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WO2024204622A1 - 合金材 - Google Patents

合金材 Download PDF

Info

Publication number
WO2024204622A1
WO2024204622A1 PCT/JP2024/012847 JP2024012847W WO2024204622A1 WO 2024204622 A1 WO2024204622 A1 WO 2024204622A1 JP 2024012847 W JP2024012847 W JP 2024012847W WO 2024204622 A1 WO2024204622 A1 WO 2024204622A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
content
alloy material
less
hot
alloy
Prior art date
Application number
PCT/JP2024/012847
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
孝裕 小薄
佳奈 浄▲徳▼
健太 山田
翔伍 青田
貴央 井澤
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Publication of WO2024204622A1 publication Critical patent/WO2024204622A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys

Definitions

  • This disclosure relates to alloy materials, and more specifically, to alloy materials that can be used in high-temperature environments.
  • Alloy materials used in steam reformers, ethylene cracking furnaces, heating furnace tubes for oil refining and petrochemical plants, and polycrystalline silicon manufacturing equipment are used in high-temperature environments of 500 to 1000°C. Therefore, alloy materials used in such high-temperature environments are required to have excellent corrosion resistance and high creep strength in high-temperature environments.
  • Alloy 800, Alloy 800H, and Alloy 800HT are known 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 have excellent corrosion resistance at high temperatures. These alloy materials also contain Al and Ti. Therefore, in these alloy materials, gamma prime ( ⁇ ') phase (Ni 3 (Al, Ti)) is generated during use in high temperature environments. Precipitation strengthening by the ⁇ ' phase allows these alloy materials to obtain high creep strength.
  • Alloy 800, Alloy 800H, and Alloy 800HT which contain Al and Ti
  • welding hot cracking is likely to occur in the heat-affected zone (HAZ) during welding.
  • these alloy materials are manufactured by hot working in a temperature range of around 900°C, and are prone to cracking due to embrittlement during hot working. For this reason, these alloy materials are required to have excellent resistance to welding hot cracking and excellent hot workability.
  • Patent Document 1 JP 2022-163425 A
  • Patent Document 2 JP 2022-163585 A
  • Patent Document 3 JP 2022-163586 A
  • the alloy material disclosed in Patent Document 1 has a chemical composition containing, by mass%, C: 0.15% or less, Si: 0.05 to 2.0%, Mn: 0.05 to 2.0%, P: 0.035% or less, S: 0.0015% or less, Cr: 16 to 30%, Ni: 18 to 50%, Al: 0.01 to 1.0%, Ti: 0.01 to 1.5%, N: 0.35% or less, O: 0.003% or less, Mo: 8% or less, Cu: 4% or less, Co: 3% or less, Ca: 0.0003 to 0.0050%, and Mg: 0.0045% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • the mass ratio of CaO, MgO and Al 2 O 3 in the inclusions calculated from the average Ca concentration, average Mg concentration and average Al concentration of the inclusions in which O or S is detected satisfies [CaO-0.6 ⁇ MgO]/[CaO+MgO+Al 2 O 3 ] ⁇ 0.20.
  • the mass ratio of oxide-based inclusions (CaO, MgO and Al 2 O 3 ) in the alloy material is appropriately controlled. This suppresses the generation of coarse TiC and improves the weld hot cracking resistance of the alloy material.
  • the alloy material disclosed in Patent Document 2 has a chemical composition containing, by mass%, C: 0.15% or less, Si: 0.05 to 2.0%, Mn: 0.05 to 2.0%, P: 0.035% or less, S: 0.0015% or less, Cr: 16 to 30%, Ni: 18 to 50%, Al: 0.01 to 1.0%, Ti: 0.01 to 1.5%, N: 0.35% or less, O: 0.003% or less, Mo: 8% or less, Cu: 4% or less, Co: 3% or less, Ca: 0.0003 to 0.0050%, and Mg: 0.0060% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • the number density of TiC-based precipitates having a circle equivalent diameter of 1.0 ⁇ m or more and the Mg content in the steel satisfy the following: TiC number density (particles/mm 2 ) ⁇ 463 ⁇ 9.5 ⁇ Mg concentration in steel (ppm by mass).
  • the amount of coarse TiC precipitates is appropriately controlled according to the Mg concentration in the alloy material. This enhances the weld hot cracking resistance of the alloy material.
  • the alloy material disclosed in Patent Document 3 has a chemical composition containing, by mass%, C: 0.15% or less, Si: 0.05-2.0%, Mn: 0.05-2.0%, P: 0.035% or less, S: 0.0015% or less, O: 0.0020% or less, with the sum of O+S being 0.0020% or less, Cr: 16-30%, Ni: 18-50%, Al: 0.01-1.0%, Ti: 0.01-1.5%, N: 0.02% or less, Mo: 8% or less, Cu: 4% or less, Co: 3% or less, Ca: 0.0010-0.0050%, and Mg: 0.0010-0.0050%, with the balance being Fe and impurities.
  • the average concentration of S in the oxide-based inclusions and sulfide-based inclusions is 0.70% or more by mass.
  • S which reduces the grain boundary strength and the melting point of the grain boundary, is fixed in the inclusions. This increases the resistance of the alloy to hot welding cracking.
  • Patent Document 4 JP 2021-070838 A
  • the alloy material disclosed in Patent Document 4 has a chemical composition containing, by mass%, C: 0.10% or less, Si: 0.05-1.0%, Mn: 0.05-2.0%, P: 0.035% or less, S: 0.0015% or less, Cr: 18-25%, Ni: 18-50%, Al: 0.05-1.0%, Ti: 0.15-1.5%, N: 0.02% or less, O: 0.003% or less, Mo: 5% or less, W: 2% or less, Cu: 3% or less, Co: 2.0% or less, Ca: 0.0003-0.005%, and Mg: 0.006% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities. Furthermore, the Ca/Al mass ratio in the oxide-based inclusions is 1.0-15.
  • ⁇ Ca in the alloy material is appropriately controlled. This improves the hot workability of the alloy material.
  • Patent Documents 1 to 3 provide excellent resistance to hot welding cracking, but these documents do not examine the hot workability of the alloy materials.
  • the alloy material described in Patent Document 4 provides excellent hot workability, but does not examine the resistance to hot welding cracking.
  • the objective of this disclosure is to provide an alloy material that has high creep strength, as well as excellent resistance to hot welding cracking and excellent hot workability.
  • the alloy material according to the present disclosure comprises: The chemical composition, in mass%, is 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: 0.010% or less, Al: 0.15-0.70%, Ti: 0.15-0.70%, B: 0.0001 to 0.0030%, Nb: 0.0010 to 0.5000%, Mo: 0.01-1.00%, Ca: 0.0001-0.0200%, Ta: 0 to 0.50%, V: 0-1.00%, Zr: 0 to 0.100%, Hf: 0-0.10%, Cu: 0 to 1.00%, W: 0-1.00%, Co: 0-1.00%, Rare earth elements: 0 to 0.1000%, Mg: 0 to 0.0200%, and The balance is Fe and impurities.
  • formula (3) is further satisfied. 0.60 ⁇ Al+Ti ⁇ 1.20 (1) 3.3-41C-Si+2Mo+3Ti+245B-12Nb ⁇ 2.00 (2) 0.4+67C+1.3Si+5.5Mo+5.2Ti+13.4Nb ⁇ 8.25 (3)
  • the content of the corresponding element in the chemical composition is substituted for each element symbol in formulas (1) to (3) in terms of mass %.
  • the alloy material disclosed herein provides high creep strength, as well as excellent resistance to hot welding cracking and excellent hot workability.
  • the inventors first conducted a study from the viewpoint of chemical composition on an alloy material that provides high creep strength, excellent resistance to weld hot cracking, and excellent hot workability. As a result, the inventors found that the alloy material contains, 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: 0.010% or less, Al: 0.15-0.70%, Ti: 0.15-0.70%, B: 0.0001-0.0030%, Nb: 0.0010-0.5000%, Mo: 0.01-1.00%, Ca: 0.
  • an alloy material with a chemical composition of 0.0001-0.0200%, Ta: 0-0.50%, V: 0-1.00%, Zr: 0-0.100%, Hf: 0-0.10%, Cu: 0-1.00%, W: 0-1.00%, Co: 0-1.00%, rare earth elements: 0-0.1000%, Mg: 0-0.0200%, and the balance being Fe and impurities, could be used in high-temperature environments and could potentially achieve excellent resistance to weld hot cracking and excellent hot workability.
  • the inventors therefore further investigated the creep strength, resistance to hot welding cracking, and hot workability of alloy materials that satisfy the above-mentioned chemical composition. As a result, the inventors obtained the following findings.
  • the present inventors have investigated means for increasing creep strength in high-temperature environments in alloy materials that satisfy the above-mentioned chemical composition.
  • Al and Ti form a gamma prime ( ⁇ ') phase ( Ni3 (Al,Ti)) in the alloy material during use in high-temperature environments.
  • the ⁇ ' phase increases creep strength. Therefore, the total content of Al and Ti affects creep strength.
  • sufficient creep strength can be obtained if the following formula (1) is satisfied: 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 inventors therefore investigated ways to improve hot workability while also improving resistance to welding hot cracking by including B.
  • it is effective to (A) increase the melting and solidification temperatures of Ti-based precipitates that precipitate at the grain boundaries, and (B) increase the solidification temperature of the grain boundaries that melt due to the compositional liquation phenomenon during the heating process during welding.
  • the Ti-based precipitate means a precipitate containing Ti.
  • the Ti-based precipitate is mainly a carbide containing Ti.
  • the Ti-based precipitate may contain elements other than Ti (e.g., Si, Nb, etc.).
  • C, Si and Nb increase the melting and solidification temperatures of Ti-based precipitates.
  • C and Si increase the stability of Ti-based precipitates at high temperatures. This increases the melting and solidification temperatures of Ti-based precipitates.
  • Nb is contained in Ti-based precipitates and increases the melting and solidification temperatures of Ti-based precipitates. Therefore, C, Si and Nb are elements that increase the melting and solidification temperatures of Ti-based precipitates that precipitate at grain boundaries.
  • Grain boundaries where compositional liquefaction occurs become the starting point of cracks. Therefore, in order to improve resistance to hot welding cracking, it is effective not only to increase the melting temperature and solidification temperature of Ti-based precipitates, but also to increase the solidification temperature of grain boundaries where compositional liquefaction occurs. Therefore, the inventors investigated means for increasing the solidification temperature of grain boundaries where compositional liquefaction occurs. As a result, they found that Mo, Ti, and B promote compositional liquefaction at grain boundaries. When Mo, Ti, or B is contained in the grain boundaries where compositional liquefaction occurs, the solidification temperature of the grain boundaries where compositional liquefaction occurs decreases. If the solidification temperature of the grain boundaries where compositional liquefaction occurs decreases, hot welding cracking becomes more likely to occur.
  • Ti-based precipitates may be present within the crystal grains during hot working at approximately 900°C.
  • the Ti-based precipitates harden the alloy material.
  • the hot workability of the alloy material decreases. Therefore, in order to improve the hot workability at approximately 900°C, it is effective to suppress the hardening of the alloy material caused by Ti-based precipitates.
  • the inventors therefore investigated means for sufficiently suppressing hardening of the alloy material caused by Ti-based precipitates during hot working when the B content is 0.0010% or less. As a result, the inventors obtained the following findings.
  • C, Ti, Si and Nb promote the formation of Ti-based precipitates.
  • C and Ti directly contribute to the formation of Ti-based precipitates.
  • Si increases the diffusion rate of C and Ti, contributing to the formation of Ti-based precipitates.
  • Nb substitutes for the Ti sites of Ti-based precipitates (i.e., lattice points occupied by Ti atoms in Ti-based precipitates), promoting the formation of Ti-based precipitates (composite precipitates) containing Nb.
  • Mo strengthens the grain interior with solid solution, hardening the alloy material even in the hot working temperature range.
  • the inventors believed that when the B content is 0.0010% or less, the hot workability at approximately 900°C can be improved by appropriately controlling the C content, Ti content, Si content, Nb content, and Mo content.
