Ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法及Ni基耐熱合金焊接接頭的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及Ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法及Ni基耐熱合金焊接接頭。詳細(xì) 而言，涉及蠕變強(qiáng)度和使用時(shí)的焊接部的耐裂紋性優(yōu)異、作為發(fā)電用鍋爐的主蒸汽管、高溫 再熱蒸汽管等的高溫構(gòu)件使用的Ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法，以及通過該制造方 法得到的Ni基耐熱合金焊接接頭。
【背景技術(shù)】
[0002] 近年，從降低環(huán)境負(fù)荷的觀點(diǎn)考慮，對(duì)于發(fā)電用鍋爐等而言，在全球范圍內(nèi)推進(jìn)運(yùn) 轉(zhuǎn)條件高溫·高壓化，對(duì)于作為過熱器管、再熱器管的材料使用的奧氏體系耐熱合金要求具 有更優(yōu)異的高溫強(qiáng)度和耐蝕性。
[0003] 進(jìn)而，以往對(duì)于使用了鐵氧體系耐熱鋼的主蒸汽管、高溫再熱蒸汽管等厚壁的構(gòu) 件等各種構(gòu)件，要求高強(qiáng)度化，研宄了高強(qiáng)度奧氏體系耐熱合金或Ni基耐熱合金的適用。
[0004] 在這種技術(shù)背景下，例如專利文獻(xiàn)1中提出了通過有效利用W提高高溫強(qiáng)度并且 限定有效B量，從而熱加工性、耐焊接裂紋敏感性得到改善的Ni基合金。
[0005] 另外，專利文獻(xiàn)2中提出了通過有效利用Cr、Ti和Zr從而以a -Cr相作為強(qiáng)化 相、蠕變強(qiáng)度得到提高的奧氏體系耐熱合金。
[0006] 專利文獻(xiàn)3中提出了通過含有大量的W并且有效利用Al和Ti實(shí)現(xiàn)的固溶強(qiáng)化以 及γ '相的析出強(qiáng)化，從而強(qiáng)度得到提高的Ni基耐熱合金。
[0007] 專利文獻(xiàn)4中提出了通過有效利用Al、Ti、Nb而蠕變強(qiáng)度提高的同時(shí)，通過P和B 含量的管理以及Nd的含有而耐液化裂紋性提高的奧氏體系耐熱合金。
[0008] 專利文獻(xiàn)5中提出了有效利用Mo和W而蠕變強(qiáng)度提高，并且限定雜質(zhì)元素和Ti、 Al的含量，從而焊接時(shí)的耐液化裂紋和使用時(shí)的耐應(yīng)力松弛裂紋性得到改善的奧氏體系耐 熱合金。
[0009] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0010] 專利文獻(xiàn)
[0011] 專利文獻(xiàn)1 :日本特開2011-63838號(hào)公報(bào)
[0012] 專利文獻(xiàn)2 :國際公開第2009/154161號(hào)
[0013] 專利文獻(xiàn)3 :國際公報(bào)第2010/038826號(hào)
[0014] 專利文獻(xiàn)4 :國際公報(bào)第2011/071054號(hào)
[0015] 專利文獻(xiàn)5 :日本特開2010-150593號(hào)公報(bào)
[0016] 非專利文獻(xiàn)
[0017] 非專利文獻(xiàn)1 :接合?溶接技術(shù)（接合?焊接技術(shù)）Q&A1000編委會(huì)、接合?溶接 技術(shù)（接合?焊接技術(shù)）QMlOOO (1999)、502-503、653-654
[0018] 非專利文獻(xiàn)2 :內(nèi)木等、石川島播磨技報(bào)（石川島播磨技報(bào)）、第15卷（1975)、第2 號(hào)、209-215

【發(fā)明內(nèi)容】

[0019] 發(fā)明要解決的問題
[0020] 奧氏體系耐熱合金或Ni基耐熱合金而成的結(jié)構(gòu)物通常通過焊接組裝。以往，對(duì)于 使用了奧氏體系耐熱合金、Ni基耐熱合金的焊接接頭而言，已知容易產(chǎn)生主要起因于冶金 因素的各種裂紋，在焊接中產(chǎn)生的液化裂紋、在高溫下的長時(shí)間使用中通過焊接而產(chǎn)生的 殘余應(yīng)力松弛過程中產(chǎn)生的應(yīng)力松弛裂紋成為問題。
