JP2000119816A

JP2000119816A - 高純度ガス用Ｆｅ基合金およびそれを用いた溶接継手

Info

Publication number: JP2000119816A
Application number: JP29103098A
Authority: JP
Inventors: Hiromasa Hirata; 弘征平田; Shigeki Azuma; 茂樹東; Yoshitomi Yamashita; 良富山下
Original assignee: Kyodo Oxygen Co Ltd; Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Kyodo Oxygen Co Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-10-13
Filing date: 1998-10-13
Publication date: 2000-04-25

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】半導体製造装置などで使用される、耐食性に優
れた高純度ガス用溶接継手の製造が可能になる。【解決手段】重量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.1％以
下、Mn：0.1％以下、Cr：20〜35％、Mo：0.1〜5％、N
b：０〜1％、Ti：０〜1％、Cu：０〜0.5％、Ｗ：０〜0.
5％、Ni：０〜5％で、不純物元素としてのＳが0.005％
以下、Ｐが0.02％以下、Ｎが0.03％以下、Ｏが0.01％以
下、Insol.Alが0.005％以下であり、かつ下記の(1)、
(2)式を満足する高純度ガス用Fe基合金である。 [Sol.Al％]≦0.0002×[Cr％]＋0.006 ・
・・ (1) [Sol.Al％]≦0.02×（[Si％]＋[Mn％]）＋0.006 ・
・・ (2)

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、半導体製造装置などで
使用される高純度ガス用Fe基合金およびそれを用いた溶
接継手に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、半導体等の製造においては、高集
積度化の進展にともない、1μm以下の微細なパターン加
工が必要とされている。このような製造プロセスでは微
小な塵や不純物（パーティクル）が配線に付着し、回路
不良の原因となることから、使用する反応ガスおよびキ
ャリアガスはともに高純度であることが要求される。ま
た、半導体製造用ガスとしては不活性ガス以外に塩素、
クロロシラン類といった腐食性のガスも使用されるの
で、ガス供給系を構成する部材にはこれらに対する高い
耐食性も併せて要求される。

【０００３】従来、半導体製造用ガス供給系の構成部材
には、SUS316Lに代表されるオーステナイト系ステンレ
ス鋼が使用されてきた。特に、特開昭63-161145号公報
には、Mn、Si、Al、Ｏ等を規制することにより、非金属
介在物量を低減し、管内面側のパーティクルを低減しう
るオーステナイトステンレス鋼が開示されている。しか
し、ここで開示されるステンレス鋼は腐食性ガスに対す
る耐食性が十分でないため、最近になって、さらに特開
平７-243000号公報や特開平７-233476号公報において、
表面皮膜処理を前提とする耐食性の向上を図ったフエラ
イト系ステンレス鋼が提案されている。

【０００４】例えば、特開平７-233476号公報には、Cr
を13〜35％含むフェライト系ステンレス鋼を不活性ガス
と微量のH₂0および／またはＨ₂の混合ガスの雰囲気中で
300〜600℃の温度で熱処理することにより、鋼の最表層
にCr酸化膜を生成させて耐食性を向上させる方法が提案
されている。

【０００５】これらを構造物として組み立てる場合に
は、TIG溶接等による溶接施工を回避することができな
い。この溶接施工の際に、溶接熱サイクルによって高温
に晒された熱影響部では耐腐食性が劣化する。そのた
め、特開平７-233476号公報では溶接熱影響部での鋭敏
化を防止するため、Ｃ、Ｎ成分を低減したフエライト系
ステンレス鋼についても提案されている。しかし、溶接
熱影響部では様々な温度履歴に基づいて加熱されるた
め、ある特定の温度域で生じる鋭敏化だけでなく、表面
皮膜の変質が生じることになるが、提案された鋼ではこ
れらについて配慮されていない。また、Si、Mn、Alを低
減すると溶接金属中の非金属介在物の総量を低減するこ
とは可能であるが、完全に発塵源を抑えることは極めて
困難である。

【０００６】また、溶接により溶融、凝固する溶接金属
では全く耐食性皮膜が破壊されるため、溶接熱影響部に
比してよリ一層耐食性が劣化する。そのため、ウルトラ
クリーンテクノロジー、Vo1.8、No.2、（1996）P.98〜1
01では、新たに開発された高速１周ナロービードの溶接
技術によって、溶接ままの状態で溶接ビードに十分な耐
食性を付与することができることが紹介されている。し
かし、この溶接技術を的確に適用するには、周辺技術を
含めた特殊な溶接方法の確立が必要になるという問題が
ある。