  • the alloy material of the first configuration is The chemical composition, in mass%, is 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: 0.010% or less, Al: 0.15-0.70%, Ti: 0.15-0.70%, B: 0.0001 to 0.0030%, Nb: 0.0010-0.5000%, Mo: 0.01-1.00%, Ca: 0.0001-0.0200%, Ta: 0 to 0.50%, V: 0-1.00%, Zr: 0 to 0.100%, Hf: 0-0.10%, Cu: 0 to 1.00%, W: 0-1.00%, Co: 0-1.00%, Rare earth elements: 0 to 0.1000%, Mg: 0 to 0.0200%, and The balance is Fe and impurities.
  • formula (3) is further satisfied. 0.60 ⁇ Al+Ti ⁇ 1.20 (1) 3.3-41C-Si+2Mo+3Ti+245B-12Nb ⁇ 2.00 (2) 0.4+67C+1.3Si+5.5Mo+5.2Ti+13.4Nb ⁇ 8.25 (3)
  • the content of the corresponding element in the chemical composition is substituted for each element symbol in formulas (1) to (3) in terms of mass %.
  • the alloy material of the second configuration is 1.
  • An alloy material of a first configuration comprising: The chemical composition is, in mass%, Ta: 0.01 to 0.50%, V: 0.01-1.00%, Zr: 0.001 to 0.100%, Hf: 0.01-0.10%, Cu: 0.01 to 1.00%, W: 0.01-1.00%, Co: 0.01 to 1.00%, Rare earth elements: 0.0001 to 0.1000%, and Mg: 0.0001 to 0.0200%.
  • the alloy material of the third configuration is An alloy material having a first or second configuration,
  • the chemical composition is, in mass%, B: contains more than 0.0010 to 0.0030%;
  • the Ti content [Ti] in mass% in the residue obtained by the extraction residue method is less than 0.020%, or The [Ti] is 0.020% or more, the Nb content [Nb] in mass% in the residue is 0.015% or more, and the [Ti] and the [Nb] satisfy formula (4).
  • the alloy material of the fourth configuration is An alloy material having a first or second configuration,
  • the chemical composition is, in mass%, B: 0.0001 to 0.0010%;
  • the Ti content [Ti] in mass% in the residue obtained by the extraction residue method is 0.031% or less, or The [Ti] exceeds 0.031%, and the Nb content [Nb] in mass % in the residue is 0.3 ⁇ [Ti]% or more.
  • the alloy material of this embodiment satisfies the following characteristics 1 to 4.
  • 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: 0.010% or less, Al: 0.15-0.70%, Ti: 0.15-0.70%, B: 0.0001-0.0030%, Nb: 0.00 10-0.5000%, Mo: 0.01-1.00%, Ca: 0.0001-0.0200%, Ta: 0-0.50%, V: 0-1.00%, Zr: 0-0.100%, Hf: 0-0.10%, Cu: 0-1.00%, W: 0-1.00%, Co: 0-1.00%, rare earth elements: 0-0.1000%, Mg: 0-0.0200%, and the balance is Fe and impurities.
  • the alloy material of this embodiment satisfies the above-mentioned features 1 to 4. Therefore, the alloy material of this embodiment has high creep strength, and further has excellent resistance to hot welding cracking and excellent hot workability. Features 1 to 4 are explained below.
  • Carbon (C) enhances the creep strength of the alloy material in a high-temperature environment. If the C content is less than 0.050%, the above effect can be obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. is not being obtained sufficiently. On the other hand, if the C content exceeds 0.100 %, M23C6 type Cr carbides are formed at the grain boundaries. In this case, Cr-depleted regions are formed at the grain boundaries. Therefore, the content of other elements is Even within the range of this embodiment, the stress relaxation cracking resistance of the alloy material is reduced. Therefore, the C content is 0.050 to 0.100%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.055%, more preferably 0.060%, further preferably 0.065%, and further preferably 0.070%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.097%, more preferably 0.095%, still more preferably 0.093%, still more preferably 0.090%, and still more preferably 0.085%. %, and more preferably 0.080%.
  • Si 1.00% or less Silicon (Si) deoxidizes the alloy in the steelmaking process. Si also enhances the oxidation resistance of the alloy material in a high-temperature environment. If even a small amount of Si is contained, the above effect can be obtained to a certain extent even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. However, if the Si content exceeds 1.00%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the resistance to weld hot cracking and the hot workability are reduced. Therefore, the Si content is 1.00% or less.
  • the lower limit of the Si content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, more preferably 0.05%, more preferably 0.10%, more preferably 0.15%, and more preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.90%, more preferably 0.80%, more preferably 0.70%, more preferably 0.65%, more preferably 0.60%, more preferably 0.55%, and more preferably 0.50%.
  • Mn 1.50% or less
  • Manganese (Mn) deoxidizes the welded portion of the alloy material during welding. Mn also stabilizes austenite. Even if even a small amount of Mn is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mn content exceeds 1.50%, 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 lower limit of the Mn content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, more preferably 0.05%, more preferably 0.10%, more preferably 0.40%, more preferably 0.50%, and more preferably 0.60%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.45%, more preferably 1.40%, still more preferably 1.35%, still more preferably 1.30%, still more preferably 1.25%, and still more preferably 1.20%.
  • Phosphorus (P) is an unavoidable impurity.
  • the P content is more than 0%.
  • P segregates at the grain boundaries of the alloy material during welding, reducing stress relaxation cracking resistance. P also segregates at the grain boundaries, reducing hot workability. Therefore, the P content is 0.035% or less.
  • the P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the P content significantly increases the production cost. 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%, further preferably 0.020%, and further preferably 0.015%.
  • S 0.0015% or less Sulfur (S) is an unavoidable impurity.
  • the S content is more than 0%.
  • S segregates at grain boundaries of alloy materials during welding and hot working, and reduces resistance to welding hot cracking and hot workability. Therefore, the S content is 0.0015% or less.
  • the S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the S content significantly increases the production cost. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferred lower limit of the S content is more than 0%, more preferably 0.0001%, and even more preferably 0.0002%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.0012%, more preferably 0.0010%, further preferably 0.0008%, and further preferably 0.0006%.
  • Chromium (Cr) enhances the corrosion resistance of the alloy material in a high-temperature environment. If the Cr content is less than 19.00%, the above effect can be obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Can't get enough. On the other hand, if the Cr content exceeds 23.00%, the stability of austenite in a high temperature environment is reduced. In this case, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the creep strength of the alloy material is reduced. decreases. Therefore, the Cr content is 19.00 to 23.00%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 19.20%, more preferably 19.40%, and further preferably 19.60%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 22.50%, more preferably 22.00%, still more preferably 21.50%, still more preferably 21.00%, and still more preferably 20.50%. %, and more preferably 20.00%.
  • Ni 30.00-35.00%
  • Nickel (Ni) stabilizes austenite and enhances the creep strength of the alloy in high temperature environments. If the Ni content is less than 30.00%, the other element contents are within the ranges of this embodiment. However, the above effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Ni content exceeds 35.00%, the above effects are saturated, and furthermore, the raw material cost increases. Therefore, the Ni content is 30.00 to 35.00%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 30.20%, more preferably 30.40%, further preferably 30.60%, and further preferably 30.80%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 34.70%, more preferably 34.50%, still more preferably 34.00%, still more preferably 33.50%, and still more preferably 33.00%. %, more preferably 32.50%, more preferably 32.00%, more preferably 31.50%, and even more preferably 31.00%.
  • N 0.010% or less Nitrogen (N) is an impurity. N is dissolved in the matrix (parent phase) to stabilize austenite. The dissolved N further forms fine nitrides in the alloy material during use in a high-temperature environment. The fine nitrides strengthen the Cr-deficient region, thereby improving the stress relaxation cracking resistance of the alloy material. The fine nitrides formed during use in a high-temperature environment further improve creep strength by precipitation strengthening. If even a small amount of N is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the N content exceeds 0.010%, Ti nitrides are excessively formed and coarsened.
  • the N content is 0.010% or less.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.001%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.007%, more preferably 0.006%, and further preferably 0.005%.
  • Al 0.15-0.70%
  • Aluminum (Al) deoxidizes the alloy during the steelmaking process. It also increases the oxidation resistance of the alloy in high-temperature environments. It also generates the ⁇ ' phase in high-temperature environments. If the Al content is less than 0.15%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.70%, a large amount of ⁇ ' phase is generated during the manufacturing process of the alloy material. In this case, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, The hot workability during the manufacturing process of the alloy material is reduced. Therefore, the Al content is 0.15 to 0.70%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.17%, more preferably 0.19%, still more preferably 0.21%, still more preferably 0.23%, and still more preferably 0.30%. %.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.65%, more preferably 0.60%, still more preferably 0.57%, still more preferably 0.55%, and still more preferably 0.53%. %, more preferably 0.51%, more preferably 0.45%, and even more preferably 0.40%.
  • the Al content is the so-called total Al content (mass %).
  • Titanium (Ti) combines with Ni and Al to form the ⁇ ' phase in high temperature environments, improving the creep strength of alloy materials in high temperature environments. If the Ti content is less than 0.15%, other Even if the element contents are within the ranges of this embodiment, the above effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.70%, the Ti-based precipitates become coarse and a large amount of ⁇ ' phase is generated during the manufacturing process of the alloy material. Even within the range of this embodiment, resistance to hot welding cracking and hot workability are deteriorated. Therefore, the Ti content is 0.15 to 0.70%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.16%, more preferably 0.17%, further preferably 0.18%, and further preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.65%, more preferably 0.60%, still more preferably 0.57%, still more preferably 0.55%, and still more preferably 0.50%. %, and more preferably 0.45%.
  • B 0.0001-0.0030% Boron (B) segregates at grain boundaries in a high-temperature environment of about 900°C, increasing grain boundary strength. This improves the hot workability of the alloy material. If the B content is less than 0.0001%, Even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the above effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, B lowers the solidification temperature of the grain boundary melted during welding heating. In this case, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the resistance Weld hot cracking resistance decreases. Therefore, the B content is 0.0001 to 0.0030%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0003%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0028%, more preferably 0.0025%, further preferably 0.0023%, and further preferably 0.0020%.
  • Niobium (Nb) when contained in Ti-based precipitates, increases the melting and solidification temperatures of the Ti-based precipitates, thereby improving the resistance to hot weld cracking of the alloy material. Nb also has the effect of increasing the resistance to hot weld cracking in high temperature environments. Fine precipitates are formed in the alloy material, thereby improving the creep strength of the alloy material. If the Nb content is less than 0.0010%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, , the above-mentioned effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.5000%, the hot workability of the alloy material decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
  • the Nb content is 0.0010 to 0.5000%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.0020%, more preferably 0.0050%, further preferably 0.0080%, and further preferably 0.0100%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.4500%, more preferably 0.4000%, still more preferably 0.3000%, still more preferably 0.2500%, and still more preferably 0.2400%. %.
  • Mo Molybdenum
  • B Molybdenum
  • the Mo content If the amount is less than 0.01%, the above effects cannot be obtained sufficiently.
  • the Mo content exceeds 1.00%, intermetallic compounds such as LAVES phases are generated within the crystal grains. In this case, the strength difference between the crystal grains and the grain boundaries becomes large.
  • the B content is 0.0010% or less, not only the above-mentioned effect of Mo is reduced, but also the hardness within the grains increases due to solid solution strengthening of Mo. The hot workability around 1000°C decreases.
  • the Mo content is 0.01 to 1.00%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.02%, more preferably 0.03%, further preferably 0.04%, and further preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.90%, more preferably 0.80%, still more preferably 0.70%, still more preferably 0.60%, and still more preferably 0.50%. %.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0002%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0150%, more preferably 0.0100%, still more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0050%, and still more preferably 0.0040%. %, and more preferably 0.0030%.
  • Tantalum (Ta) is an optional element and may not be contained, that is, the Ta content may be 0%.
  • Ta is contained, that is, when the Ta content is more than 0%, Ta is combined with Ti and C and is contained in the Ti-based precipitates. The melting temperature and solidification temperature are increased. Therefore, the solidification temperature of the grain boundary melted during welding is increased. As a result, resistance to hot cracking during welding is improved. If even a small amount of Ta is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. . However, if the Ta content exceeds 0.50%, the resistance to hot cracking during welding of the alloy material is reduced in the weld heat affected zone of the alloy material. Furthermore, the hot workability is reduced.