[0021] 另一方面，專利文獻(xiàn)1~5中公開的奧氏體系耐熱合金、Ni基耐熱合金對(duì)于上述 裂紋具有阻抗性，對(duì)于主蒸汽管、高溫再熱蒸汽管等的構(gòu)件使用了這些合金的對(duì)焊接頭，確 認(rèn)到可以切實(shí)地防止焊接中的液化裂紋、使用中的應(yīng)力松弛裂紋。然而，實(shí)際的結(jié)構(gòu)物中存 在各種形狀、尺寸的焊接部。因此可知，焊接部的殘余應(yīng)力的存在狀態(tài)不同，需要說明的是， 根據(jù)焊接部的形狀或尺寸，即使使用上述奧氏體系耐熱合金、Ni基耐熱合金，也有可能不能 充分地得到上述防止裂紋的效果。
[0022] 另外，如非專利文獻(xiàn)1所示，通常奧氏體系不銹鋼、Ni基合金在焊接后不進(jìn)行焊接 后熱處理。然而，對(duì)于奧氏體系不銹鋼，為了改善韌性、耐蝕性，有時(shí)在1000~1150°c下進(jìn) 行焊接后熱處理，另外，為了去除殘余應(yīng)力，有時(shí)在800~900°C下進(jìn)行焊接后熱處理。
[0023] 例如，非專利文獻(xiàn)2中，為了防止18Cr-12Ni-Nb系奧氏體系不銹鋼的長時(shí)間使用 時(shí)產(chǎn)生的裂紋，示出了包括下述特殊的三段步驟的適當(dāng)?shù)暮附雍鬅崽幚淼倪m用對(duì)于裂紋的 防止是有效的：在升溫時(shí)暫時(shí)加熱至600°C并在該溫度下保持，然后，升溫至1050°C并在該 溫度下保持后，進(jìn)行冷卻，在900°C下進(jìn)一步保持，析出NbC后進(jìn)行冷卻。
[0024] 然而，本發(fā)明人等進(jìn)行了各種研宄的結(jié)果重新判明，對(duì)于Ni基耐熱合金而言，如 果單純實(shí)施焊接后熱處理，則雖然殘余應(yīng)力確實(shí)得到松弛、對(duì)于應(yīng)力松弛裂紋的防止是有 效的，但是根據(jù)焊接后熱處理的條件而焊接接頭的蠕變強(qiáng)度有可能大幅降低。
[0025] 鑒于上述現(xiàn)狀，本發(fā)明的目的在于，提供作為火力發(fā)電用鍋爐的主蒸汽管、再熱蒸 汽管等的高溫構(gòu)件使用的、蠕變強(qiáng)度和使用時(shí)的焊接部的耐應(yīng)力松弛裂紋性優(yōu)異的Ni基 耐熱合金焊接接頭的制造方法，以及使用該制造方法得到的Ni基耐熱合金焊接接頭。
[0026] 用于解決問題的方案
[0027] 為了解決前述課題，本發(fā)明人等首先對(duì)實(shí)施了焊接后熱處理的Ni基耐熱合金焊 接接頭進(jìn)行了詳細(xì)的調(diào)查。其結(jié)果確認(rèn)了下述事項(xiàng)。
[0028] (1)蠕變?cè)囼?yàn)前后的組織觀察的結(jié)果，蠕變強(qiáng)度大幅降低的焊接接頭與蠕變強(qiáng)度 的降低小的焊接接頭相比，蠕變?cè)囼?yàn)前稀疏地析出有粗大的M23C6碳化物。進(jìn)而，蠕變?cè)囼?yàn) 中的M23C6的粗化顯著。
[0029] (2)蠕變?cè)囼?yàn)前的組織觀察的結(jié)果，蠕變強(qiáng)度大幅降低的焊接接頭確認(rèn)到的M23C 6碳化物與蠕變強(qiáng)度的降低小的焊接接頭確認(rèn)到的M23C6碳化物相比，主要構(gòu)成碳化物的Cr 量少。
[0030] 本發(fā)明人等由這些結(jié)果推定，由于焊接后熱處理的適用所導(dǎo)致的蠕變強(qiáng)度的降低 是由于下述（a)~（d)的機(jī)理而產(chǎn)生的。
[0031] (a) 1123(：6碳化物在長時(shí)間使用中于晶粒內(nèi)微細(xì)地析出，大大有助于蠕變強(qiáng)度的確 保。在長時(shí)間使用中M23C6碳化物生長，其經(jīng)過下述過程：界面能之差成為驅(qū)動(dòng)力，從而小的 M23Cf^粒消失，附近的大的M 23C6顆粒進(jìn)一步生長。
[0032] (b)對(duì)于蠕變強(qiáng)度大幅降低的焊接接頭而言，由于焊接后熱處理而在晶粒內(nèi)存在 粗大的M23C6碳化物。并且，此后長時(shí)間中在晶粒內(nèi)新析出微細(xì)的M23C 6碳化物。因此，與未 實(shí)施焊接后熱處理的焊接接頭、即使實(shí)施焊接后熱處理、蠕變強(qiáng)度的降低也小的焊接接頭 相比，M23C6顆粒的尺寸差異變得顯著。其結(jié)果，顆粒間的界面能之差增大,M23C 6碳化物的生 長得到促進(jìn)。
[0033] (c)此外認(rèn)為，對(duì)于析出物的生長而言，析出物所含的主要構(gòu)成元素量與平衡狀態(tài) 下基體所含的其元素量之差小者容易生長。如上所述，對(duì)于蠕變強(qiáng)度大幅降低的焊接接頭 而言，構(gòu)成仏3(：6碳化物的Cr量少。由此可知，M23C6碳化物的構(gòu)成比不同也成為M 23C6碳化 物的生長促進(jìn)的主要原因。
