JP7397391B2 - Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材 - Google Patents
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Description
本開示は合金材に関し、さらに詳しくは、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材に関する。
油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して「油井」という）では、油井管に代表される油井用合金材が利用されている。油井の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含有する酸性化した環境を意味する。サワー環境は、硫化水素だけでなく、二酸化炭素も含有する場合がある。このようなサワー環境で使用される材料には、優れた耐食性が求められる。
優れた耐食性が求められる材料として、たとえば、ＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３２１Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈ等の１８－８系ステンレス鋼材や、ＪＩＳ規格でＮＣＦ８００Ｈと規定されるＡｌｌｏｙ８００Ｈに代表されるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材がある。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、１８－８系ステンレス鋼に比較して優れた耐食性を有する。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材はさらに、Ａｌｌｏｙ６１７に代表されるＮｉ基合金材に比較して、経済性に優れている。そのため、サワー環境に使用される油井用合金材として、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材が用いられる場合がある。
特開平２－２１７４４５号公報（特許文献１）、及び、国際公開第２０１５／０７２４５８号（特許文献２）は、優れた耐食性を有する油井用合金材を提案する。
特許文献１に記載の合金材は、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金であって、Ｎｉ：２７～３２％、Ｃｒ：２４～２８％、Ｃｕ：１．２５～３．０％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｓｉ：１．５～２．７５％、Ｍｎ：１．０～２．０％を含有し、Ｎ：０．０１５％以下、Ｂ：０．１０％以下、Ｃ：０．１０％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下に規制し、残部がＦｅ及び不純物から実質上なる。この合金材は、高強度、ゴーリング耐性、及び、応力下での耐食性を有する、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に記載の合金材は、Ｎｉ－Ｃｒ合金材であって、質量％で、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．０１～１．０％未満、Ｃｕ：０．０１～１．０％未満、Ｎｉ：４８～５５％未満、Ｃｒ：２２～２８％、Ｍｏ：５．６～７．０％未満、Ｎ：０．０４～０．１６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３～０．２０％、ＲＥＭ：０．０１～０．０７４％、Ｗ：０～８．０％未満、及び、Ｃｏ：０～２．０％と、Ｃａ及びＭｇの１種以上：合計で０．０００３～０．０１％と、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶの１種以上：合計で０～０．５％と、残部がＦｅ及び不純物とからなり、不純物中で、Ｃ：０．０３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１％以下、及び、Ｏ：０．０１％以下である化学組成を有し、転位密度ρが式（７．０×１０１５≦ρ≦２．７×１０１６－２．６７×１０１７×［ＲＥＭ（％）］）を満たす。この合金材は、熱間加工性及び靱性に優れるとともに、耐食性（温度が２００℃を超えるような高温で、硫化水素を含む環境での耐応力腐食割れ性）にも優れ、降伏強度（０．２％耐力）が９６５ＭＰａ以上である、と特許文献２には記載されている。
近年、油井の深井戸化により、油井用合金材の高強度化が求められてきている。すなわち、油井用合金材としての使用が想定されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、高い強度を有することが求められてきている。
最近の油井ではさらに、鉛直下向きに真っ直ぐ掘られる垂直坑井だけでなく、傾斜坑井が増加してきている。傾斜坑井は、坑井の延在方向を鉛直下向きから水平方向に曲げて掘削することにより形成される。傾斜坑井は、水平に延在する部分（水平坑井）を含むことにより、原油やガス等の生産流体が埋蔵されている地層を広範囲にカバーすることができ、生産流体の生産効率を高めることができる。
一方、このような傾斜坑井に用いられる場合、合金材には圧縮力が負荷される場合がある。この場合、合金材は引張降伏強度だけでなく、圧縮降伏強度も高い方が好ましい。つまり、傾斜坑井への使用が想定されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、高い強度を有するだけでなく、強度異方性が低減できた方が好ましい。しかしながら、上記特許文献１及び２では、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の強度として、引張降伏強度についてのみ検討されている。つまり、上記特許文献１及び２では、合金材の強度異方性について検討されていない。
本開示の目的は、高い強度を有し、かつ、強度異方性が低減されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を提供することである。
本開示によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：２９．０～３６．５％、
Ｃｒ：２３．０～２７．５％、
Ｍｏ：２．００～６．００％、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
希土類元素：０．０１６～０．１００％、
Ｎ：０．２２０～０．５００％、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｗ：０～６．０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～２．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、
引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：２９．０～３６．５％、
Ｃｒ：２３．０～２７．５％、
Ｍｏ：２．００～６．００％、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
希土類元素：０．０１６～０．１００％、
Ｎ：０．２２０～０．５００％、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｗ：０～６．０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～２．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、
引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、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Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、高い強度を有し、かつ、強度異方性が低減されている。
本発明者らは最初に、高い強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材として、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）以上の引張降伏強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材に着目した。次に本発明者らは、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の強度異方性について、化学組成の観点から検討した。
