cr碳化物在晶界处微细地析出，并且能够良好地控制p带来的固溶强化或析出状态。其结果，认为进一步提高蠕变强度。另一方面，固溶nb量为(iii)式右边值以下时，能够确保更稳定的耐焊接裂纹性。
[0151]
需要说明的是，对于上述式中的作为电解提取残渣被分析的nb量，可以按照以下的顺序进行测定。从钢中采集规定大小的试验片。通过使用10体积％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵甲醇溶液作为电解液的恒电流电解法，以20ma/cm2的电流密度将上述试验片阳极溶解，提取碳氮化物和氮化物作为残渣。将提取的残渣酸分解后，进行icp(高频电感耦合等离子体)发光分析，测定残渣中的nb的质量。用残渣中nb的质量除以试验材料的溶解量，
求出作为碳氮化物和氮化物存在的nb的量。求出的nb的量则为作为电解提取残渣被分析的nb量。
[0152]
3.制造方法
[0153]
对本发明的钢的优选制造方法进行说明。本发明的钢，无论制造方法如何，只要具有上述构成，就能够得到其效果，但例如通过以下的制造方法能够稳定地制造。
[0154]
优选将具有上述化学组成的钢加工成型为最终的形状、即制品形状。对于进行加工成型时的方法没有特别限定，可以是使用铸模来成型的铸造，也可以是塑性加工。在通过塑性加工成型的情况下，例如作为一例可以考虑热轧、热锻、冷轧、冷锻、冷拔等，加工温度可以是热加工、冷加工、温加工的任一温度区域。需要说明的是，在成型工序中，可以根据需要进行热处理、酸洗。
[0155]
另外，对于进行加工成型的制品形状也没有特别限定。作为制品形状，例如可以考虑板状、管状、棒状、线状、h形、i形等形状、以及使用铸模的特殊形状等作为形状。
[0156]
接着，优选进行固溶化热处理。在固溶化热处理中，优选将热处理温度设为1100～1230℃的温度区域，将热处理时间设为1～12分钟，进行热处理。
[0157]
热处理温度低于1100℃时，在成型工序之前形成的含有nb的析出物不能充分固溶于基体，不能充分确保固溶nb量。并且，不能消除在成型工序中导入的加工变形。其结果，认为在暴露于高温的使用环境中，含有nb的碳氮化物或氮化物不会长时间微细且密集地析出，不能得到稳定的蠕变强度。因此，优选将固溶化热处理的热处理温度设为1100℃以上。更优选将热处理温度设为1120℃以上。
[0158]
另一方面，热处理温度超过1230℃时，虽然固溶nb量充分，但也叠加了晶粒的粗大化，从而由于nb的晶界偏析导致在焊接热影响部中焊接裂纹敏感性增大。因此，优选将热处理温度设为1230℃以下。更优选将热处理温度设为1200℃以下。
[0159]
同样，固溶化热处理的热处理时间不足1分钟时，在成型工序之前形成的含有nb的析出物不能充分固溶于基体，不能充分确保固溶nb量。并且，不能消除在成型工序中导入的加工变形。其结果，难以得到所希望的蠕变强度。因此，优选将热处理时间设为1分钟以上。更优选将热处理时间设为2分钟以上。
[0160]
另一方面，热处理时间超过12分钟时，虽然固溶nb量充分，但也叠加了晶粒的粗大化，从而由于nb的晶界偏析导致在焊接热影响部中焊接裂纹敏感性增大。因此，优选将热处理时间设为12分钟以下。更优选将热处理时间设为10分钟以下。需要说明的是，上述热处理可以使用热处理炉进行，热处理中的气氛按照常规方法即可。例如，可以考虑在一般的热处理中使用的大气气氛或光亮气氛。
[0161]
优选以上述范围的热处理温度和热处理时间进行加热后冷却。冷却时，对于冷却方法没有特别限定，但无论是哪种冷却方法，都优选将1000～600℃的温度区域的冷却速度设为0.4℃/s以上，更优选设为1.0℃/s以上。对于冷却方法，优选通过将水、空气等制冷剂吹到钢上来强制进行冷却的强制冷却。作为强制冷却的一例，例如可列举出：水冷、强制空冷。而且，在进行强制冷却时，更优选控制热处理温度与开始强制冷却时的钢的温度的差(以下简称为“冷却开始温度差”)为40℃以下。
[0162]
冷却开始温度差优选为0℃。但是，在使用通常的制造设备、例如使用实机的制造中，难以使冷却开始温度差为0℃。因此，冷却开始温度差更优选为1℃以上，进一步优选为2
℃以上。需要说明的是，上述热处理温度是指热处理时的钢的温度，上述钢的温度是指钢的表面温度。
[0163]
另外，冷却优选进行到钢的温度为300℃以下为止。通过满足这些制造条件，可以将固溶nb量调整到适当的范围。
[0164]
以下，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。
[0165]
实施例
[0166]
对于将具有表1所示化学组成的钢种a～t的材料熔化而铸造的钢锭，通过热锻使其厚度为25mm，通过热轧使其厚度为18mm，然后通过冷轧成型为厚度12mm。
[0167]
[表1]
[0168][0169]
然后，由冷轧后的坯料，通过机械加工制备厚度12mm
×
宽度100mm
×
长度100mm的板材。将制备的板材以表2和3所示的条件进行固溶化热处理。需要说明的是，在固溶化热处