[0034] (d)由于這些理由，通過微細(xì)的仏3(：6碳化物實(shí)現(xiàn)的分散強(qiáng)化效果提前消失，結(jié)果 蠕變強(qiáng)度大幅降低。
[0035] 并且，本發(fā)明人等反復(fù)進(jìn)行了深入地研宄，結(jié)果可知，為了防止上述蠕變強(qiáng)度的降 低，下述（e)和（f)的方法是有效的。
[0036] (e)從焊接后熱處理過程中的粗大的仏仏碳化物的生成降低的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選焊 接后熱處理溫度低者，縮短焊接后熱處理時(shí)間是有效的。
[0037] (f)從構(gòu)成焊接后熱處理過程中生成的M23Cf^化物的Cr量增多的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選 焊接后熱處理溫度低者。
[0038] 然而可知，過于降低焊接后熱處理溫度、另外過于縮短焊接后熱處理時(shí)間時(shí)，殘余 應(yīng)力不能充分松弛，不能充分防止應(yīng)力松弛裂紋，由此明確了下述的事項(xiàng)（g)。
[0039] (g)對(duì)于蠕變強(qiáng)度的降低防止以及應(yīng)力松弛裂紋的充分的防止，焊接后熱處理的 溫度和時(shí)間存在適當(dāng)?shù)姆秶?br>[0040] 然而，本發(fā)明人進(jìn)一步反復(fù)研宄的結(jié)果可知，僅通過焊接后熱處理的溫度和時(shí)間 的管理，有可能不能完全抑制蠕變強(qiáng)度的降低，明確了下述重要的事項(xiàng)（h)和（i)。
[0041] (h)在焊接后熱處理的降溫時(shí)也生成M23C6碳化物。因此，僅通過管理焊接后熱處 理時(shí)的溫度和時(shí)間，不能完全抑制蠕變強(qiáng)度的降低。
[0042] (i)為了防止焊接后熱處理時(shí)的蠕變強(qiáng)度的降低，在進(jìn)行焊接后熱處理時(shí)，適當(dāng)管 理直至容易生成仏3(：6碳化物的500°C的降溫速度是重要的。
[0043] 因此，接著本發(fā)明人等對(duì)于使用Ni和Cr的含量分別按質(zhì)量％計(jì)為46~54%和 27~33%、其中含有W、Ti、Zr和Al等的Ni基耐熱合金作為母材，使用Ni和Cr的含量分 別按質(zhì)量％計(jì)為40~60%和20~33%、其中含有Mo、W和Ti等的Ni基耐熱合金的焊接 材料將該母材焊接而制作焊接接頭的情況下，焊接后熱處理?xiàng)l件對(duì)蠕變強(qiáng)度和應(yīng)力松弛裂 紋的影響進(jìn)行了詳細(xì)的研宄。其結(jié)果，得到下述（j)和（k)的發(fā)現(xiàn)。
[0044] (j)使得焊接后熱處理時(shí)的保持溫度Tl (°C )、保持時(shí)間tl (分鐘）以及上述溫度 T1°C至500°C的平均降溫速度RC(°C /小時(shí)）滿足特定條件而制造得到的Ni基耐熱合金焊 接接頭在此后的使用中，具有充分的耐應(yīng)力松弛裂紋性并且可以減輕蠕變強(qiáng)度的降低。 [0045] (k)對(duì)實(shí)施了上述焊接后熱處理的Ni基耐熱合金焊接接頭進(jìn)而在保持溫度 T2 (°C )的低溫下實(shí)施保持時(shí)間t2 (分鐘）的焊接后熱處理，從而能夠進(jìn)一步減輕蠕變強(qiáng)度 的降低。這是由于，通過在低溫下實(shí)施焊接后熱處理，含有大量Cr的仏3(：6碳化物微細(xì)地析 出，與平衡狀態(tài)下基體所含的Cr量之差減小，可以抑制使用中的仏3(：6碳化物的生長。
[0046] 本發(fā)明的主旨在于，下述所示的Ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法及Ni基耐熱 合金焊接接頭。需要說明的是，本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)而完成的，因此與前述非專利文獻(xiàn)1 和非專利文獻(xiàn)2、以及專利文獻(xiàn)1~5的對(duì)象材料及目的不同，是通過這些文獻(xiàn)不容易想到 的。
[0047] (1) -種Ni基耐熱合金焊接接頭的制造方法，其用焊接材料將合金母材焊接后， 實(shí)施保持溫度T1°C、保持時(shí)間tl分鐘以及保持溫度T1°C至500°C的平均降溫速度RCTC / 小時(shí)滿足下述〈1>~〈3>式的焊接后熱處理，
[0048] 900 彡 Tl 彡 1275 · · ·〈1>
[0049] -0. 2XT1+260 ^ tl ^-0. 6XT1+870 · · · <2>
[0050] 0. 05XT1-10 彡 RC · · ·〈3>