その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：２９．０～３６．５％、Ｃｒ：２３．０～２７．５％、Ｍｏ：２．００～６．００％、Ａｌ：０．０１～０．３０％、希土類元素：０．０１６～０．１００％、Ｎ：０．２２０～０．５００％、Ｏ：０．０１０％以下、Ｗ：０～６．０％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～２．００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であれば、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有し、さらに、強度異方性を低減できる可能性があると考えた。
一方、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であっても、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有する場合、強度異方性が大きくなる場合があった。そこで、本発明者らは、上述の化学組成と７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有する合金材の強度異方性を低減することについて、詳細に検討した。
［積層欠陥エネルギー］
上述の化学組成を有する合金材では、Ｎｉ含有量が高いことから、積層欠陥エネルギーが大きくなりやすい。積層欠陥エネルギーが大きい場合、付与された歪に対する加工硬化の程度が小さくなる。つまり、積層欠陥エネルギーを小さくできれば、歪に対して加工硬化がされやすくなる。その結果、製造過程において付与される歪の異方性の影響を受けにくくなり、合金材の強度異方性を低減できる可能性がある。
上述の化学組成を有する合金材では、Ｎｉ含有量が高いことから、積層欠陥エネルギーが大きくなりやすい。積層欠陥エネルギーが大きい場合、付与された歪に対する加工硬化の程度が小さくなる。つまり、積層欠陥エネルギーを小さくできれば、歪に対して加工硬化がされやすくなる。その結果、製造過程において付与される歪の異方性の影響を受けにくくなり、合金材の強度異方性を低減できる可能性がある。
そこで本発明者らは、上述の化学組成と７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の積層欠陥エネルギーに着目して、合金材の強度異方性を低減する手法について、詳細に検討した。本発明者らの詳細な検討の結果、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、化学組成がさらに次の式（１）を満たせば、本実施形態のその他の構成を満たすことを条件に、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有し、さらに、強度異方性を低減できることが明らかになった。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
Ｉ＝３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎと定義する。Ｉは、上述の化学組成を有する合金材の積層欠陥エネルギーの指標である。また、本明細書において、引張降伏強度（引張ＹＳ）に対する圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）の比（圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を、異方性指標ＡＩともいう。以下、合金材の積層欠陥エネルギーの指標であるＩと、合金材の異方性指標ＡＩとの関係について、図面を用いて具体的に説明する。図１は、本実施例におけるＩの値と、異方性指標ＡＩとの関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、Ｉ以外の構成が本実施形態の条件を満たす実施例について、Ｉの値と、異方性指標ＡＩとを用いて作成した。
図１を参照して、上述の化学組成と７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有する合金材では、Ｉが１５．０未満であれば、異方性指標ＡＩを０．８００以上に高められる。一方、Ｉが１５．０以上になると、異方性指標ＡＩが０．８００未満に低下する。したがって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、上述の化学組成を満たし、さらに、Ｉを１５．０未満とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、本実施形態のその他の構成を満たすことを条件に、強度異方性を低減することができる。
［オーステナイト粒］
まず、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、オーステナイトからなるミクロ組織を有する。本明細書において、「オーステナイトからなるミクロ組織」とは、オーステナイト以外の相が、無視できるほど少ないことを意味する。そこで本発明者らは、式（１）を含む上述の化学組成を有し、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材のオーステナイト粒に着目して、合金材の強度異方性を低減する手法について詳細に検討した。
まず、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、オーステナイトからなるミクロ組織を有する。本明細書において、「オーステナイトからなるミクロ組織」とは、オーステナイト以外の相が、無視できるほど少ないことを意味する。そこで本発明者らは、式（１）を含む上述の化学組成を有し、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材のオーステナイト粒に着目して、合金材の強度異方性を低減する手法について詳細に検討した。
本発明者らによる詳細な検討の結果、式（１）を含む上述の化学組成と、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、ミクロ組織中の結晶粒度番号の標準偏差σが、合金材の強度異方性に影響を与えることが明らかになった。この点について、図面を用いて具体的に説明する。図２は、本実施例における結晶粒度番号の標準偏差σの値と、異方性指標ＡＩとの関係を示す図である。図２は、後述する実施例のうち、結晶粒度番号の標準偏差σ以外の構成が本実施形態の条件を満たす実施例について、結晶粒度番号の標準偏差σの値と、異方性指標ＡＩとを用いて作成した。
図２を参照して、式（１）を含む上述の化学組成と、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下であれば、異方性指標ＡＩを０．８００以上に高められる。一方、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０を超えると、異方性指標ＡＩが０．８００未満に低下する。したがって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、上述の化学組成を満たし、Ｉが１５．０未満であり、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有し、さらに、結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、強度異方性を低減することができる。
結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下にすることによって、合金材の強度異方性を低減できる理由について、詳細は明らかになっていない。しかしながら、上述の化学組成を満たし、Ｉが１５．０未満であり、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有し、さらに、結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とすることによって、強度異方性を低減できることは、後述する実施例によって証明されている。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の要旨は、次のとおりである。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：２９．０～３６．５％、
Ｃｒ：２３．０～２７．５％、
Ｍｏ：２．００～６．００％、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
希土類元素：０．０１６～０．１００％、
Ｎ：０．２２０～０．５００％、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｗ：０～６．０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～２．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、
引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である、
Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：２９．０～３６．５％、