【０００７】一方、溶接中には鋼中のSi、Mn、Al等が酸
化し、溶接金属中に非金属介在物として残留すること
も、耐食性を劣化させるとともに発塵の原因となる。そ
のため、特開平７-243000号公報にはCrを20〜30％と高
濃度に含むフェライトステンレス鋼が提案されており、
溶接部の非金属介在物量を低減し、発塵を防止するため
にSi、Mn、Alの低減を図ることが開示されている。確か
に、Si、Mn、Alの低減を図ることによって、非金属介在
物の総量を低減することは可能であるが、完全に抑制す
ることは極めて困難である。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記問題に
鑑みてなされたものであり、半導体製造用ガス供給系に
用いられる構造物の溶接施工に際し、溶接金属および溶
接熱影響部（以下、単に「HAZ」という）を含む溶接部
であっても、耐食性に優れる高純度ガス用Fe基合金およ
びそれを用いた溶接継手を提供することを目的としてな
されたものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者は、前述の課題
を解決するため、種々の検討を重ねた結果、次の(a)〜
(b)の知見を得ることができた。

【００１０】(a) 溶接時のHAZでは、融点直下から様々
な熱サイクルを受ける。600〜900℃までに加熱された領
域では、皮膜中のCrが鋼中のＣ、Ｎと結合し、炭窒化物
となるため、耐食性が劣化する。そのため、特開平７-2
33476号公報では、HAZでの鋭敏化を防止するためＣ、Ｎ
を低減している。しかし、Ｃ、Ｎを低減したとしても、
900℃以上の高温HAZにおいて、耐食性の劣化が生じる。
この要因について各種の分析機器を用いて調査した結
果、酸化皮膜中にAlが混入していることが分かった。ま
た、詳細観察によれば、溶接時の熱変形によってCr酸化
皮膜が破壊された部分では、Alの酸化が発生しているこ
とも明らかになった。これらの原因については、次のよ
うに推測される。

【００１１】すなわち、鋼中に非金属介在物として存在
しないAl（以下、「So1.Al」という）は、Ｏ（酸素）と
の親和力がCrに比して極めて強いため、溶接雰囲気中の
微量なＯと結合することに起因している。そこで、Crと
Sol.Al量の異なる鋼について種々検討を行った結果、鋼
中のSol.Al量をCrと所定の関係を満足するようにするこ
と、具体的には、Sol.Al量をCrとの特定関係以下に抑え
ることによって、高温HAZでの耐食性を改善しうること
見出した。鋼中のSol.Al量を抑えることによって、溶接
時の熱変形でCrの酸化皮膜が破壊された部分であって
も、エネルギー的に安定したSol.Alよりも、量的に多い
CrがＯと結合するためである。

【００１２】(b) 溶接金属中の非金属介在物量は、主と
して製鋼時に脱酸元素として添加されるMn、Si、Al量を
低減することによって、抑制することができる（例え
ば、特開平７-243000号公報参照）。しかし、実際の製
鋼技術面において、非金属介在物を皆無にすることは困
難であり、例えば、鋼中に非金属介在物として存在する
Al（以下、「Insol.Al」という）は、溶接時に溶融池中
に溶解せず、溶接中に凝集し、溶融池表面に浮上する。
そして、接ガス面に存在して、耐食性をわずかに劣化さ
せるので、鋼中のInsol.Al量は0.005％以下とする必要
がある。

【００１３】さらに非金属介在物に関する種々検討を重
ねた結果、溶接中に生成する非金属介在物（元から鋼中
に存在していた非金属介在物を除く）の形態は、鋼中の
Mn、Si、Sol.Al量の影響を受けることを明らかにした。
すなわち、Sol.Al量がSi、Ｍｎ量に比して相対的に多く
なる場合、溶融池内ではＡｌを主体とした複合酸化物を
生成する。この酸化物は極めて凝集、粗大化しやすく、
また溶融池の表面へ浮上するため、接ガス面に残留し、
溶接金属の耐食性を劣化させる。そこで、So1.Al量をSi
およびMnと所定の関係を満足するようにすること、具体
的には、Sol.Al量をSiおよびMnとの特定関係以下に抑え
ることによって、上記のAlを主体とした複合酸化物をS
i、Mnを主体とした酸化物に代えて、酸化物の凝集、粗
大化を抑制し、耐食性の劣化を防止する。