  • the Ta content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Ta content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, further preferably 0.05%, and further preferably 0.08%.
  • the upper limit of the Ta content is preferably 0.45%, more preferably 0.40%, further preferably 0.35%, and further preferably 0.30%.
  • the V content is 0 to 1.00%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.04%, and still more preferably 0.06%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.80%, more preferably 0.50%, still more preferably 0.40%, still more preferably 0.35%, and still more preferably 0.30%.
  • Zr Zirconium (Zr) is an optional element and may not be contained, that is, the Zr content may be 0%.
  • Zr is contained, that is, when the Zr content is more than 0%, Zr is combined with Ti and C and is contained in Ti carbide. Melting temperature of Ti-based precipitates containing Zr The solidification temperature of the grain boundary melted during welding is increased. As a result, resistance to hot cracking during welding is improved. The above effect can be obtained to a certain extent if even a small amount of Zr is contained. However, if the Zr content exceeds 0.100%, the resistance to hot weld cracking in the weld heat affected zone of the alloy material is rather reduced during welding of the alloy material.
  • Hf 0-0.10%
  • Hafnium (Hf) is an optional element and may not be contained. In other words, the Hf content may be 0%.
  • Hf is contained, that is, when the Hf content is more than 0%, Hf is combined with Ti and C and is contained in Ti-based precipitates.
  • the melting and solidification temperatures of Ti-based precipitates containing Hf are high. Therefore, the solidification of the grain boundaries melted during welding is difficult. As a result, resistance to hot cracking during welding is improved. Even if even a small amount of Hf is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
  • the Hf content is 0 to 0.10%.
  • the lower limit of the Hf content is preferably 0.01%, and more preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Hf content is preferably 0.09%, more preferably 0.08%, further preferably 0.07%, and further preferably 0.06%.
  • the chemical composition of the alloy material according to the present embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Cu, W, and Co. These elements are optional elements, and all of them increase the creep strength of the alloy material.
  • Cu 0-1.00% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained, 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 in grains during use of the alloy material in a high-temperature environment. The creep strength is improved. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 1.00%, the Cu phase is excessively precipitated in the crystal grains. In this case, the strength difference between the crystal grains and the grain boundaries becomes large. Therefore, the stress relaxation resistance is deteriorated. The crack resistance decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 1.00%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%, and still more preferably 0.15%. %, and more preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.90%, more preferably 0.80%, still more preferably 0.70%, still more preferably 0.60%, and still more preferably 0.55%. %, and more preferably 0.50%.
  • the lower limit of the W content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, more preferably 0.03%, more preferably 0.04%, more preferably 0.05%, and more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the W content is preferably 0.90%, more preferably 0.80%, more preferably 0.70%, more preferably 0.65%, more preferably 0.60%, and even more preferably 0.50%.
  • Co is an optional element and may not be contained, 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. The effect is achieved to some extent. However, if the Co content exceeds 1.00%, the raw material cost increases. Therefore, the Co content is 0 to 1.00%.
  • the lower limit of the Co content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%, and still more preferably 0.10%. %.
  • the upper limit of the Co content is preferably 0.90%, more preferably 0.80%, still more preferably 0.70%, still more preferably 0.60%, and still more preferably 0.50%. %.
  • the chemical composition of the alloy material according to this embodiment may further contain rare earth elements (REM) in place of a portion of Fe.
  • the rare earth elements are optional elements and may not be contained, i.e., the REM content may be 0%.
  • REM When REM is contained, that is, when the REM content is more than 0%, REM fixes S (sulfur) as an inclusion, improving the hot workability of the alloy material. This fixes the REM content and suppresses the grain boundary segregation of S. In this case, resistance to hot welding cracking is improved.
  • the above effect can be obtained to a certain extent if even a small amount of REM is contained. However, if the REM content exceeds 0.1000%, the cleanliness of the alloy material is reduced, and in this case, the hot workability of the alloy material is rather reduced.
  • the REM content is 0 to 0.1000%.
  • the lower limit of the REM content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, further preferably 0.0010%, and further preferably 0.0020%.
  • the upper limit of the REM content is preferably 0.0800%, more preferably 0.0600%, and further preferably 0.0400%.
  • REM contains at least one of the elements Sc, Y, and lanthanides (La with atomic number 57 to Lu with atomic number 71), and the REM content refers to the total content of these elements.
  • the chemical composition of the alloy material according to this embodiment may further contain Mg instead of a portion of Fe.
  • Mg 0 to 0.0200%
  • Magnesium (Mg) is an impurity and does not necessarily need to be contained.
  • the Mg content may be 0%. If the Mg content exceeds 0.0200%, Mg segregates at grain boundaries in a high-temperature environment of about 900° C., embrittling the grain boundaries, and in this case, the hot workability of the alloy material decreases. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0200%.
  • the Mg content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the Mg content significantly increases the production cost. Therefore, in consideration of normal industrial production, the lower limit of the Mg content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, and even more preferably 0.0002%.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.0150%, more preferably 0.0100%, still more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0050%, and still more preferably 0.0040%.
  • F1 is defined as Al + Ti.
  • F1 is an index of the amount of ⁇ ' phase generated during use of the alloy material of this embodiment in a high-temperature environment.
  • the ⁇ ' phase is generated during use in a high-temperature environment. This ⁇ ' phase increases the creep strength of the alloy material in a high-temperature environment.
  • the lower limit of F1 is preferably 0.61, more preferably 0.62, more preferably 0.64, more preferably 0.66, more preferably 0.68, and more preferably 0.70.
  • the upper limit of F1 is preferably 1.15, more preferably 1.10, still more preferably 1.05, still more preferably 1.00, and still more preferably 0.95.
  • the numerical value of F1 shall be the value obtained by rounding off to the second decimal place.
  • F2 is defined as 3.3-41C-Si+2Mo+3Ti+245B-12Nb.
  • F2 is an index of resistance to hot cracking during welding.
  • the alloy material of this embodiment contains B.
  • the solidification temperature of the grain boundaries of the alloy material is reduced due to the segregation of B to the grain boundaries. Therefore, resistance to hot cracking during welding is likely to decrease.
  • C, Si, and Nb increase the solidification temperature of Ti-based precipitates after melting.
  • Mo, Ti, and B promote the compositional liquefaction phenomenon, lowering the solidification temperature of the grain boundaries after melting. Therefore, by appropriately controlling the C content, Si content, Nb content, Mo content, Ti content, and B content, the above (A) and (B) are simultaneously achieved, increasing the solidification temperature of the grain boundaries after melting during welding, and as a result, improving resistance to welding hot cracking. Even if the alloy material satisfies features 1, 2, and 4, if F2 exceeds 2.00, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, F2 is 2.00 or less.
  • the upper limit of F2 is preferably 1.97, more preferably 1.95, still more preferably 1.93, and still more preferably 1.90.
  • the lower limit of F2 is not particularly limited, but is preferably ⁇ 7.00, more preferably ⁇ 6.00, even more preferably ⁇ 5.00, and even more preferably ⁇ 4.00.
  • the numerical value of F2 shall be the value obtained by rounding off to the second decimal place.
  • F3 is defined as 0.4 + 67C + 1.3Si + 5.5Mo + 5.2Ti + 13.4Nb. F3 is an index of hot workability when hot working is performed at approximately 900°C.
  • the chemical composition of the alloy material is made to satisfy formula (2), thereby increasing the solidification temperature of the grain boundaries after melting during welding and improving resistance to hot welding cracking.
  • an alloy material with high resistance to hot cracking is used.
  • the B content in the alloy material may be adjusted to 0.0010% or less.
  • the alloy material of this embodiment improves the hot workability by suppressing the hardening of the alloy material due to Ti-based precipitates.
  • C, Si, Mo, Ti and Nb promote the formation of Ti-based precipitates. Therefore, when the B content in the chemical composition is set to 0.0010% or less, the value of F3 consisting of the C content, Si content, Mo content, Ti content and Nb content is appropriately adjusted to suppress the formation of Ti-based precipitates. This improves hot workability at around 900°C. Even if the alloy material satisfies Features 1 to 3, if F3 exceeds 8.25, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, F3 is 8.25 or less.
  • the upper limit of F3 is preferably 8.20, more preferably 8.15, still more preferably 8.13, and still more preferably 8.10.
  • the lower limit of F3 is not particularly limited, but is preferably 4.60, more preferably 4.80, more preferably 5.00, and even more preferably 5.50.
  • the numerical value of F3 shall be the value obtained by rounding off to the second decimal place.
  • the alloy material of this embodiment satisfies the above-mentioned features 1 to 4. As a result, the alloy material of this embodiment has sufficient creep strength in high-temperature environments, and can achieve both excellent resistance to weld hot cracking and excellent hot workability.
  • the microstructure of the alloy material of this embodiment is made 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 rod-shaped.
  • the alloy material of this embodiment is an alloy tube or an alloy plate.
  • the alloy material of this embodiment when the B content exceeds 0.0010%
  • the alloy material of this embodiment further satisfies the following feature 5.
  • the Ti content [Ti] in mass% in the residue obtained by the extraction residue method is less than 0.020%, or [Ti] is 0.020% or more, the Nb content [Nb] in terms of mass% in the residue is 0.015% or more, and [Ti] and [Nb] satisfy formula (4).
  • [Ti]+[Nb] ⁇ 0.050 (4) Feature 5 will now be described.
  • the alloy material of this embodiment when the B content in the chemical composition is more than 0.0010% and less than 0.0030%, by satisfying Features 1 to 3, the alloy material has sufficient creep strength in high-temperature environments and can achieve both excellent resistance to weld hot cracking and excellent hot workability.
  • the alloy material of this embodiment a certain amount of Ti-based precipitates is contained in the alloy material before welding. Therefore, in the heating process when welding the alloy material, the Ti-based precipitates trapped at the grain boundaries are eutectic melted. Since the alloy material of this embodiment contains B, B is segregated at the grain boundaries. Therefore, the solidification temperature of the grain boundaries after melting is lowered by B. As a result, the resistance to welding hot cracking is reduced. Therefore, in the alloy material of this embodiment, when the B content is more than 0.0010% to 0.0030%, it is preferable to adopt either of the following two measures I and II.
  • the alloy material of this embodiment preferably satisfies either the following requirement I or requirement II.
  • the Ti content [Ti] in the residue is less than 0.020%.
  • [Ti] in the residue obtained by the extraction residue method is 0.020% or more
  • the Nb content [Nb] in the residue is 0.015% or more
  • [Ti] and [Nb] satisfy formula (4). [Ti]+[Nb] ⁇ 0.050 (4)
  • the preferred upper limit of the Ti content in the residue [Ti] is 0.019%, and more preferably 0.017%.
  • the proportion of Ti-based precipitates containing Nb is high among the Ti-based precipitates present in the alloy material. Therefore, the solidification temperature of the grain boundary after eutectic melting of the Ti-based precipitates with the grain boundary is sufficiently high. As a result, even better resistance to hot welding cracking is obtained.
  • the preferred lower limit of [Ti] + [Nb] in the residue is 0.052%, more preferably 0.060%, more preferably 0.070%, more preferably 0.080%, and even more preferably 0.090%.
  • the alloy material of this embodiment when the B content is 0.0010% or less
  • the alloy material of this embodiment further satisfies the following feature 6.
  • the Ti content [Ti] in mass% in the residue obtained by the extraction residue method is 0.031% or less, or [Ti] exceeds 0.031%, and the Nb content [Nb] in mass % in the residue is 0.3 ⁇ [Ti]% or more.
  • Feature 6 will now be described.
  • the [Ti] and [Nb] in the residue of the alloy material are determined by the following extraction residue method.
  • a test piece is taken from the alloy material.
  • the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the test piece may be circular or rectangular.
  • the test piece is taken so that the center of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the test piece is the center position of the wall thickness of the alloy pipe, and the longitudinal direction of the test piece is the axial direction of the alloy pipe.
  • the test piece is taken so that the center of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the test piece is the center position of the plate width and the center position of the plate thickness of the alloy plate, and the longitudinal direction of the test piece is the longitudinal direction of the alloy plate.
  • the alloy material is a round bar
  • the test piece is taken so that the center of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the test piece is at the R/2 position of the round bar (the center position of the radius in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the round bar) and the longitudinal direction of the test piece is the longitudinal direction of the round bar.