Ｃｒ：２３．０～２７．５％、
Ｍｏ：２．００～６．００％、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
希土類元素：０．０１６～０．１００％、
Ｎ：０．２２０～０．５００％、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｗ：０～６．０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～２．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、
引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である、
Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
［２］
［１］に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であって、
Ｗ：０．１～６．０％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｃｏ：０．０１～２．００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
［１］に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であって、
Ｗ：０．１～６．０％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｃｏ：０．０１～２．００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
［３］
油井用継目無合金管である、
［１］又は［２］に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
油井用継目無合金管である、
［１］又は［２］に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
なお、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の形状は、特に限定されない。本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の形状は、板状であってもよく、断面円形の棒状であってもよく、管状であってもよい。すなわち、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、合金板であってもよく、断面円形の棒材であってもよく、合金管であってもよい。なお、合金管とは、継目無合金管であってもよく、溶接合金管であってもよい。なお、合金材が油井用合金管である場合、継目無合金管であることが好ましい。
以下、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３０％以下
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｃ含有量の下限は０％超である。Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、結晶粒界にＣｒ炭化物が生成する。Ｃｒ炭化物は、粒界での割れ感受性を高める。その結果、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２８％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。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｃ含有量の下限は０％超である。Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、結晶粒界にＣｒ炭化物が生成する。Ｃｒ炭化物は、粒界での割れ感受性を高める。その結果、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２８％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。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ｓｉ：０．０１～１．００％
ケイ素（Ｓｉ）は合金を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、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、Ｓｉ含有量が高すぎれば、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、Ｓｉ含有量は０．０１～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
ケイ素（Ｓｉ）は合金を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、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、Ｓｉ含有量が高すぎれば、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、Ｓｉ含有量は０．０１～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
Ｍｎ：０．０１～２．００％
マンガン（Ｍｎ）は合金を脱酸し、脱硫する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、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、Ｍｎ含有量が高すぎれば、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、Ｍｎ含有量は０．０１～２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
マンガン（Ｍｎ）は合金を脱酸し、脱硫する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、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、Ｍｎ含有量が高すぎれば、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、Ｍｎ含有量は０．０１～２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐは粒界に偏析する。そのため、Ｐ含有量が高すぎれば、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及び耐食性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、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０．００３％である。
燐（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐは粒界に偏析する。そのため、Ｐ含有量が高すぎれば、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及び耐食性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、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０．００３％である。
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓは粒界に偏析する。そのため、Ｓ含有量が高すぎれば、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、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓは粒界に偏析する。そのため、Ｓ含有量が高すぎれば、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、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
Ｎｉ：２９．０～３６．５％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイト形成元素であり、合金材中のオーステナイトを安定化する。Ｎｉ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、固溶Ｎ量が低下して、合金材の強度が低下する場合がある。この場合さらに、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｎｉ含有量は２９．０～３６．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２９．５％であり、さらに好ましくは３０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３６．０％であり、さらに好ましくは３５．５％であり、さらに好ましくは３５．０％である。