【００１４】(c) さらに、所定の化学組成からなる高純
度ガス用Fe基合金を、不活性ガスArまたはHeの単独ガス
若しくは混合ガス、またはそれらに０〜20％のＨ₂ガス
を混合したシールド雰囲気中で溶接し、熱処理の雰囲気
として不活性ガスのArまたはHeの単独ガス若しくは混合
ガスに1ppm〜10％のＯ₂を添加したガスを用い、または
さらに０〜５％のH₂0を添加したガスを用いて、600℃〜
融点以下の温度で｛（−Ｔ/200）＋8｝〜120秒の時間で
加熱することで十分な耐食性を有する継手が得られるこ
とを知見した（ただし、Ｔは加熱温度（℃）を示す）。

【００１５】本発明は、このような検討に基づいて完成
されたものであり、下記(1)の高純度ガス用Fe基合金お
よび(2)の高純度ガス用溶接継手を要旨としている。

【００１６】(1) 重量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.1
％以下、Mn：0.1％以下、Cr：20〜35％、Mo：0.1〜5
％、Nb：０〜1％、Ti：０〜1％、Cu：０〜0.5％、Ｗ：
０〜0.5％、Ni：０〜5％で、残部はFeおよび不可避的不
純物からなり、不純物元素としてのＳが0.005％以下、
Ｐが0.02％以下、Ｎが0.03％以下、Ｏが0.01％以下、In
sol.Alが0.005％以下であり、かつSo1.Alが下記の(1)式
および(2)式の関係を満足することを特徴とする高純度
ガス用Fe基合金。

【００１７】 [Sol.Al％]≦0.0002×[Cr％]＋0.006 ・・・ (1) [Sol.Al％]≦0.02×（[Si％]＋[Mn％]）＋0.006 ・・・ (2) (2) 上記(1)のFe基合金を、シールドガスとして不活性
ガスのArまたはHeの単独ガス若しくは混合ガスを用い、
または前記単独ガス若しくは混合ガスに０〜20％のＨ₂
を添加したガスを用いてTIG溶接した溶接継手であっ
て、熱処理の雰囲気として不活性ガスのArまたはHeの単
独ガス若しくは混合ガスに1ppm〜10％のＯ₂を添加した
ガスを用い、またはさらに０〜５％のH₂0を添加したガ
スを用いて、600℃〜融点の温度範囲で、｛（−Ｔ/20
0）＋8｝〜120秒の時間で加熱することを特徴とする高
純度ガス用溶接継手。ただし、Ｔは加熱温度（℃）を示
す。

【００１８】

【発明の実施の形態】１．本発明のFe基合金本発明のFe基合金の化学組成について、前記のように限
定した理由を、作用効果とともに説明する。

【００１９】Ｃ：0.03％以下Ｃは、鋼の引張強度を向上させるのに重要な元素であ
る。しかし、強力なオーステナイト生成元素であるため
過剰の添加はフェライト組織の安定性を劣化させる。さ
らに、Crとの親和力が強く、HAZにおいてCr炭化物を生
成し、有効Cr量を低下させ、耐食性の劣化、いわゆる鋭
敏化を招く。そのため、Ｃは0.03％以下とする。さらに
望ましい上限は、0.02％である。

【００２０】Si：0.1％以下 Siは、鋼の製鋼時に脱酸元素として使用される。しか
し、酸化性の強い元素であるため、多量の添加は溶接金
属の非金属介在物量を増加させ、発塵源の増加を招く。
そのため、Si含有量は0.1％以下とする必要がある。さ
らに望ましい上限は、0.08％である。

【００２１】Mn：0.1％以下 Mnは、鋼の製鋼時に脱酸元素として使用される。しか
し、蒸気圧の高い元素であり、多量に添加すると溶接中
の溶融池から蒸発し、HAZに付着して発塵、耐食性の劣
化の原因となる。そのため、Mn含有量は0.1％以下とす
る必要がある。さらに望ましい上限は、0.08％である。