  • the surface of the collected test piece is polished by about 50 ⁇ m by preliminary electrolytic polishing to obtain a new surface.
  • the electrolytically polished test piece is electrolyzed (main electrolysis) with an electrolytic solution (10% acetylacetone + 1% tetraammonium + methanol).
  • the electrolytic solution after the main electrolysis is passed through a 0.2 ⁇ m filter to capture the residue.
  • the obtained residue is decomposed with acid, and the mass of Ti in the residue and the mass of Nb in the residue are determined by ICP (inductively coupled plasma) emission spectrometry.
  • the mass of the electrolyzed alloy material is determined. Specifically, the mass of the test piece before the electrolysis and the mass of the test piece after the electrolysis are measured. The value obtained by subtracting the mass of the test piece after the electrolysis from the mass of the test piece before the electrolysis is defined as the mass of the electrolyzed alloy material.
  • the Ti content [Ti] (mass%) in the residue is calculated by dividing the mass of the electrolytically processed alloy material. Furthermore, the Nb content [Nb] (mass%) in the residue is calculated by dividing the mass of the Nb in the residue by the mass of the electrolytically processed alloy material.
  • a method for producing the alloy material of this embodiment will be described.
  • the method for producing the alloy material of this embodiment will be described below as an example. Therefore, the alloy material of this embodiment may be produced by a method other than the method for producing the alloy material of this embodiment. However, the method for producing the alloy material of this embodiment will be described below as a preferred example.
  • the method for producing the alloy material of this embodiment includes the following steps.
  • Step 1) Preparation step (Step 2) Hot working step (Step 3) Cold working step (Step 4) Heat treatment step
  • Step 3 Cold working step
  • Step 4 Heat treatment step
  • the above step 3 is an optional step and may not be performed. Each step will be described below.
  • a material having a chemical composition that satisfies the above-mentioned features 1 to 4 is prepared.
  • the material may be supplied from a third party or may be manufactured.
  • the material may be an ingot. , slabs, blooms, or billets.
  • the material is manufactured by the following method.
  • a molten alloy having the above-mentioned chemical composition is manufactured.
  • the manufactured molten alloy is used to manufacture an ingot by ingot casting.
  • the manufactured molten alloy may be used to manufacture slabs, blooms, or billets by continuous casting.
  • the manufactured ingots, slabs, or blooms may be subjected to hot processing to manufacture billets.
  • an ingot may be subjected to hot forging to manufacture a cylindrical billet, and this billet may be used as the material.
  • the temperature of the material immediately before the start of hot forging is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the method of cooling the material after hot forging is not particularly limited.
  • Step 2 Hot working step In the hot working step, the raw material prepared in the preparation step is subjected to hot working to produce an intermediate alloy material.
  • the intermediate alloy material may be, for example, an alloy pipe, an alloy plate, or an alloy round bar.
  • the hot working process involves the following steps: First, a cylindrical material is prepared. A through hole is formed along the central axis of the cylindrical material by machining. The cylindrical material with the through hole formed is heated. The heated cylindrical material is subjected to hot extrusion, typically the Euffer-Séjournet process, to produce the intermediate alloy material (alloy pipe).
  • piercing and rolling by the Mannesmann method may be performed to manufacture alloy tubes.
  • the cylindrical material is heated.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the heated cylindrical material is piercing and rolling using a piercing machine.
  • the piercing ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the piercing and rolling cylindrical material is further hot rolled using a mandrel mill, reducer, sizing mill, etc. to form a hollow blank tube (alloy tube).
  • the cumulative reduction in area in the hot working process is not particularly limited, but is, for example, 20 to 80%.
  • the temperature (finishing temperature) of the hollow blank tube immediately after the hot working is completed is preferably 800°C or higher.
  • the hot working process includes hot working at about 900°C.
  • the hot working process uses, for example, one or more rolling mills equipped with a pair of work rolls.
  • a material such as a slab is heated.
  • the heated material is hot rolled using the rolling mill to produce an alloy plate.
  • the heating temperature of the material before hot rolling is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the hot working process includes hot working at about 900°C.
  • the hot working process uses, for example, one or more rolling mills equipped with a pair of work rolls.
  • the pair of work rolls are formed with a groove.
  • a material such as a bloom is heated.
  • the heated material is hot rolled using a rolling mill to produce a round bar.
  • the heating temperature of the material before hot rolling is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the hot working process includes hot working at about 900°C.
  • the cold working step is carried out as necessary. In other words, the cold working step does not have to be carried out.
  • the intermediate alloy material is subjected to pickling treatment and then cold working.
  • 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 step is not particularly limited, but is, for example, 10 to 90%.
  • Step 4 Heat treatment step
  • the intermediate alloy material after the hot working process or the cold working process is subjected to heat treatment to adjust the amount of solute Ti in the alloy material and the size of the crystal grains.
  • the heat treatment temperature T1 is 1170 to 1300°C.
  • the holding time at the heat treatment temperature T1 is not particularly limited, but is, for example, 5 to 30 minutes. After the holding time has elapsed, the intermediate alloy material is quenched.
  • the above steps allow the alloy material of this embodiment to be manufactured.
  • the above manufacturing method is one example of a method for manufacturing the alloy material of this embodiment. Therefore, the method for manufacturing the alloy material of this embodiment is not limited to the above manufacturing method. As long as Features 1 to 4 are satisfied, the method for manufacturing the alloy material is not limited to the above manufacturing method.
  • the heat treatment temperature T1 in the heat treatment step satisfies the following formula (X).
  • Nb content in the chemical composition of the alloy material is substituted for (Nb) in formula (X) in mass %.
  • the heat treatment temperature T1 is FA or lower, and the B content in the alloy material is greater than 0.0010% and less than 0.0030%, characteristic 5 (requirement (I) or requirement (II)) is more likely to be satisfied. Also, if the B content in the alloy material is 0.0001% to 0.0010%, characteristic 6 (requirement (III) or requirement (IV)) is more likely to be satisfied.
  • 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 the base material.
  • a groove is formed in 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-shaped, U-shaped, X-shaped, or any other shape other than V-shaped, U-shaped, or X-shaped.
  • Welding is performed on the prepared base material to produce a welded joint.
  • two base materials with grooves are prepared.
  • the grooves of the prepared base materials are butted together.
  • welding is performed on the pair of butted grooves using a known welding material to form a weld metal having the above-mentioned chemical composition.
  • An example of the welding material is AWS standard name: ER NiCr-3.
  • the welding material is not limited to this.
  • the welding method may be a single layer of weld metal or a multi-layer welding method.
  • Examples of the welding method include TIG welding (GTAW), shielded metal arc welding (SMAW), flux-cored wire arc welding (FCAW), gas metal arc welding (GMAW), and submerged arc welding (SAW).
  • GTAW TIG welding
  • SMAW shielded metal 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 using examples.
  • the conditions in the following examples are one example 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 of conditions.
  • Greeble test pieces were taken from the produced ingots. After the Greeble test pieces were taken, hot forging was performed on the ingots to produce a material (alloy plate) with a thickness of 30 mm. The heating temperature of the ingot during hot forging was 1100-1300°C. The produced material was subjected to a hot working process. Specifically, the material was heated in a heating furnace. The heating temperature during the hot working process was 1200°C. 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 carried out on the intermediate alloy material.
  • the heat treatment temperature T1 (°C) in the heat treatment process was as shown in the "T1 (°C)" column in Table 2.
  • the holding time at the heat treatment temperature was 30 minutes. After the holding time had elapsed, the intermediate alloy material was water-cooled to room temperature. Through the above process, alloy materials (alloy plates) with each test number were manufactured.
  • Test 1 Measurement test of Ti content [Ti] and Nb content [Nb] in the residue of the alloy material (Test 2) Gleeble test (evaluation of hot workability) (Test 3) Welding hot cracking resistance evaluation test (Test 4) Creep strength evaluation test Each test will be described below.
  • Ti content [Ti] (mass%) and Nb content [Nb] (mass%) are shown in the “Ti (mass%)" and “Nb (mass%)” columns in Table 3.
  • the 0.3 x [Ti] value and the [Ti] + [Nb] value are shown in the “0.3 x [Ti]” and “Ti + [Nb]” columns in Table 3.
  • the Gleeble test piece was heated from room temperature to 1200°C in 60 seconds, and then held at 1200°C for 300 seconds. Then, using He gas, it was cooled to 900°C at a cooling rate of 100°C/min, and held at 900°C for 10 seconds. After the holding time had elapsed, a tensile test was performed on the Gleeble test piece at a displacement rate of 10 mm/sec to break the Gleeble test piece. The dimensions of the cross section of the Gleeble test piece after fracture were measured, and the reduction in area (%) was obtained.
  • TIG bead-on welding was performed in the longitudinal direction of the center of the plate width of each test piece under welding conditions of a welding current of 200 A, a voltage of 12 V, and a welding speed of 15 cm/min. During the TIG welding, a bending stress was momentarily applied parallel to the welding direction so that a 2% distortion was applied to the surface layer.
  • the area containing the weld crack caused by 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 12 mm thick, 30 mm wide, and 30 mm long.
  • the scale on the surface of the welded part of the cut sample was removed by buffing. After that, the presence or absence of cracks in the HAZ and, if cracks had occurred, their length were measured using a 100x optical microscope. Specifically, the length of the crack that propagated in a direction perpendicular to the welding direction (length perpendicular to the welding direction) starting from the boundary between the weld metal and the HAZ 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 these crack lengths 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.
  • the average total crack length was evaluated as follows: Evaluation E: The average total crack length is 1.5 mm or less. Evaluation G (Good): The average total crack length is more than 1.5 mm and 2.0 mm or less. Evaluation B: The average total crack length exceeds 2.0 mm. In the case of evaluation G or E, it was evaluated that the resistance to welding hot cracking was excellent (shown as "G” or “E” in the "resistance to welding hot cracking” column in Table 3). On the other hand, in the case of evaluation B, it was evaluated that sufficient resistance to welding hot cracking was not obtained (shown as "B” in the "resistance to welding hot cracking” column in Table 3).
  • the collected creep rupture test specimens were used to conduct creep rupture tests in accordance with JIS Z2271:2019. Specifically, the creep rupture test specimens were heated to 700°C. The creep rupture test was then conducted. The test stress was 80 MPa. In the test, the creep rupture time (hours) was determined.
  • test numbers 1 to 13 in which the B content was greater than 0.0010% and less than 0.0030%, test numbers 2 and 3 also met requirement I of characteristic 5, and test numbers 4 to 13 met requirement II of characteristic 5. Therefore, compared to test number 1, which did not meet characteristic 5, the resistance to hot welding cracking was even better.
  • test numbers 14 to 30 which have a B content of 0.0001 to 0.0010%, test numbers 15 to 29 met requirement III of characteristic 6, and test number 30 met requirement IV of characteristic 6. Therefore, compared to test number 14, which did not meet characteristic 6, the resistance to hot welding cracking was even better.
  • test numbers 31 to 34 although the content of each element in the chemical composition was appropriate, F1 was too low. As a result, sufficient creep strength was not obtained.
  • test numbers 35 to 38 the content of each element in the chemical composition was appropriate, but F1 was too high. As a result, sufficient resistance to hot welding cracking was not obtained.
  • test numbers 39 to 43 the content of each element in the chemical composition was appropriate, but F2 was too high. As a result, sufficient resistance to hot welding cracking was not obtained.
  • test numbers 44 and 45 the content of each element in the chemical composition was appropriate, but the B content was 0.0010% or less and F3 was too high. As a result, sufficient hot workability was not obtained.