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイト形成元素であり、合金材中のオーステナイトを安定化する。Ｎｉ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、固溶Ｎ量が低下して、合金材の強度が低下する場合がある。この場合さらに、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｎｉ含有量は２９．０～３６．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２９．５％であり、さらに好ましくは３０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３６．０％であり、さらに好ましくは３５．５％であり、さらに好ましくは３５．０％である。
Ｃｒ：２３．０～２７．５％
クロム（Ｃｒ）は、合金材の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、固溶Ｎ量を高め、合金材の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、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。この場合さらに、σ相に代表される金属間化合物が形成されやすくなり、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２３．０～２７．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２３．５％であり、さらに好ましくは２４．０％であり、さらに好ましくは２４．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２７．０％であり、さらに好ましくは２６．５％である。
クロム（Ｃｒ）は、合金材の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、固溶Ｎ量を高め、合金材の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、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。この場合さらに、σ相に代表される金属間化合物が形成されやすくなり、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２３．０～２７．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２３．５％であり、さらに好ましくは２４．０％であり、さらに好ましくは２４．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２７．０％であり、さらに好ましくは２６．５％である。
Ｍｏ：２．００～６．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。Ｍｏはさらに、固溶強化により合金材の強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、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、Ｍｏ含有量が高すぎれば、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。この場合さらに、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｍｏ含有量は２．００～６．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は２．２０％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は５．５０％であり、さらに好ましくは５．００％であり、さらに好ましくは４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。Ｍｏはさらに、固溶強化により合金材の強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、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、Ｍｏ含有量が高すぎれば、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。この場合さらに、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｍｏ含有量は２．００～６．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は２．２０％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は５．５０％であり、さらに好ましくは５．００％であり、さらに好ましくは４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％である。
Ａｌ：０．０１～０．３０％
アルミニウム（Ａｌ）は、合金を脱酸する。Ａｌはさらに、酸化物を生成して酸素を固定し、合金材の熱間加工性を高める。Ａｌはさらに、合金材の耐衝撃特性及び耐食性を高める。Ａｌ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ａｌ酸化物が過剰に生成して、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１～０．３０％である。Ａｌ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０．０５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。なお、本明細書にいうＡｌ含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、合金を脱酸する。Ａｌはさらに、酸化物を生成して酸素を固定し、合金材の熱間加工性を高める。Ａｌはさらに、合金材の耐衝撃特性及び耐食性を高める。Ａｌ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ａｌ酸化物が過剰に生成して、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１～０．３０％である。Ａｌ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０．０５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。なお、本明細書にいうＡｌ含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を意味する。
希土類元素：０．０１６～０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は、合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、合金材の耐食性を高める。ＲＥＭ含有量が低すぎれば、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、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、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０．０１６～０．１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は、合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、合金材の耐食性を高める。ＲＥＭ含有量が低すぎれば、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、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、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０．０１６～０．１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１元素以上を意味する。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量を意味する。
Ｎ：０．２２０～０．５００％