【００２２】Cr：20〜35％ Crは、接ガス面にCr酸化皮膜を生成し、耐食性を確保す
るのに必須の元素である。十分な耐食性を有する皮膜を
生成させるためには、20％以上の添加が必要である。し
かし、過剰の添加は鋼製品の加工性を劣化させるだけで
なく、HAZにおいてシグマ相に代表される金属間化合物
相を生成しやすくなり、延性、靱性を著しく劣化させ
る。そのため、Cr含有量は35％以下とする。さらに望ま
しい上限は、30％である。

【００２３】Mo：0.1〜５％ Moは、腐食性ガスに対する耐食性を向上させるのに有効
な元素であり、0.1％以上の添加で効果が現れる。しか
し、過剰の添加は効果が飽和するとともに、HAZでシグ
マ相に代表される金属間化合物相を生成しやすくなり、
延性、靱性を著しく劣化させる。そのため、Mo含有量は
5％以下とする。さらに望ましい範囲は、0.5〜4％であ
る。

【００２４】Nb、Ti：０〜１％ NbおよびTiは、Ｃとの親和力が強くHAZでの鋭敏化抑制
に有効な元素であるため添加しても良い。しかし、過剰
の添加は耐溶接高温割れ性を劣化させるとともに鋼の熱
間加工性を劣化させる。そのため添加する場合には、そ
れぞれ1％以下とする。

【００２５】Cu、Ｗ：０〜0.5％ Cu、Ｗともに、耐食性を向上させる効果を有するため添
加しても良い。しかし、Ｗの過剰の添加は金属間化合物
相の生成を促進し、Cuの添加はフェライト相の組織安定
性を劣化させる。そのため、上限はともに0．5％とす
る。

【００２６】Ni：０〜５％ Niはフェライト鋼の靱性向上に有効な元素であるので添
加しても良い。しかし、過剰の添加はフエライト組織の
安定性を劣化させるため、添加する場合は上限を５％と
する。

【００２７】Ｓ：0.005％以下Ｓは不可避不純物元素であり、鋼製品の熱間加工性を劣
化させるため、その含有量を0.005％以下とする必要が
ある。さらに望ましい上限は、0.004％である。特に下
限は設けないが、極度の低減は製造コストの増大を招く
ため、0.0002％とするのが望ましい。

【００２８】Ｐ：0.02％以下Ｐは、Ｓと同様に不可避不純物元素である。熱間加工性
および溶接時の耐割れ性の観点から、その含有量を0.02
％以下とする必要がある。さらに望ましくは、0.015％
以下である。特に下限は設けないが、極度の低減は著し
く製造コストの増大を招くので、0.0002％とするのが望
ましい。

【００２９】Ｎ：0.03％以下ＮはHAZの脆化を招くとともにCr窒化物を生成し、耐食
性の劣化を招く。また、フェライト組織の安定性を劣化
させる。そのため、Ｎ含有量は0.03％以下とする必要が
ある。望ましくは、0.025％以下である。特に下限は設
けないが、極度の低減はコスト増を招くため、望ましく
は0.0005％とする。

【００３０】Ｏ（酸素）：0.01％以下Ｏは鋼中にほとんど固溶せず、非金属介在物として存在
し、母材では発塵源になる。また、溶接中にも非金属介
在物として存在するＯは溶湯表面に浮上し、発塵源とな
る。また、固溶Ｏも鋼中のAl、Si等と結合し、スラグを
生成して発塵源となる。そのため、Ｏは極力低減する必
要がある。上限は0.01％であるが、望ましくは0.008％
である。特に下限は設けないが、極度の低減はコスト増
を招くため、望ましくは0.0002％とする。

【００３１】Insol.Al：0.005％以下 Alは強力な脱酸元素であり、製鋼時に脱酸剤として添加
される。Insol.Alとは、前述の通り、酸化物として鋼中
に存在するAlのことをいうが、Alの態別分析において酸
に溶解しないAlとして求められる。鋼中に酸化物として
存在するAlは、高融点であるため、溶接中に溶融池内で
溶融せず、凝集、粗大化し、溶湯表面に浮上して発塵源
となる。そのため、Inso1.Alは、0.005％以下とする必
要がある。望ましくは0.004％以下である。特に下限は
設ける必要はないが、極度の低減は製造コストの増大を
招く。そのため、望ましい下限は0.0002％とする。