理中，加热后，以冷却开始温度差为表2及3所述的范围的方式进行水冷。水冷进行至钢的温度至少达到300℃以下为止，得到具有奥氏体组织的钢，制成试验材料。需要说明的是，对于冷却开始温度差为0℃的例子，表示在固溶化热处理后立即冷却。在此，在任一冷却方法中，在1000～600℃的温度区域中，冷却速度均为0.4℃/s以上。
[0170]
对于得到的试验材料，通过恒电流电解法测定作为电解提取残渣被分析的nb量。具体而言，从试验材料采集8mm见方、长度40mm的试验片，通过使用10体积％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵甲醇溶液作为电解液的恒电流电解法，以20ma/cm2的电流密度将上述试验片阳极溶解，作为残渣提取出碳氮化物和氮化物。将提取的残渣酸分解后，进行icp(高频电感耦合等离子体)发光分析，测定残渣中的nb的质量，用测定的残渣中的nb的质量除以试验材料的溶解量，从而求出作为碳氮化物和氮化物存在的nb的量。
[0171]
进而，从得到的试验材料采集圆棒蠕变试验片，进行蠕变断裂试验。评价中，在母材的目标断裂时间为1000小时的650℃
×
216mpa的条件下进行蠕变断裂试验，将断裂时间超过目标断裂时间或者断裂时间满足目标断裂时间的95％以上的试验片评价为“优”，为90％以上且小于95％以下的试验片作为“可”评价为“合格”，低于90％的试验片评价为“不合格”。
[0172]
另外，对于一部分，也在700℃
×
147mpa的条件下进行蠕变断裂试验，将断裂时间超过目标断裂时间即2000小时、或者断裂时间满足目标断裂时间的95％以上的试验片评价为“优”，为90％以上且小于95％以下的试验片作为“可”评价为“合格”，低于90％的试验片评价为“不合格”。
[0173]
通过机械加工将得到的试验材料减厚至厚度8mm，然后对长度方向端面实施图1所示的坡口加工。将试验材料的坡口面对接，在相当于jis g3106:2008规定的sm400b的市售钢板(厚度20mm、宽度150mm、长度150mm)上，使用a5.11-2005enicrfe-3规定的涂药焊条将四周拘束焊接后，通过钨极气体保护电弧焊在坡口内进行层叠焊接。
[0174]
焊接时，使用外径1.2mm的aws a5.14-2009ernicr-3作为填充金属，将热输入设为约9～12kj/cm。另外，保护气体和后保护气体使用ar，将流量设为10l/分钟。此外，对于一部分，对得到的试验材料不减厚而维持厚度12mm的状态，与上述同样，进行坡口加工、拘束焊接以及层叠焊接。
[0175]
从得到的壁厚8mm及12mm的焊接接头分别露出5个横截面，进行镜面研磨、腐蚀后，通过光学显微镜进行镜检，逐个壁厚地调查焊接部有无裂纹。在各壁厚的焊接接头试样中，将5个试样全部未观察到裂纹的焊接接头评价为“优”，将1个试样中观察到裂纹的焊接接头视作“可”评价为“合格”，将2个以上试样中观察到裂纹的焊接接头评价为“不合格”。以下，将结果示于表2和表3。
[0176]
[表2]
[0177][0178]
[表3]
[0179][0180]
由表2和表3可知，通过使用满足本发明限定的化学成分的钢种a～j，并实施适当的固溶化热处理，(i)式中间值即固溶nb量满足本发明限定的试验体能够得到良好的蠕变
强度，并且还具备充分的耐焊接裂纹性。另外，从试验体a～h及o的比较可知，固溶nb量满足(ii)式的情况下，能够稳定地获得这些性能。并且可知，满足(iii)式的情况下，能够更稳定地获得这些性能。
[0181]
进而，从试验体d2、f2、i2、j2、n2、o2、u1、p2以及q2的比较可知，为了得到稳定的蠕变强度，优选将p控制在规定的范围内，为了得到高的蠕变强度，优选增加其量。另一方面，也可知，过量含有p时，焊接性下降。并且，从试验体a1以及a5～a9的比较可知，优选将从固溶化热处理温度到冷却开始为止的温度下降设为40℃以下。
[0182]
与此相对，对于试验体h3，由于固溶nb量低于规定的范围，因此未能得到作为目标的蠕变强度。另外，对于试验体g4，由于固溶nb量超过了规定的范围，因此未能得到作为目标的焊接性。
[0183]
使用符号k的试验体k1的nb含量低于规定的范围，因此固溶nb量不满足本发明的限定，未能得到作为目标的蠕变强度。另外，试验体k2与k1相比，固溶化热处理温度高，因此与k1相比，虽然固溶nb量高，但由于nb含量不满足本发明的限定，因此未能得到作为目标的蠕变强度。
[0184]
另外，使用符号l和m的试验体，各自的nb以及b含量超过了本发明限定的范围，因此由于nb或b的偏析导致在焊接热影响部产生裂纹，未能得到作为目标的焊接性。
[0185]
进一步，使用符号p和q的试验体的p含量分别低于或超过本发明限定的范围，因此未能得到分别作为目标的蠕变强度和焊接性。并且，使用符号r和s的试验体，各自的cr和ni含量超过了本发明限定的范围，因此，各自的蠕变强度和焊接性的任一个不满足目标。需要说明的是，使用符号t的试验体由于不含有本发明中限定的含有范围的mo，因此蠕变强度不满足目标。
[0186]
产业上的可利用性
[0187]
根据本发明，能够得到具有在高温下使用时稳定且良好的蠕变强度和优异的耐焊接裂纹性的奥氏体系耐热钢。