窒素（Ｎ）は、固溶強化により合金材の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、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、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｃｒ窒化物が多量に形成され、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．２２０～０．５００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．２２５％であり、さらに好ましくは０．２３０％であり、さらに好ましくは０．２３５％であり、さらに好ましくは０．２４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．４８０％であり、さらに好ましくは０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
窒素（Ｎ）は、固溶強化により合金材の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、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、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｃｒ窒化物が多量に形成され、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．２２０～０．５００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．２２５％であり、さらに好ましくは０．２３０％であり、さらに好ましくは０．２３５％であり、さらに好ましくは０．２４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．４８０％であり、さらに好ましくは０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
Ｏ：０．０１０％以下
酸素（Ｏ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｏ含有量の下限は０％超である。ＯはＲＥＭと結合して、酸化物を形成する。そのため、Ｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性が低下する。この場合さらに、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
酸素（Ｏ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｏ含有量の下限は０％超である。ＯはＲＥＭと結合して、酸化物を形成する。そのため、Ｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性が低下する。この場合さらに、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ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、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の作用効果に顕著な悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素］
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｗ、及び、Ｃｕからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金材の耐食性を高める。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｗ、及び、Ｃｕからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金材の耐食性を高める。
Ｗ：０～６．０％
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。含有される場合、Ｗは腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。Ｗはさらに、固溶強化により合金材の強度を高める。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含有量が高すぎれば、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、Ｗ含有量は０～６．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は５．５％であり、さらに好ましくは５．０％であり、さらに好ましくは４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
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。含有される場合、Ｗは腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。Ｗはさらに、固溶強化により合金材の強度を高める。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含有量が高すぎれば、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、Ｗ含有量は０～６．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は５．５％であり、さらに好ましくは５．０％であり、さらに好ましくは４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
Ｃｕ：０～２．００％
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。含有される場合、Ｃｕは腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。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含有量が高すぎれば、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、Ｃｕ含有量は０～２．００％である。Ｃｕ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０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
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。含有される場合、Ｃｕは腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。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含有量が高すぎれば、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、Ｃｕ含有量は０～２．００％である。Ｃｕ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０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｃａ、及び、Ｍｇからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金材の熱間加工性を高める。
Ｃａ：０～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ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０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ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０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
Ｍｇ：０～０．０１００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。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０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。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０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｖ、Ｔｉ、及び、Ｎｂからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金材の強度を高める。
Ｖ：０～０．５０％