【００３２】So1.Al：前述の通り、So1.Alは、マトリッ
クス中に固着しているAlおよび窒化物を形成しているAl
をいう。So1.Alとして存在するAl窒化物はInso1.Alとは
異なり、高温HAZではマトリックス中に再固溶するた
め、皮膜の変質を招き、耐食性の劣化を招く。また、溶
接中の溶湯内に溶解し、Al主体の酸化物を生成し、溶湯
表面に浮上して発塵源となる。これらを防止するために
は、下記(1)、(2)式で示されるCr、Si、Mnとの関係式を
満足する必要がある。

【００３３】 [Sol.Al％]≦0.0002×[Cr％]＋0.006 ・・・ (1) 高温HAZにおいて、溶接時の熱変形によって破壊されたC
r酸化皮膜の部分でAl酸化が生じ、耐食性の劣化をきた
す。これを防止するためには、鋼中の[Sol.Al％]を、上
記(1)式で示すように低減する。

【００３４】 [Sol.Al％]≦0.02×（[Si％]＋[Mn％]）＋0.006 ・・・ (2) So1.Al量がSi、Mn量に比して多い場合には、溶融池内で
はAlを主体とした複合酸化物を生成する。この酸化物は
非常に凝集、粗大化しやすく、溶融池表面へ浮上するた
め、接ガス面に残留し、発塵源となるとともに溶接金属
の耐食性を劣化させる。これを防止するには、鋼中の[S
ol.Al％]を上記(2)式の関係を満たすように低減し、Al
主体の複合酸化物をSi、Mnを主体とした酸化物とし、酸
化物の凝集、粗大化を防止する必要がある。特に、[So
l.Al％]に下限は設けないが、極度の低減は製造コスト
の増大を招くので、望ましくは0.0002％とする．２．本発明の溶接継手本発明の溶接継手は、上述の化学組成からなるFe基合金
に特定の溶接方法および熱処理を施すものである。次
に、溶接方法および熱処理の条件を限定した理由につい
て、説明する。

【００３５】溶接時のシールドガス、および必要に応じ
てバックシールドガスには、不活性ガスとしてArまたは
Heを単独ガス、若しくは混合ガスとして用いる。さらに
選択的に、Arまたは、Heの単独ガス若しくは混合ガスに
０〜20％のＨ₂を添加したガスを用いることができる。

【００３６】本発明における溶接は、不活性ガス中で施
工する必要がある。不活性ガスの中でもＮ₂は溶融池中
に溶解し、フェライト組織の組織安定性を劣化させると
ともに、溶接金属およびHAZの著しい脆化を招くため、
不活性ガスとしてArまたはHeに限定して、それらの単独
ガス若しくは混合ガスを使用する。また、Ｈ₂は還元性
のガスであり、溶接中のスラグ生成を抑制する効果が期
待できるため、シールドガスとして添加しても良い。し
かし、20％を超える添加は溶接金属にＨ₂が溶解し、溶
接低温割れを招く。そのため、Ｈ₂を添加する場合に
は、その上限は20％とする。望ましい上限は、15％であ
る。

【００３７】熱処理の雰囲気には、不活性ガスとしてAr
またはHeの単独ガス若しくは混合ガスに1ppm〜10％のＯ
₂を添加したガスを用いる。必要ある場合には、さらに
０〜５％のH₂0を添加したガスを用いることができる。

【００３８】熱処理は耐食性を有するCr酸化皮膜を成長
させるため、不活性ガスとしてArまたはHeの単独ガス若
しくは混合ガスにＯ₂を添加した雰囲気中で行う必要が
ある。しかし、Ｏ₂が1ppm未満では皮膜の成長に効果が
なく、また、10％を超えるとCr以外のAl、Si等の脱酸元
素が酸化し、耐食性をかえって劣化させる。そのため、
Ｏ₂の混合比は、1ppm〜10％とする。さらに望ましいＯ₂
の混合比は、3ppm〜5％である。

【００３９】また、H₂0はＯ₂と同様に、Cr酸化皮膜を成
長させる効果があるため、添加してもよい。H₂0を添加
する場合には、その混合比の上限は５％とすることが望
ましい。ここで規定する熱処理雰囲気は、溶接施工時に
構造物全体がその雰囲気中に保持される必要はなく、耐
食性が要求される溶接部、例えば、鋼管であれば接ガス
面である管内面側だけがこの雰囲気中に保持されるよう
にすれば良い。