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Abstract

高いクリープ強度、優れた耐溶接高温割れ性及び熱間加工性が得られる合金材を提供する。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、Ｃｒ：１９．００～２３．００％、Ｎｉ：３０．００～３５．００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１５～０．７０％、Ｔｉ：０．１５～０．７０％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ｎｂ：０．００１０～０．５０００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、Ｂ≦０．００１０％の場合はさらに、式（３）を満たす。　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）　３．３－４１Ｃ－Ｓｉ＋２Ｍｏ＋３Ｔｉ＋２４５Ｂ－１２Ｎｂ≦２．００　（２）　０．４＋６７Ｃ＋１．３Ｓｉ＋５．５Ｍｏ＋５．２Ｔｉ＋１３．４Ｎｂ≦８．２５（３）

Description

合金材
　本開示は合金材に関し、さらに詳しくは、高温環境で利用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、高温環境での優れた耐食性と高いクリープ強度とが求められる。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、及び、アロイ８００ＨＴが知られている。
　アロイ８００、アロイ８００Ｈ、及び、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。これらの合金材はさらに、Ａｌ及びＴｉを含有する。そのため、これらの合金材では、高温環境での使用中に、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、これらの合金材では、高いクリープ強度が得られる。
　ところで、Ａｌ及びＴｉを含有するアロイ８００、アロイ８００Ｈ、及び、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。また、これらの合金材は、９００℃前後の温度域で熱間加工が施されて製造されるが、熱間加工時に脆化により割れが生じやすい。そのため、これらの合金材では、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性が求められる。
　Ａｌ及びＴｉを含有する合金材の耐溶接高温割れ性を高める技術が、特開２０２２－１６３４２５号公報（特許文献１）、特開２０２２－１６３５８５号公報（特許文献２）、及び、特開２０２２－１６３５８６号公報（特許文献３）に開示されている。
　特許文献１に開示された合金材は、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１６～３０％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．５％、Ｎ：０．３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｍｏ：８％以下、Ｃｕ：４％以下、Ｃｏ：３％以下、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、及び、Ｍｇ：０．００４５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。さらに、Ｏ又はＳが検出された介在物の平均Ｃａ濃度、平均Ｍｇ濃度、平均Ａｌ濃度より算出した介在物中のＣａＯ、ＭｇＯ及びＡｌ２Ｏ３の質量比が、［ＣａＯ－０．６×ＭｇＯ］／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］≧０．２０を満たす。特許文献１では、合金材中の酸化物系介在物（ＣａＯ、ＭｇＯ及びＡｌ２Ｏ３）の質量比を適切に制御する。これにより、粗大なＴｉＣの生成を抑制し、合金材の耐溶接高温割れ性が高まる。
　特許文献２に開示された合金材は、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１６～３０％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．５％、Ｎ：０．３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｍｏ：８％以下、Ｃｕ：４％以下、Ｃｏ：３％以下、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、及び、Ｍｇ：０．００６０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。さらに、円相当径１．０μｍ以上のＴｉＣ系析出物の個数密度と鋼中Ｍｇ含有量とが、ＴｉＣの個数密度（個／ｍｍ２）≦４６３－９．５×鋼中Ｍｇ濃度（質量ｐｐｍ）を満たす。特許文献２では、合金材中のＭｇ濃度に応じて、粗大なＴｉＣの析出量を適切に制御する。これにより、合金材の耐溶接高温割れ性が高まる。
　特許文献３に開示された合金材は、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００２０％以下、かつ、Ｏ＋Ｓの合計で０．００２０％以下、Ｃｒ：１６～３０％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｍｏ：８％以下、Ｃｕ：４％以下、Ｃｏ：３％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００５０％、及び、Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。さらに、酸化物系介在物及び硫化物系介在物中のＳの平均濃度が質量％で０．７０％以上である。特許文献３では、粒界強度及び粒界の融点を低下させるＳを介在物中に固定する。これにより、合金材の耐溶接高温割れ性が高まる。
　さらに、Ａｌ及びＴｉを含有する合金材の熱間加工性を高める技術が、特開２０２１－０７０８３８号公報（特許文献４）に開示されている。
　特許文献４に開示された合金材は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１８～２５％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０５～１．０％、Ｔｉ：０．１５～１．５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｍｏ：５％以下、Ｗ：２％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｃｏ：２．０％以下、Ｃａ：０．０００３～０．００５％、及び、Ｍｇ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。さらに、酸化物系介在物の中のＣａ／Ａｌ質量比が１．０～１５である。さらに、ΔＣａ＝Ｃａ－１．２５×Ｓ－Ｋ（Ｃａ／Ｏ）×Ｏを用いて計算される過剰Ｃａ（ΔＣａ）が０．０００３～０．００３０％である。特許文献４では、合金材中のΔＣａを適切に制御する。これにより、合金材の熱間加工性が高まる。
特開２０２２－１６３４２５号公報 特開２０２２－１６３５８５号公報 特開２０２２－１６３５８６号公報 特開２０２１－０７０８３８号公報
　特許文献１～３に記載の合金材では、優れた耐溶接高温割れ性が得られるものの、これらの文献では合金材の熱間加工性については検討されていない。特許文献４に記載の合金材では、優れた熱間加工性が得られるものの、耐溶接高温割れ性については検討されていない。
　本開示の目的は、高いクリープ強度が得られ、さらに、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性が得られる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：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．１５～０．７０％、
　Ｔｉ：０．１５～０．７０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
　Ｎｂ：０．００１０～０．５０００％、
　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
　Ｔａ：０～０．５０％、
　Ｖ：０～１．００％、
　Ｚｒ：０～０．１００％、
　Ｈｆ：０～０．１０％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～１．００％、
　希土類元素：０～０．１０００％、
　Ｍｇ：０～０．０２００％、及び、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　式（１）及び式（２）を満たし、
　前記化学組成中のＢ含有量が０．００１０％以下の場合はさらに、式（３）を満たす。
　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
　３．３－４１Ｃ－Ｓｉ＋２Ｍｏ＋３Ｔｉ＋２４５Ｂ－１２Ｎｂ≦２．００　（２）
　０．４＋６７Ｃ＋１．３Ｓｉ＋５．５Ｍｏ＋５．２Ｔｉ＋１３．４Ｎｂ≦８．２５　（３）
　ここで、式（１）～式（３）中の各元素記号には、前記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では、高いクリープ強度が得られ、さらに、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性が得られる。
　本発明者らは、高いクリープ強度が得られ、さらに、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性が得られる合金材について、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：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１５～０．７０％、Ｔｉ：０．１５～０．７０％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ｎｂ：０．００１０～０．５０００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．１００％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、希土類元素：０～０．１０００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、及び、残部が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、高温環境で使用可能であり、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性が得られる可能性があると考えた。
　そこで、本発明者らは、上述の化学組成を満たす合金材のクリープ強度、耐溶接高温割れ性及び熱間加工性について、さらに検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
　［クリープ強度について］
　本発明者らは、上述の化学組成を満たす合金材において、高温環境でのクリープ強度を高める手段を検討した。上述のとおり、Ａｌ及びＴｉは、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））を形成する。γ’相はクリープ強度を高める。したがって、Ａｌ及びＴｉの合計含有量は、クリープ強度に影響する。具体的には、上述の化学組成を有する合金材において、次の式（１）を満たせば、十分なクリープ強度が得られる。
　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。
　［耐溶接高温割れ及び熱間加工性について］
　上述の化学組成中の元素のうち、Ｐ、Ｓ及びＭｇ等の元素は粒界に偏析しやすい。これらの元素が偏析すれば、粒界が脆化し、９００℃前後での熱間加工性が低下する。Ｂは、これらの元素の粒界への偏析による熱間加工性の低下を抑制する。具体的には、Ｂは粒界に偏析し、Ｂ以外の他の元素が粒界に偏析するのを抑制する。そのため、Ｂの偏析により粒界が強化される。その結果、合金材の熱間加工性が高まる。
　しかしながら、Ｂを含有すれば、溶接時の昇温過程で溶解した合金材のＨＡＺの粒界の凝固温度が低下する。そのため、Ｂは熱間加工性を高めるものの、耐溶接高温割れ性を低下させる。
　そこで、本発明者らは、Ｂの含有により熱間加工性を高めつつ、耐溶接高温割れ性も高めることができる手段を検討した。その結果、Ｂを含有しつつ、さらに、耐溶接高温割れ性を高めるためには、（Ａ）粒界に析出するＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高めること、及び、（Ｂ）溶接時の昇温過程において組成的液化現象で融解した粒界の凝固温度を高めること、が有効であることを、本発明者らは見出した。
　［（Ａ）粒界に析出するＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高めることについて］
　本明細書において、Ｔｉ系析出物とは、Ｔｉを含有する析出物を意味する。Ｔｉ系析出物は主として、Ｔｉを含有する炭化物である。Ｔｉ系析出物は、Ｔｉ以外の他の元素（例えばＳｉ、Ｎｂ等）を含有してもよい。
　Ｃ、Ｓｉ及びＮｂは、Ｔｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高める。具体的には、Ｃ及びＳｉは、Ｔｉ系析出物の高温での安定性を高める。そのため、Ｔｉ系析出物の融解温度及び凝固温度が高まる。また、ＮｂはＴｉ系析出物に含有され、Ｔｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高める。そのため、Ｃ、Ｓｉ及びＮｂは、粒界に析出するＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高める元素である。
　［（Ｂ）溶接時の昇温過程において組成的液化現象で融解した粒界の凝固温度を高めることについて］
　Ｔｉ系析出物の融解温度及び凝固温度が高い場合であっても、組成的液化現象が起これば、耐溶接高温割れ性は低下する。具体的には、溶接加熱時では、合金材が局所的に急速加熱される。この場合、合金材の加熱された部分（ＨＡＺ）において、粒界のＴｉ析出物と粒界領域とで共晶融解反応が起こり、Ｔｉ系析出物及び粒界がこれらの融点よりも低い温度で液化する。このような現象を組成的液化現象という。
　組成的液化現象が生じた粒界は、割れの起点となる。そのため、耐溶接高温割れ性を高めるためには、Ｔｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高めるだけではなく、組成的液化現象が生じた粒界の凝固温度を高めることが有効である。そこで、本発明者らは、組成的液化現象が生じた粒界の凝固温度を高める手段を調査した。その結果、Ｍｏ、Ｔｉ及びＢが粒界の組成的液化現象を促進することを見出した。組成的液化現象が生じた粒界にＭｏ、Ｔｉ、又はＢが含有されている場合、組成的液化現象が生じた粒界の凝固温度が低下する。組成的液化現象が生じた粒界の凝固温度が低くなれば、溶接高温割れが発生しやすくなる。
　以上の知見に基づいて、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量及びＮｂ含有量を高めて合金材中のＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高め、さらに、Ｍｏ含有量、Ｔｉ含有量及びＢ含有量を抑えて、組成的液化現象が生じた粒界の凝固温度を高めることにより、耐溶接高温割れ性が高まると本発明者らは考えた。そこで、これらの元素と、耐溶接高温割れ性との関係について、さらに検討を行った。その結果、上述の化学組成の合金材においてさらに、次の式（２）を満たせば、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性が得られることが判明した。
　３．３－４１Ｃ－Ｓｉ＋２Ｍｏ＋３Ｔｉ＋２４５Ｂ－１２Ｎｂ≦２．００　（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。
　［Ｂ含有量が０．００１０％以下である場合］
　しかしながら、上述の化学組成を満たし、かつ、式（１）及び式（２）を満たす合金材であっても、Ｂ含有量が０．００１０％以下であれば、優れた耐溶接高温割れ性が得られても、十分な熱間加工性が得られない場合があった。そこで、本発明者らは、Ｂ含有量が低い場合において、優れた熱間加工性と優れた耐溶接高温割れ性とを両立できる手段を、さらに検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　上述の化学組成を有する合金材では、約９００℃での熱間加工時に、結晶粒内にＴｉ系析出物が存在する場合がある。Ｔｉ系析出物により合金材が硬化する。その結果、合金材の熱間加工性が低下する。したがって、約９００℃での熱間加工性を高めるためには、Ｔｉ系析出物による合金材の硬化を抑制することが有効である。
　そこで、本発明者らは、Ｂ含有量が０．００１０％以下である場合に、熱間加工時でのＴｉ系析出物による合金材の硬化を十分に抑制する手段について検討した。その結果、本発明者らは以下の知見を得た。
　上述の熱間加工温度域において、Ｃ、Ｔｉ、Ｓｉ及びＮｂはＴｉ系析出物の生成を促進する。Ｃ及びＴｉは、Ｔｉ系析出物の生成に直接寄与する。Ｓｉは、Ｃ及びＴｉの拡散速度を高めて、Ｔｉ系析出物の生成に寄与する。ＮｂはＴｉ系析出物のＴｉサイト（つまり、Ｔｉ系析出物中のＴｉ原子が占める格子点）に置換して、Ｎｂを含有するＴｉ系析出物（複合析出物）の生成を促進する。さらに、上述の化学組成のうち、Ｍｏは、粒内を固溶強化して、熱間加工の温度域においても、合金材を硬化させる。
　以上の知見に基づけば、Ｂ含有量が０．００１０％以下である場合、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量、Ｓｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＭｏ含有量を適切に制御することにより、約９００℃での熱間加工性が高まると本発明者らは考えた。
　そこで、上述の知見に基づいて、Ｂ含有量が０．００１０％以下である場合の上述の元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂ）の含有量と熱間加工性との関係について、さらに検討を行った。その結果、上述の化学組成を満たし、式（１）及び式（２）を満たす合金材において、Ｂ含有量が０．００１０％以下の場合は、さらに式（３）を満たすことにより、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性を両立できることが判明した。
　０．４＋６７Ｃ＋１．３Ｓｉ＋５．５Ｍｏ＋５．２Ｔｉ＋１３．４Ｎｂ≦８．２５　（３）
　ここで、式（３）中の各元素記号には、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以上の知見に基づいて完成したものであり、次の構成を有する。
　第１の構成の合金材は、