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。含有される場合、ＶはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．５０％である。Ｖ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０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
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。含有される場合、ＶはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．５０％である。Ｖ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０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｔｉ：０～０．５０％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＴｉはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。Ｔｉ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、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．５０％である。Ｔｉ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０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＴｉはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。Ｔｉ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、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．５０％である。Ｔｉ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０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｎｂ：０～０．５０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＮｂはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．５０％である。Ｎｂ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０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＮｂはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．５０％である。Ｎｂ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０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｃｏを含有してもよい。
Ｃｏ：０～２．００％
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。含有される場合、Ｃｏは合金材中のオーステナイトを安定化する。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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～２．００％である。Ｃｏ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％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
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。含有される場合、Ｃｏは合金材中のオーステナイトを安定化する。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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～２．００％である。Ｃｏ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％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
［式（１）について］
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、さらに、次の式（１）を満たす。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、さらに、次の式（１）を満たす。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
Ｉ（＝３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ）は、上述の化学組成を有する合金材の積層欠陥エネルギーの指標である。上述の化学組成を有することを前提として、Ｉが１５．０未満であれば、積層欠陥エネルギーが小さくなる。その結果、当該Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、異方性指標ＡＩを０．８００以上にまで高められる場合がある。したがって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、上述の化学組成を有することを前提として、Ｉを１５．０未満とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、本実施形態のその他の構成を満たすことを条件に、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減することができる。
Ｉの好ましい上限は１４．５であり、さらに好ましくは１４．０であり、さらに好ましくは１３．５であり、さらに好ましくは１３．０である。Ｉの下限は特に限定されず、たとえば、－７０．０である。Ｉの好ましい下限は－６０．０である。
［結晶粒度番号の標準偏差σ］
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できる。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できる。
ここで、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが大きい場合、合金材中には粗大なオーステナイト粒（粗大粒）が偏在している領域と、微細なオーステナイト粒（微細粒）が偏在している領域とが生じていると推察される。また、式（１）を含む上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の引張降伏強度を７５８ＭＰａ以上とする場合、後述する製造工程において、溶体化処理に代表される熱処理後に冷間加工等が実施され、合金材中に歪が導入される場合がある。そのため、歪が導入された方向によって、強度に異方性が生じる可能性がある。具体的に、冷間加工等として冷間引抜や冷間圧延を実施した場合、引張降伏強度の方が圧縮降伏強度よりも大きくなる。
より具体的に、引張方向への応力付与により強度異方性が生じた合金材に対して、引張方向へさらに応力を付与する引張試験を実施すると、転位運動の抑制が支配的となる。つまり、粗大粒と微細粒とで、引張試験中の転位の動きやすさは大きく変わらない。一方、同様の状況下で圧縮方向へ応力を付与する圧縮試験を実施すると、圧縮試験中の転位運動の抑制がはたらきにくくなり、粒界の影響を受けやすくなる。そのため、圧縮試験中において、粗大粒では転位が動きやすい一方、微細粒では転位が動きにくくなる。
つまり、引張方向への応力付与により強度異方性が生じた場合、引張方向への転位の動きやすさと、圧縮方向への転位の動きやすさとが異なると推察される。そのため、合金材中に粗大粒が偏在している箇所と、微細粒が偏在している箇所とが存在する場合、引張方向への転位の動きやすさと、圧縮方向への転位の動きにくさとが顕在化しやすい可能性がある。このようにして、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが大きい場合、引張降伏強度の方が、圧縮降伏強度よりも大きくなりやすく、強度異方性が高まるものと推察される。