【００４０】熱処理の加熱温度は、600℃〜融点以下の
温度範囲で実施する。加熱温度が600℃未満になると、C
rの拡散が遅く、皮膜の生成に長時間を要することにな
るためである。

【００４１】熱処理の加熱時間は、｛（−Ｔ/200）＋
8｝〜120秒間とする。ただし、Ｔは加熱温度（℃）を表
す。加熱時間は加熱温度との関係で決まり、少なくとも
｛（−Ｔ/200）＋8｝以上加熱する必要がある。しか
し、120秒を超える加熱は、シグマ相に代表される金属
間化合物相や窒化物相の生成を招くおそれがある。その
ため、120秒以下とする。

【００４２】熱処理の熱源には高周波誘導加熱等あらゆ
る熱源を利用できるが、加熱速度が5℃／min以下である
と、酸化皮膜の異常成長を招き、耐食性を劣化させるお
それがあるので、加熱速度を5℃／min以上とすることが
望ましい。また、冷却速度についても同様のことが言
え、特に酸化皮膜の成長が著しい、加熱温度から500℃
までの平均冷却速度が10℃/s以上にするのが望ましい。

【００４３】

【実施例】表１に示す22種類の化学組成を有するFe基合
金を溶製して、外径6.35mm、肉厚1mmの供試鋼管を試作
した。供試鋼管の端面を機械加工で仕上げ、各種ガスを
シールドガスおよび必要に応じてバックシールドガスと
して用い、TIG突き合わせ溶接を行い、溶接継手を作製
した。また、この溶接継手の内面に各種ガスを流し、種
々の条件にて熱処理を行った。その後、得られた溶接縦
手の耐食性を評価した。

【００４４】

【表１】

【００４５】耐食性は、継手内部に臭化水素ガスを５気
圧封入し、温度80℃で100時間保持した後、管内面の変
化を走査型電子顕微鏡にて観察して評価した。耐食性評
価の基準は、孔食など腐食部分の有無により評価した。
同時に、２次イオン質量分析計を用いて、溶融線から0.
2mm離れたHAZ表面および管内面の溶接金属中央の酸化皮
膜中のCr量の深さ方向への分布を測定し、酸化皮膜中の
Cr濃度の最高値およびCrが濃化している厚さを求めた。
このとき、皮膜中のCrの最高濃度が90％以上であるもの
が合格の目安となり、耐食性を有する皮膜として、皮膜
厚さ2μm以上となるのが望ましい。

【００４６】本発明例の評価結果を表２および表３に示
し、比較例の評価結果を表４の示す。表２、３から、本
発明で規定する化学組成の供試鋼管に、本発明で規定す
る溶接方法および熱処理を施すことによって得られた継
手AJl〜AJ37は、十分な耐食性を発揮することが分か
る。

【００４７】−方、表４に示すように、いずれの比較例
も耐食性に不具合が生じている。まず、継手BJ1は、溶
接時のシールドガスおよびバックシールドガスにＮ₂を
使用したものであるが、溶接金属中にオーステナイトが
生成し、皮膜中のCr濃度が90％を下回り、耐食性が劣っ
ている。また、継手BJ2およびBJ3は、溶接時のシールド
ガスおよびバックシールドガスに過剰なＨ₂を混合した
ガスを使用したため、溶接金属に低温割れが発生した。

【００４８】次ぎに、継手BJ4は、熱処理の雰囲気のＯ₂
の混合比が過剰であったために、HAZおよび溶接金属表
面でCr以外の元素の酸化が生じ、皮膜中のCr量が90％以
下となり、耐食性が劣っている。また、継手BJ5は、熱
処理時の温度が400℃と低かったために、溶接金属の皮
膜厚さが1.4μmと薄く、十分な耐食性が得られなかっ
た。これに対し、継手BJ6は熱処理温度が母材の融点を
超えるものであったため、継手母材の全体が溶融、折損
した。

【００４９】継手BJ7は、熱処理の加熱時間が｛（−Ｔ/
200）＋8｝未満であったため、溶接金属表面の皮膜厚さ
が1.6μmと薄く、十分な耐食性が得られなかった。継手
BJ8は、熱処理の加熱時間が120秒を超えたため、Cr以外
の元素の酸化も生じ、HAZおよび溶接金属表面のいずれ
の皮膜中のCr量も90％以下となり、耐食性が劣る。