　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：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．１５～０．７０％、
　Ｔｉ：０．１５～０．７０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
　Ｎｂ：０．００１０～０．５０００％、
　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
　Ｔａ：０～０．５０％、
　Ｖ：０～１．００％、
　Ｚｒ：０～０．１００％、
　Ｈｆ：０～０．１０％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～１．００％、
　希土類元素：０～０．１０００％、
　Ｍｇ：０～０．０２００％、及び、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　式（１）及び式（２）を満たし、
　前記化学組成中のＢ含有量が０．００１０％以下の場合はさらに、式（３）を満たす。
　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
　３．３－４１Ｃ－Ｓｉ＋２Ｍｏ＋３Ｔｉ＋２４５Ｂ－１２Ｎｂ≦２．００　（２）
　０．４＋６７Ｃ＋１．３Ｓｉ＋５．５Ｍｏ＋５．２Ｔｉ＋１３．４Ｎｂ≦８．２５　（３）
　ここで、式（１）～式（３）中の各元素記号には、前記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。
　第２の構成の合金材は、
　第１の構成の合金材であって、
　前記化学組成は、質量％で、
　Ｔａ：０．０１～０．５０％、
　Ｖ：０．０１～１．００％、
　Ｚｒ：０．００１～０．１００％、
　Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
　Ｃｕ：０．０１～１．００％、
　Ｗ：０．０１～１．００％、
　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
　希土類元素：０．０００１～０．１０００％、及び、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、からなる群から選択される１種以上を含有する。
　第３の構成の合金材は、
　第１又は第２の構成の合金材であって、
　前記化学組成は、質量％で、
　Ｂ：０．００１０超～０．００３０％を含有し、
　抽出残渣法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０２０％未満である、又は、
　前記［Ｔｉ］が０．０２０％以上であり、前記残渣中の質量％でのＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．０１５％以上であり、前記［Ｔｉ］及び前記［Ｎｂ］が式（４）を満たす。
　［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］≧０．０５０　（４）
　第４の構成の合金材は、
　第１又は第２の構成の合金材であって、
　前記化学組成は、質量％で、
　Ｂ：０．０００１～０．００１０％を含有し、
　抽出残渣法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０３１％以下である、又は、
　前記［Ｔｉ］が０．０３１％超であり、前記残渣中の質量％でのＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．３×［Ｔｉ］％以上である。
　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１～特徴４を満たす。
　（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：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１５～０．７０％、Ｔｉ：０．１５～０．７０％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ｎｂ：０．００１０～０．５０００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．１００％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、希土類元素：０～０．１０００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、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。
　３．３－４１Ｃ－Ｓｉ＋２Ｍｏ＋３Ｔｉ＋２４５Ｂ－１２Ｎｂ≦２．００　（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。
　（特徴４）
　特徴１の化学組成中のＢ含有量が０．００１０％以下の場合はさらに、式（３）を満たす。
　０．４＋６７Ｃ＋１．３Ｓｉ＋５．５Ｍｏ＋５．２Ｔｉ＋１３．４Ｎｂ≦８．２５　（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。
　本実施形態の合金材は、上述の特徴１～特徴４を満たす。そのため、本実施形態の合金材では、高いクリープ強度が得られ、さらに、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性が得られる。以下、特徴１～特徴４について説明する。
　［（特徴１）化学組成について］
　本実施形態の合金材の化学組成は、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、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、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、０．０５５％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％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．０９７％であり、さらに好ましくは０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９３％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、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、耐溶接高温割れ性及び熱間加工性が低下する。
　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％超であり、さらに好ましくは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０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％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、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、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％超であり、さらに好ましくは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不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、溶接時において、合金材の粒界に偏析して耐応力緩和割れ性を低下する。Ｐはさらに、粒界に偏析して熱間加工性を低下する。
　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含有量の過度の低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、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不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、溶接時及び熱間加工時において、合金材の粒界に偏析して耐溶接高温割れ性及び熱間加工性が低下する。
　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含有量の過度の低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは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、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、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％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい上限は３４．７０％であり、さらに好ましくは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％であり、さらに好ましくは３２．５０％であり、さらに好ましくは３２．００％であり、さらに好ましくは３１．５０％であり、さらに好ましくは３１．００％である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　窒素（Ｎ）は不純物である。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０．０１０％を超えれば、Ｔｉ窒化物が過剰に生成し、かつ、粗大化する。この場合、合金材の耐溶接高温割れ性が低下し、さらに、靭性及び熱間加工性も低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％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０．００７％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％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、合金材の製造工程中にγ’相が多量に生成する。この場合、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の熱間加工性が低下する。
　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％であり、さらに好ましくは０．３０％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’相を形成し、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、Ｔｉ系析出物が粗大化したり、合金材の製造工程中にγ’相が多量に生成したりする。この場合、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したり、熱間加工性が低下したりする。
　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０．１６％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％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０．５７％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：０．０００１～０．００３０％
　ボロン（Ｂ）は、約９００℃の高温環境で粒界に偏析し、粒界強度を高める。そのため、合金材の熱間加工性が高まる。Ｂ含有量が０．０００１％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０．００３０％を超えれば、Ｂは溶接加熱時に融解した粒界の凝固温度を下げる。この場合、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、Ｂ含有量は０．０００１～０．００３０％である。
　Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％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。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２３％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｎｂ：０．００１０～０．５０００％
　ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉ系析出物に含有された場合、Ｔｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高める。その結果、合金材の耐溶接高温割れ性が高まる。Ｎｂはさらに、高温環境において合金材中に微細な析出物を形成して、合金材のクリープ強度を高める。Ｎｂ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、Ｎｂ含有量が０．５０００％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、合金材の熱間加工性が低下する。
　したがって、Ｎｂ含有量は０．００１０～０．５０００％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４５００％であり、さらに好ましくは０．４０００％であり、さらに好ましくは０．３０００％であり、さらに好ましくは０．２５００％であり、さらに好ましくは０．２４００％である。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　モリブデン（Ｍｏ）は、Ｂとともに含有されることにより、共偏析により粒界を強化して、合金材の熱間加工性を高める。Ｂ含有量が０．００１０％超であっても、Ｍｏ含有量が０．０１％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えれば、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、結晶粒内と結晶粒界との強度差が大きくなる。そのため、熱間加工性が低下する。また、Ｂ含有量が０．００１０％以下である場合、Ｍｏの上記効果が小さくなるだけなく、Ｍｏの固溶強化により粒内の硬さが高くなる。そのため、９００℃付近の熱間加工性が低下する。
　したがって、Ｍｏ含有量は０．０１～１．００％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい下限は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０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｃａ：０．０００１～０．０２００％
　カルシウム（Ｃａ）は、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。この場合、耐溶接高温割れ性が高まる。Ｃａ含有量が０．０００１％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、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えれば、合金材の清浄性が低下する。この場合、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０．０００１～０．０２００％である。
　Ｃａ含有量の好ましい下限は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、化学組成における不純物とは、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、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、Ｓｂ、Ｂｉ及びＯ（酸素）である。これらの不純物の合計含有量は０．１０％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、
　Ｔａ：０～０．５０％、
　Ｖ：０～１．００％、
　Ｚｒ：０～０．１００％、
　Ｈｆ：０～０．１０％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～１．００％、
　希土類元素：０～０．１０００％、及び、
　Ｍｇ：０～０．０２００％、からなる群から選択される１種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：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、上述のＴａ、Ｖ、Ｚｒ及びＨｆからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素である。これらの元素はいずれも、Ｔｉ炭化物の融解温度を高めてＴｉ炭化物を安定化し、耐溶接高温割れ性を高める。
　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、Ｔｉ及びＣと結合してＴｉ系析出物内に含有される。Ｔａが含有されたＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度は高くなる。そのため、溶接時に融解した粒界の凝固温度が高くなる。その結果、耐溶接高温割れ性が高まる。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、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。Ｔａ含有量が０．５０％を超えればさらに、熱間加工性が低下する。
　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、Ｔｉ及びＣと結合してＴｉ炭化物内に含有される。Ｖが含有されたＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度は高くなる。そのため、溶接時に融解した粒界の凝固温度が高くなる。その結果、耐溶接高温割れ性が高まる。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、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：０～０．１００％
　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、Ｔｉ及びＣと結合してＴｉ炭化物内に含有される。Ｚｒが含有されたＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度は高くなる。そのため、溶接時に融解した粒界の凝固温度が高くなる。その結果、耐溶接高温割れ性が高まる。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０．１００％を超えれば、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かえって低下する。