以上のメカニズムにより、上述の化学組成を有し、式（１）を満たすＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材について、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とすれば、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できると本発明者らは推察している。なお、上記メカニズム以外のメカニズムによって、上述の化学組成を有し、式（１）を満たすＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材について、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とすれば、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できる可能性もある。しかしながら、上述のとおり、上述の化学組成を有し、式（１）を満たすＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材について、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とすれば、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できることは、後述の実施例によって証明されている。
本実施形態において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σの好ましい上限は０．７８であり、さらに好ましくは０．７５であり、さらに好ましくは０．７３である。本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σは、小さい方が好ましい。つまり、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σの下限は０．００であってもよく、０．０５であってもよく、０．１０であってもよく、０．１５であってもよい。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σは、次の方法で求めることができる。具体的に、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材から、ミクロ組織観察用の試験片を作製する。合金材の形状が板状の場合、板厚中央部から試験片を作製する。合金材の形状が管状の場合、肉厚中央部から試験片を作製する。合金材の形状が断面円形の棒状の場合、Ｒ／２位置から試験片を作製する。本明細書において、Ｒ／２位置とは、軸方向に垂直な断面における半径Ｒの中心位置を意味する。なお、試験片の大きさは、後述する観察面が得られればよく、特に限定されない。
作製された試験片の観察面を鏡面に研磨した後、王水（塩酸：硝酸＝３：１で混合した溶液）を用いた腐食を実施して、オーステナイト結晶粒界を現出させる。観察面から、任意の１０視野を特定し、光学顕微鏡にて観察を実施して、写真画像を生成する。なお、顕微鏡観察における倍率は、結晶粒径によって適宜設定することができる。具体的に、顕微鏡観察では、たとえば、視野内に５０個以上の結晶粒が含まれるように倍率を設定する。
各視野において、得られた写真画像に対して画像解析を実施して、ＡＳＴＭ Ｅ１１２（２０２１）に準拠して、結晶粒度番号を測定する。つまり、観察視野ごとに、１つの結晶粒度番号を得る。得られた１０個の結晶粒度番号の標準偏差を求め、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σと定義する。なお、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σは、得られた値の小数第三位を四捨五入して求める。
［引張降伏強度］
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下である。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性が低減されている。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下である。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性が低減されている。
上述のとおり、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材において、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を得ようとする場合、強度異方性が高くなる場合がある。しかしながら、本実施形態による合金材は、上述の化学組成がさらに式（１）を満たすことにより積層欠陥エネルギーを低減することができる。本実施形態による合金材はさらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下であることにより、結晶粒径のばらつきによる強度異方性の顕在化を抑制することができる。そのため、本実施形態による合金材は、７５８ＭＰａ以上の高い引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減することができる。
本実施形態において、引張降伏強度の好ましい下限は８００ＭＰａであり、さらに好ましくは８３０ＭＰａであり、さらに好ましくは８６０ＭＰａである。本実施形態において、引張降伏強度の上限は特に限定されず、たとえば、１２４０ＭＰａであってよく、１２００ＭＰａであってよく、１１５０ＭＰａであってもよい。
また、本実施形態のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、圧縮降伏強度は特に限定されない。本実施形態において圧縮降伏強度の下限は、たとえば、６０６ＭＰａであってもよく、６３０ＭＰａであってもよく、６６０ＭＰａであってもよい。本実施形態において圧縮降伏強度の上限は、たとえば、１２４０ＭＰａ未満であってもよく、１２００ＭＰａ未満であってよく、１１５０ＭＰａ未満であってもよい。また、本実施形態における引張降伏強度と圧縮降伏強度との測定方法は、後述する。
［強度異方性］
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下である。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性が低減されている。本明細書において、強度異方性が低減されているとは、異方性指標ＡＩが０．８００以上であることを意味する。また、本明細書において、異方性指標ＡＩとは、引張降伏強度（引張ＹＳ）に対する圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）の比（圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を意味する。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下である。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性が低減されている。本明細書において、強度異方性が低減されているとは、異方性指標ＡＩが０．８００以上であることを意味する。また、本明細書において、異方性指標ＡＩとは、引張降伏強度（引張ＹＳ）に対する圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）の比（圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を意味する。
異方性指標ＡＩの好ましい下限は０．８２０であり、さらに好ましくは０．８３０であり、さらに好ましくは０．８５０である。なお、異方性指標ＡＩの上限は、実質的に１．０００未満であり、さらに好ましくは０．９９９であり、さらに好ましくは０．９９０であり、さらに好ましくは０．９８０である。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の異方性指標ＡＩ、引張降伏強度、及び、圧縮降伏強度は、次の方法で求めることができる。まず、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の引張降伏強度と、圧縮降伏強度とを求める。
具体的に、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉの引張降伏強度は、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による合金材から、丸棒試験片を作製する。合金材の形状が板状の場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。合金材の形状が管状の場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。合金材の形状が断面円形の棒状の場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、合金材の圧延方向と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を引張降伏強度（ＭＰａ）と定義する。なお、引張降伏強度（ＭＰａ）は、得られた値の小数第一位を四捨五入して求める。