【００５０】継手BJ9およびBJ14は、供試材中のSo1.Al
量とCrの関係が(1)式の0.0002×[Cr％]＋0.006の値を上
回ったために、HAZ、溶接金属表面のいずれの皮膜中のC
r量も90％以下となり、耐食性が劣った。さらに、So1.A
l量が(2)式の0.02×（[Si％]＋[Mn％]）＋0.006の値を
も上回ったため、溶接ビード表面に凝集したスラグが生
成し、その部分が試験中にはがれ、腐食が生じている部
分が観察された。一方、継手BJlOおよびBJ12は、HAZ、
溶接金属とも表面の皮膜の性状は良好であったが、So1.
Al量が(2)式の0.02×（[Si％]＋[Mn％]）＋0.006の値を
上回ったため、溶接ビード表面に凝集したスラグが生成
し、その部分が試験中にはがれ、腐食が生じた。

【００５１】継手BJllは、本発明で規定するCr量を下回
ったため、十分なCr濃度の皮膜が生成せず、耐食性が劣
る。継手BJ13は、Cr量が本発明で規定する範囲を上回っ
たため、HAZでCrを多量に含むシグマ相が生成したた
め、皮膜中のCr量が90％を下回り、耐食性が劣る。ま
た、Insol.Al量が0.005％を超えたため、溶接ビード表
面に凝集し、その部分から腐食が生じた。継手BJ15は、
So1.Al量が前記(1)式で示すCrとの関係および前記(2)式
で示すSi、Mnとの関係を満足せず、さらに、Insol.Al量
およびＯ量も本発明で規定する範囲を上回ったため、極
めて耐食性が劣っていた。

【００５２】以上の説明の通り、本発明で規定する化学
組成を有するFe基合金に、本発明で規定する条件で溶接
および熱処理を施すことによって、十分な耐食性を発揮
する溶接継手が得られることが明らかである。

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】

【表４】

【００５６】

【発明の効果】本発明のFe基合金によれば、構造物の組
立に際して溶接施工をともなう場合であっても、溶接金
属およびHAZを含む溶接部は優れた耐食性を発揮するこ
とができる。したがって、このFe基合金を用いた本発明
の溶接継手は、半導体製造装置などで使用される高純度
ガス用溶接継手として好適なものである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者東茂樹大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内 (72)発明者山下良富和歌山県和歌山市湊1850番地共同酸素株式会社内Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB07 CC04 DD02 DD03 DD05 DD06 4K042 AA24 DC02 DC03 DC04 EA03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.1％以
下、Mn：0.1％以下、Cr：20〜35％、Mo：0.1〜5％、N
b：０〜1％、Ti：０〜1％、Cu：０〜0.5％、Ｗ：０〜0.
5％、Ni：０〜5％で、残部はFeおよび不可避的不純物か
らなり、不純物元素としてのＳが0.005％以下、Ｐが0.0
2％以下、Ｎが0.03％以下、Ｏが0.01％以下、Insol.Al
が0.005％以下であり、かつSo1.Alが下記の(1)式および
(2)式の関係を満足することを特徴とする高純度ガス用F
e基合金。 [Sol.Al％]≦0.0002×[Cr％]＋0.006 ・・・ (1) [Sol.Al％]≦0.02×（[Si％]＋[Mn％]）＋0.006 ・・・ (2)
【請求項２】請求項1に記載のFe基合金を、シールドガ
スとして不活性ガスのArまたはHeの単独ガス若しくは混
合ガスを用い、または前記単独ガス若しくは混合ガスに
０〜20％のＨ₂を添加したガスを用いてTIG溶接した溶接
継手であって、熱処理の雰囲気として不活性ガスのArま
たはHeの単独ガス若しくは混合ガスに1ppm〜10％のＯ₂
を添加したガスを用い、またはさらに０〜５％のH₂0を
添加したガスを用いて、600℃〜融点の温度範囲で、
｛（−Ｔ/200）＋8｝〜120秒の時間で加熱することを特
徴とする高純度ガス用溶接継手。ただし、Ｔは加熱温度
（℃）を示す。