　したがって、Ｚｒ含有量は０～０．１００％である。
　Ｚｒ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％である。
　Ｚｒ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０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
　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、Ｔｉ及びＣと結合してＴｉ系析出物内に含有される。Ｈｆが含有されたＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度は高くなる。そのため、溶接時に融解した粒界の凝固温度が高くなる。その結果、耐溶接高温割れ性が高まる。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、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かえって低下する。
　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、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、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、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、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。
　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、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、原料コストが高まる。
　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：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、希土類元素（ＲＥＭ）を含有してもよい。
　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、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。この場合、耐溶接高温割れ性が高まる。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、合金材の清浄性が低下する。この場合、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。
　［第４群：Ｍｇ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、Ｍｇを含有してもよい。
　Ｍｇ：０～０．０２００％以下
　マグネシウム（Ｍｇ）は不純物であり、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０．０２００％を超えれば、Ｍｇは約９００℃の高温環境で粒界に偏析して粒界を脆化する。この場合、合金材の熱間加工性が低下する。
　したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０２００％である。
　Ｍｇ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｍｇ含有量の過度の低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、通常の工業生産を考慮する場合、Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％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。
　［（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は高温環境での本実施形態の合金材の使用中における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。
　合金材が特徴１、特徴３及び特徴４を満たしている場合であっても、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、合金材が特徴１、特徴３及び特徴４を満たしている場合であっても、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、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０．６１であり、さらに好ましくは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。
　Ｆ１の数値は、小数第三位を四捨五入して得られた小数第二位の値とする。
　［（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。
　３．３－４１Ｃ－Ｓｉ＋２Ｍｏ＋３Ｔｉ＋２４５Ｂ－１２Ｎｂ≦２．００　（２）
　ここで、式（２）中の各元素記号には、合金材の化学組成の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ２＝３．３－４１Ｃ－Ｓｉ＋２Ｍｏ＋３Ｔｉ＋２４５Ｂ－１２Ｎｂと定義する。Ｆ２は耐溶接高温割れ性の指標である。約９００℃での熱間加工を実施した場合の熱間加工性を高めるために、本実施形態の合金材では、Ｂを含有する。しかしながら、特徴１を満たす化学組成を有する合金材では、Ｂの粒界への偏析により、合金材の粒界の凝固温度が低下してしまう。そのため、耐溶接高温割れ性が低下しやすい。そこで、本実施形態の合金材では、上述のとおり、（Ａ）粒界に析出するＴｉ系析出物の融解温度及び凝固温度を高め、かつ、（Ｂ）溶接時の昇温過程において組成的液化現象で融解した粒界の凝固温度を高める。その結果、耐溶接高温割れ性が高まる。
　具体的には、特徴１を満たす化学組成において、Ｃ、Ｓｉ及びＮｂは、融解後のＴｉ系析出物の凝固温度を高める。一方、Ｍｏ、Ｔｉ及びＢは、組成的液化現象を促進して、粒界の融解後の凝固温度を低くする。そのため、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｍｏ含有量、Ｔｉ含有量、及び、Ｂ含有量を適切に制御することにより、上記（Ａ）及び（Ｂ）を同時に達成して、溶接時における融解後の粒界の凝固温度を高め、その結果、耐溶接高温割れ性を高める。合金材が特徴１、特徴２及び特徴４を満たしている場合であっても、Ｆ２が２．００を超えれば、上記効果が十分に得られない。したがって、Ｆ２は２．００以下である。
　Ｆ２の好ましい上限は１．９７であり、さらに好ましくは１．９５であり、さらに好ましくは１．９３であり、さらに好ましくは１．９０である。
　Ｆ２の下限は特に限定されないが、好ましくは－７．００であり、さらに好ましくは－６．００であり、さらに好ましくは－５．００であり、さらに好ましくは－４．００である。
　Ｆ２の数値は、小数第三位を四捨五入して得られた小数第二位の値とする。
　［（特徴４）式（３）について］
　特徴１を満たす化学組成中のＢ含有量が０．００１０％以下の場合はさらに、本実施形態の合金材の化学組成が式（３）を満たす。
　０．４＋６７Ｃ＋１．３Ｓｉ＋５．５Ｍｏ＋５．２Ｔｉ＋１３．４Ｎｂ≦８．２５　（３）
　ここで、式（３）中の各元素記号には、合金材の化学組成の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ３＝０．４＋６７Ｃ＋１．３Ｓｉ＋５．５Ｍｏ＋５．２Ｔｉ＋１３．４Ｎｂと定義する。Ｆ３は、約９００℃で熱間加工を実施した場合の熱間加工性の指標である。
　上述のとおり、Ｂは合金材の粒界に偏析し、粒界の凝固温度を低下させる。そのため、特徴１を満たし、Ｂを含有する合金材では、耐溶接高温割れ性が低下しやすい。そこで、本実施形態では、合金材の化学組成が式（２）を満たすようにすることにより、溶接時における融解後の粒界の凝固温度を高め、耐溶接高温割れ性を高める。
　ところで、極厚肉材に対する溶接を実施する場合、又は、大入熱での溶接を実施する場合には、耐溶接高温割れ性が高い合金材が用いられる。この場合、合金材中のＢ含有量を０．００１０％以下に調整する場合がある。
　Ｂ含有量を０．００１０％以下とする場合、Ｂ含有量の低減により、耐溶接高温割れ性は高まる。しかしながら、Ｂ含有量の低減により、熱間加工性が低下しやすくなる。そのため、化学組成中のＢ含有量を０．００１０％以下とする場合、本実施形態の合金材では、Ｔｉ系析出物による合金材の硬化を抑制することにより、熱間加工性を高める。
　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂはＴｉ系析出物の生成を促進する。そのため、化学組成中のＢ含有量を０．００１０％以下とする場合、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｏ含有量、Ｔｉ含有量及びＮｂ含有量で構成されるＦ３の値を適切に調整して、Ｔｉ系析出物の生成を抑制する。これにより、９００℃前後での熱間加工性が高まる。
　合金材が特徴１～特徴３を満たしている場合であっても、Ｆ３が８．２５を超えれば、上記効果が十分に得られない。したがって、Ｆ３は８．２５以下である。
　Ｆ３の好ましい上限は８．２０であり、さらに好ましくは８．１５であり、さらに好ましくは８．１３であり、さらに好ましくは８．１０である。
　Ｆ３の下限は特に限定されないが、好ましくは４．６０であり、さらに好ましくは４．８０であり、さらに好ましくは５．００であり、さらに好ましくは５．５０である。
　Ｆ３の数値は、小数第三位を四捨五入して得られた小数第二位の値とする。
　［合金材の効果］
　本実施形態の合金材は、上述の特徴１～特徴４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、優れた耐溶接高温割れ性と優れた熱間加工性とを両立できる。
　［合金材のミクロ組織及び形状］
　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。また、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。合金材は棒状であってもよい。好ましくは、本実施形態の合金材は、合金管又は合金板である。
　［Ｂ含有量が０．００１０％超の場合の本実施形態の合金材の好ましい形態］
　特徴１～特徴３を満たす化学組成において、Ｂ含有量が０．００１０％超～０．００３０％である場合、好ましくは、本実施形態の合金材はさらに、次の特徴５を満たす。
　（特徴５）
　抽出残渣法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０２０％未満である、又は、
　［Ｔｉ］が０．０２０％以上であり、残渣中の質量％でのＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．０１５％以上であり、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］が式（４）を満たす。
　［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］≧０．０５０　（４）
　以下、特徴５について説明する。
　［（特徴５）残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］及びＮｂ含有量［Ｎｂ］の関係（その１）］
　本実施形態の合金材において、化学組成中のＢ含有量が０．００１０超～０．００３０％の場合、特徴１～特徴３を満たすことにより、高温環境で十分なクリープ強度を有し、優れた耐溶接高温割れ性と優れた熱間加工性とを両立できる。
　ところで、本実施形態の合金材では、溶接前の合金材にある程度の量のＴｉ系析出物が含有されている。そのため、合金材を溶接するときの昇温過程において、粒界にトラップされたＴｉ系析出物が共晶融解する。本実施形態の合金材はＢを含有するため、粒界にはＢが偏析している。そのため、融解後の粒界の凝固温度はＢにより低下している。その結果、耐溶接高温割れ性が低下する。
　そこで、本実施形態の合金材において、Ｂ含有量が０．００１０超～０．００３０％である場合、好ましくは、次の２つの対策Ｉ及び対策ＩＩのいずれかを採用する。
　（対策Ｉ）
　合金材中に予め存在するＴｉ系析出物をなるべく少なくする。これにより、粒界の低温での共晶融解が抑制され、粒界の凝固温度が高まる。
　（対策ＩＩ）
　Ｔｉ系析出物にＮｂを含有させて、Ｔｉ系析出物を高温まで安定化させる。この場合、Ｔｉ系析出物を含む粒界の共晶融解温度が高まり、粒界の凝固温度も高まる。
　そこで、Ｂ含有量が０．００１０超～０．００３０％の場合、本実施形態の合金材では、好ましくは、次の要件Ｉ及び要件ＩＩのいずれかを満たす。
　（要件Ｉ）
　残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０２０％未満である。
　（要件ＩＩ）
　抽出残渣法で得られた残渣中の［Ｔｉ］が０．０２０％以上であり、残渣中のＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．０１５％以上であり、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］が式（４）を満たす。
　［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］≧０．０５０　（４）
　［要件Ｉについて］
　Ｂ含有量が０．００１０超～０．００３０％である場合、Ｔｉ系析出物の生成量が少なければ、Ｔｉ系析出物と粒界との共晶融解に起因した溶接高温割れも生じにくい。
　要件Ｉでは、残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０２０％未満である。この場合、合金材中のＴｉ系析出物の生成量が十分に抑制されている。したがって、さらに優れた耐溶接高温割れ性が得られる。
　要件Ｉの場合の残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］の好ましい上限は０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１７％である。
　［要件ＩＩについて］
　Ｂ含有量が０．００１０超～０．００３０％である場合、Ｔｉ系析出物がある程度の量で生成しているのであれば、Ｔｉ系析出物と粒界との共晶融解後の凝固温度を高くすることが好ましい。合金材中のＴｉ系析出物がＮｂを含有していれば、Ｔｉ系析出物は高温で安定化する。そのため、Ｔｉ系析出物と粒界との共晶融解後の粒界の凝固温度を高くすることができる。
　要件ＩＩでは、残渣中の［Ｔｉ］が０．０２０％以上であり、残渣中のＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．０１５％以上であり、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］が式（４）を満たす。
　［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］≧０．０５０　（４）
　この場合、合金材中に存在しているＴｉ系析出物において、Ｎｂを含有するＴｉ系析出物の割合が高い。そのため、Ｔｉ系析出物と粒界との共晶融解後の粒界の凝固温度が十分に高い。その結果、さらに優れた耐溶接高温割れ性が得られる。
　要件ＩＩの場合の残渣中の［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］の好ましい下限は０．０５２％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０９０％である。
　［Ｂ含有量が０．００１０％以下の場合の本実施形態の合金材の好ましい形態］
　特徴１～特徴４を満たす化学組成において、Ｂ含有量が０．０００１～０．００１０％である場合、本実施形態の合金材ではさらに、次の特徴６を満たす。
　（特徴６）
　抽出残渣法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０３１％以下である、又は、
　［Ｔｉ］が０．０３１％超であり、残渣中の質量％でのＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．３×［Ｔｉ］％以上である。
　以下、特徴６について説明する。
　［（特徴６）残渣中の［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］の関係（その２）］
　Ｂ含有量が０．０００１～０．００１０％の場合、好ましくは、次の要件ＩＩＩ及び要件ＩＶのいずれかを満たす。
　（要件ＩＩＩ）
　残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０３１％以下である。
　（要件ＩＶ）
　残渣中の［Ｔｉ］が０．０３１％超であり、残渣中のＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．３×［Ｔｉ］％以上である。
　［要件ＩＩＩについて］
　Ｂ含有量が０．００１０％以下である場合、要件（Ｉ）と比較して、Ｂ含有量による耐溶接高温割れ性の低下は抑制される。そのため、残渣中の［Ｔｉ］が０．０３１％以下であれば、合金材中のＴｉ析出物の生成が十分に抑制されており、さらに優れた耐溶接高温割れ性が得られる。
　［要件（ＩＶ）について］
　Ｂ含有量が０．００１０％以下である場合であっても、Ｔｉ系析出物がある程度の量で生成するのであれば、Ｔｉ系析出物の高温安定性を高めるようにして、Ｔｉ系析出物と粒界との共晶溶融後の粒界の凝固温度を高める。具体的には、合金材中において、Ｎｂを含有するＴｉ系析出物の割合を高める。
　残渣中の［Ｔｉ］が０．０３１％超であり、残渣中のＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．３×［Ｔｉ］％であれば、Ｎｂが含有されたＴｉ系析出物の割合が十分に高い。その結果、さらに優れた耐溶接高温割れ性が得られる。
　［残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］及びＮｂ含有量［Ｎｂ］の測定方法］
　合金材の残渣中の［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は次の抽出残渣法により求める。
　合金材から試験片を採取する。試験片の長手方向に垂直な断面は、円形であっても矩形であってもよい。
　合金材が合金管である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が合金管の肉厚中央位置となり、試験片の長手方向が合金管の管軸方向となるように、試験片を採取する。
　合金材が合金板である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が合金板の板幅中央位置かつ板厚中央位置となり、試験片の長手方向が合金板の長手方向となるように、試験片を採取する。
　合金材が丸棒である場合、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が丸棒のＲ／２位置（丸棒の長手方向に垂直な断面において、半径の中央位置）となり、試験片の長手方向が丸棒の長手方向となるように、試験片を採取する。
　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）で電解（本電解）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、及び、残渣中のＮｂ質量を求める。
　さらに、本電解された合金材の質量を求める。具体的には、本電解前の試験片の質量と、本電解後の試験片の質量とを測定する。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、本電解された合金材の質量と定義する。
　残渣中のＴｉ質量を本電解された合金材の質量で除して、残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］（質量％）を求める。さらに、残渣中のＮｂ質量を本電解された合金材の質量で除して、残渣中のＮｂ含有量［Ｎｂ］（質量％）を求める。
　［合金材の製造方法］
　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、本実施形態の合金材は、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
　上記の工程３（冷間加工工程）は任意の工程であり、実施しなくてもよい。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～特徴４を満たす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融合金を製造する。製造された溶融合金を用いて、造塊法によりインゴットを製造する。製造された溶融合金を用いて、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、１１００～１３００℃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、合金丸棒であってもよい。
　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。
　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。加熱温度は特に限定されないが、例えば、１１００～１３００℃である。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。なお、熱間加工工程では、９００℃程度での熱間加工が含まれる。
　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。熱間圧延前の素材の加熱温度は特に限定されないが、例えば、１１００～１３００℃である。なお、熱間加工工程では、９００℃程度での熱間加工が含まれる。
　中間合金材が丸棒である場合、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。一対のワークロールには孔型が形成されている。ブルーム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、丸棒を製造する。熱間圧延前の素材の加熱温度は特に限定されないが、例えば、１１００～１３００℃である。なお、熱間加工工程では、９００℃程度での熱間加工が含まれる。
　［（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、合金材中の固溶Ｔｉ量及び結晶粒のサイズを調整する。熱処理温度Ｔ１は１１７０～１３００℃である。熱処理温度Ｔ１での保持時間は特に限定されないが、例えば、５～３０分である。保持時間が経過した後、中間合金材を急冷する。
　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。
　［熱処理工程での好ましい条件］
　好ましくは、熱処理工程での熱処理温度Ｔ１は、次の式（Ｘ）を満たす。
　Ｔ１≦１６００＋３３０１１×（Ｎｂ）２－６９９５×（Ｎｂ）　（Ｘ）
　ここで、式（Ｘ）中の（Ｎｂ）には、合金材の化学組成中のＮｂ含有量が質量％で代入される。
　ＦＡを次のとおり定義する。
　ＦＡ＝１６００＋３３０１１×（Ｎｂ）２－６９９５×（Ｎｂ）
　ＦＡは、合金材の析出物の組成に影響する指標であり、より具体的には、残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］及びＮｂ含有量［Ｎｂ］に影響する指標である。
　熱処理温度Ｔ１がＦＡ以下であれば、合金材中のＢ含有量が０．００１０超～０．００３０％である場合、特徴５（要件（Ｉ）又は要件（ＩＩ））を満たしやすくなる。また、合金材中のＢ含有量が０．０００１～０．００１０％である場合、特徴６（要件（ＩＩＩ）又は要件（ＩＶ））を満たしやくなる。
　［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、溶接材料はこれらに限定されない。
　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、ＴＩＧ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１Ａ及び表１Ｂ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１Ｂ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から、後述するグリーブル試験片を採取した。グリーブル試験片を採取後の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、１１００～１３００℃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は１２００℃であった。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。
　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Ｔ１（℃）は表２中の「Ｔ１（℃）」欄に示すとおりであった。熱処理温度での保持時間は３０分であった。保持時間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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　なお、表２中の「Ｂ量タイプ」欄で「Ｈ」は、合金材のＢ含有量が０．００１０超～０．００３０％であったことを示す。「Ｌ」は、合金材のＢ含有量が０．０００１～０．００１０％であったことを示す。「Ｆ１」欄、「Ｆ２」欄、及び、「Ｆ３」欄には、各試験番号のＦ１値、Ｆ２値及びＦ３値を示す。「ＦＡ」欄には各試験番号のＦＡ値を示す。「Ｔ１≦ＦＡ」欄には、Ｔ１が式（Ｘ）を満たす場合には「Ｔ（Ｔｒｕｅ）」を示し、Ｔ１が式（Ｘ）を満たさない場合には、「Ｆ（Ｆａｌｓｅ）」を示す。
　［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）合金材の残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］及びＮｂ含有量［Ｎｂ］の測定試験
　（試験２）グリーブル試験（熱間加工性評価）
　（試験３）耐溶接高温割れ性評価試験
　（試験４）クリープ強度評価試験
　以下、各試験について説明する。
　［（試験１）合金材の残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］及びＮｂ含有量［Ｎｂ］の測定試験］
　上述の［残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］及びＮｂ含有量［Ｎｂ］の測定方法］に記載の方法に基づいて、残渣中のＴｉ含有量［Ｔｉ］（質量％）及びＮｂ含有量［Ｎｂ］（質量％）を求めた。なお、試験片の長手方向に垂直な断面の中心が合金材（合金板）の板幅中央位置かつ板厚中央位置となり、試験片の長手方向が合金材（合金板）の長手方向となるように、試験片を採取した。試験片のサイズは、１０ｍｍ×３０ｍｍ×板厚（１５ｍｍ）とした。得られたＴｉ含有量［Ｔｉ］（質量％）及びＮｂ含有量［Ｎｂ］（質量％）を、表３中の「［Ｔｉ］（質量％）」欄、及び、「［Ｎｂ］（質量％）」欄に示す。また、０．３×［Ｔｉ］値、及び、［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］値を、表３中の「０．３×［Ｔｉ］」欄、及び、「［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］」欄に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　なお、表３中の「Ｂ量タイプ」欄で「Ｈ」は、合金材のＢ含有量が０．００１０超～０．００３０％であったことを示す。「Ｌ」は、合金材のＢ含有量が０．０００１～０．００１０％であったことを示す。「要件Ｉ」欄には、合金材のＢ含有量が０．００１０超～０．００３０％であり、かつ、要件Ｉを満たす場合、「Ｔ（Ｔｒｕｅ）」を示す。「要件ＩＩ」欄には、合金材のＢ含有量が０．００１０超～０．００３０％であり、かつ、要件ＩＩを満たす場合、「Ｔ（Ｔｒｕｅ）」を示す。「要件ＩＩＩ」欄には、合金材のＢ含有量が０．０００１～０．００１０％であり、かつ、要件ＩＩＩを満たす場合、「Ｔ（Ｔｒｕｅ）」を示す。「要件ＩＶ」欄には、合金材のＢ含有量が０．０００１～０．００１０％であり、かつ、要件ＩＶを満たす場合、「Ｔ（Ｔｒｕｅ）」を示す。
　［（試験２）グリーブル試験（熱間加工性評価）］
　各試験番号の合金材の熱間加工性を評価するため、グリーブル試験機により９００℃における破断絞りを測定した。
　各試験番号のインゴット（外径１２０ｍｍの円柱）のＲ／２位置から、グリーブル試験片を採取した。ここで、Ｒ／２位置とは、インゴットの軸方向に垂直な断面における、半径の中央位置を意味する。グリーブル試験片は半径１０ｍｍの円柱状の試験片であり、長さは１２０ｍｍであった。グリーブル試験片の中心軸は、インゴットの軸方向と平行であった。グリーブル試験装置を用いて、グリーブル試験片を６０秒で室温から１２００℃まで昇温させた後、１２００℃で３００秒保持した。その後、Ｈｅガスを用いて、９００℃まで１００℃／分の冷却速度で冷却し、９００℃で１０秒保持した。保持時間経過後、グリーブル試験片に対して変位速度１０ｍｍ／秒で引張試験を実施して、グリーブル試験片を破断させた。破断後のグリーブル試験片の断面の寸法測定を行い、絞り値（％）を求めた。
　絞り値が６０％以上の場合、熱間加工性に優れると評価した（表３中の「グリーブル試験」欄で「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」で表示）。一方、絞り値が６０％未満の場合、熱間加工性が低いと評価した（表３中の「グリーブル試験」欄で「Ｂ（Ｂａｄ）」で表示）。
　［（試験３）耐溶接高温割れ性評価試験］
　各試験番号の合金材（合金板）の板幅中心位置かつ板厚中心位置を中心とした、板厚１２ｍｍ、板幅４０ｍｍ、長さ３００ｍｍの試験片を２つ採取した。採取した２つの試験片に対して、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、各試験片の板幅中央部の長手方向に、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（ビードオン溶接）を実施した。ＴＩＧ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、板厚１２ｍｍ、板幅３０ｍｍ、長さ３０ｍｍ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での割れ有無、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。
　平均総割れ長さについて、次のとおり評価した。
　評価Ｅ　　　　　　：平均総割れ長さが１．５ｍｍ以下である。
　評価Ｇ（Ｇｏｏｄ）：平均総割れ長さが１．５ｍｍ超２．０ｍｍ以下である。
　評価Ｂ　　　　　　：平均総割れ長さが２．０ｍｍ超である。
　評価Ｇ又は評価Ｅである場合、耐溶接高温割れ性に優れると評価した（表３中の「耐溶接高温割れ性」欄で「Ｇ」又は「Ｅ」で表示）。一方、評価Ｂである場合、十分な耐溶接高温割れ性が得られなかったと評価した（表３中の「耐溶接高温割れ性」欄で「Ｂ」で表示）。
　［（試験４）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）の板幅中心位置かつ板厚中心位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２７１：２０１９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　Ｚ２２７１：２０１９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。
　クリープ破断時間が２０００時間以上の場合、クリープ強度に優れると評価した（表３中の「クリープ強度」欄で「Ｅ」で表示）。一方、クリープ破断時間が２０００時間未満の場合、クリープ強度が低いと評価した（表３中の「クリープ強度」欄で「Ｂ」で表示）。
　［試験結果］
　表１Ａ、表１Ｂ、表２及び表３を参照して、試験番号１～３０では、Ｂ含有量が０．００１０超～０．００３０％の場合、合金材が特徴１～特徴３を満たし、Ｂ含有量が０．０００１～０．００１０％である場合、合金材が特徴１～特徴４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、優れた耐溶接高温割れ性及び優れた熱間加工性が得られた。
　Ｂ含有量が０．００１０超～０．００３０％である試験番号１～１３のうち、試験番号２及び３はさらに、特徴５の要件Ｉを満たし、試験番号４～１３は、特徴５の要件ＩＩを満たした。そのため、特徴５を満たさなかった試験番号１と比較して、耐溶接高温割れ性がさらに優れた。
　Ｂ含有量が０．０００１～０．００１０％である試験番号１４～３０のうち、試験番号１５～２９は特徴６の要件ＩＩＩを満たし、試験番号３０は特徴６の要件ＩＶを満たした。そのため、特徴６を満たさなかった試験番号１４と比較して、耐溶接高温割れ性がさらに優れた。
　一方、試験番号３１～３４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が低すぎた。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３５～３８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が高すぎた。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３９～４３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が高すぎた。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４４及び４５では、化学組成中の各元素含有量が適切であったものの、Ｂ含有量が０．００１０％以下であり、かつ、Ｆ３が高すぎた。そのため、十分な熱間加工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 (4)

  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：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．１５～０．７０％、
    　Ｔｉ：０．１５～０．７０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
    　Ｎｂ：０．００１０～０．５０００％、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
    　Ｔａ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～１．００％、
    　Ｚｒ：０～０．１００％、
    　Ｈｆ：０～０．１０％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｗ：０～１．００％、
    　Ｃｏ：０～１．００％、
    　希土類元素：０～０．１０００％、
    　Ｍｇ：０～０．０２００％、及び、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　式（１）及び式（２）を満たし、
    　前記化学組成中のＢ含有量が０．００１０％以下の場合はさらに、式（３）を満たす、
    　合金材。
    　０．６０＜Ａｌ＋Ｔｉ＜１．２０　（１）
    　３．３－４１Ｃ－Ｓｉ＋２Ｍｏ＋３Ｔｉ＋２４５Ｂ－１２Ｎｂ≦２．００　（２）
    　０．４＋６７Ｃ＋１．３Ｓｉ＋５．５Ｍｏ＋５．２Ｔｉ＋１３．４Ｎｂ≦８．２５　（３）
    　ここで、式（１）～式（３）中の各元素記号には、前記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、
    　前記化学組成は、質量％で、
    　Ｔａ：０．０１～０．５０％、
    　Ｖ：０．０１～１．００％、
    　Ｚｒ：０．００１～０．１００％、
    　Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
    　Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    　Ｗ：０．０１～１．００％、
    　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    　希土類元素：０．０００１～０．１０００％、及び、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　合金材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の合金材であって、
    　前記化学組成は、質量％で、
    　Ｂ：０．００１０超～０．００３０％を含有し、
    　抽出残渣法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０２０％未満である、又は、
    　前記［Ｔｉ］が０．０２０％以上であり、前記残渣中の質量％でのＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．０１５％以上であり、前記［Ｔｉ］及び前記［Ｎｂ］が式（４）を満たす、
    　合金材。
    　［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］≧０．０５０　（４）
  4. 　請求項１又は請求項２に記載の合金材であって、
    　前記化学組成は、質量％で、
    　Ｂ：０．０００１～０．００１０％を含有し、
    　抽出残渣法で得られた残渣中の質量％でのＴｉ含有量［Ｔｉ］が０．０３１％以下である、又は、
    　前記［Ｔｉ］が０．０３１％超であり、前記残渣中の質量％でのＮｂ含有量［Ｎｂ］が０．３×［Ｔｉ］％以上である、
    　合金材。
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