同様に、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の圧縮降伏強度は、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ Ｅ９（２０１９）に準拠した方法で、圧縮試験を行う。本実施形態による合金材から、円柱試験片を作製する。合金材の形状が板状の場合、板厚中央部から円柱試験片を作製する。合金材の形状が管状の場合、肉厚中央部から円柱試験片を作製する。合金材の形状が断面円形の棒状の場合、Ｒ／２位置から円柱試験片を作製する。円柱試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、長さ８ｍｍである。なお、円柱試験片の軸方向は、合金材の圧延方向と平行である。円柱試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で圧縮試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を圧縮降伏強度（ＭＰａ）と定義する。なお、圧縮降伏強度（ＭＰａ）は、得られた値の小数第一位を四捨五入して求める。
得られた引張降伏強度（引張ＹＳ）と、圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）とを用いて、異方性指標ＡＩ（＝圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を求めることができる。なお、異方性指標ＡＩは、得られた値の小数第四位を四捨五入して求める。
［製造方法］
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の製造方法の一例を説明する。以下、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の一例として、継目無合金管の製造方法を説明する。継目無合金管の製造方法は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材から素管を製造する工程（熱間加工工程）と、製造された素管に冷間加工を実施する工程（第一冷間加工工程）と、溶体化処理を実施する工程（溶体化処理工程）と、溶体化処理された素管に対して冷間加工を実施する工程（第二冷間加工工程）とを備える。なお、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。
本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の製造方法の一例を説明する。以下、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の一例として、継目無合金管の製造方法を説明する。継目無合金管の製造方法は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材から素管を製造する工程（熱間加工工程）と、製造された素管に冷間加工を実施する工程（第一冷間加工工程）と、溶体化処理を実施する工程（溶体化処理工程）と、溶体化処理された素管に対して冷間加工を実施する工程（第二冷間加工工程）とを備える。なお、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。
［素材準備工程］
素材準備工程では、上述した化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金を溶製する。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金は、電気炉によって溶製してもよく、Ａｒ－Ｏ２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）によって溶製してもよい。また、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）によって溶製してもよい。溶製したＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金は、造塊法によってインゴットにしてもよく、連続鋳造法によってスラブ、ブルーム、又はビレットにしてもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
素材準備工程では、上述した化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金を溶製する。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金は、電気炉によって溶製してもよく、Ａｒ－Ｏ２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）によって溶製してもよい。また、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）によって溶製してもよい。溶製したＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金は、造塊法によってインゴットにしてもよく、連続鋳造法によってスラブ、ブルーム、又はビレットにしてもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間合金材（素管）を製造する。熱間加工の方法はとくに限定されず、周知の方法でよい。すなわち、本実施形態において、熱間加工は、熱間圧延であってもよく、熱間押出であってもよく、熱間鍛造であってもよい。熱間加工において、素材の加熱温度は、たとえば、１１００～１３００℃である。
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間合金材（素管）を製造する。熱間加工の方法はとくに限定されず、周知の方法でよい。すなわち、本実施形態において、熱間加工は、熱間圧延であってもよく、熱間押出であってもよく、熱間鍛造であってもよい。熱間加工において、素材の加熱温度は、たとえば、１１００～１３００℃である。
たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施して素管を製造する場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。この場合、穿孔比は特に限定されず、たとえば、１．０～４．０である。また、穿孔圧延された素管に対して、マンドレルミル、レデューサー、サイジングミル等により熱間圧延して素管にしてもよい。
なお、本明細書でいう中間合金材とは、最終製品が合金板の場合は、板状の合金材であり、最終製品が合金管の場合は素管であり、最終製品が断面円形の中実材の場合は軸方向に垂直な断面が円形の合金材である。ここで、合金材が断面円形の中実材の場合、初めに、素材を加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出された素材に対して熱間加工を実施して、軸方向に垂直な断面が円形の中間合金材を製造する。熱間加工はたとえば、分塊圧延機による分塊圧延、又は、連続圧延機による熱間圧延である。連続圧延機は、上下方向に並んで配置された一対の孔型ロールを有する水平スタンドと、水平方向に並んで配置された一対の孔型ロールを有する垂直スタンドとが交互に配列されている。また、合金材が合金板の場合、初めに、素材を加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出された素材に対して、分塊圧延機、及び、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、合金板形状の中間合金材を製造する。
［第一冷間加工工程］
第一冷間加工工程では、製造された中間合金材（素管）に対して冷間加工を実施する。本実施形態において、冷間加工は、冷間引抜であってもよく、冷間圧延であってもよい。冷間圧延を実施する場合、たとえば、複数の冷間圧延スタンドを備える連続圧延機を用いてもよい。すなわち、本実施形態による第一冷間加工工程では、周知の冷間加工を周知の条件で実施すればよい。具体的に、冷間加工時の中間合金材（素管）の温度は、たとえば、室温～３００℃であってもよい。
第一冷間加工工程では、製造された中間合金材（素管）に対して冷間加工を実施する。本実施形態において、冷間加工は、冷間引抜であってもよく、冷間圧延であってもよい。冷間圧延を実施する場合、たとえば、複数の冷間圧延スタンドを備える連続圧延機を用いてもよい。すなわち、本実施形態による第一冷間加工工程では、周知の冷間加工を周知の条件で実施すればよい。具体的に、冷間加工時の中間合金材（素管）の温度は、たとえば、室温～３００℃であってもよい。
本実施形態による第一冷間加工工程において、好ましい冷間加工率Ｒ１（％）は５％以上である。ここで、冷間加工率Ｒ１とは、第一冷間加工工程の開始前から、第一冷間加工工程の終了後における、中間合金材（素管）の断面積の減少率を意味する。具体的に、第一冷間加工工程前の素管の横断面の面積をＳ０（１）と定義し、第一冷間加工工程後の素管の横断面の面積をＳ１（１）と定義したとき、第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１（％）は、次の式（Ａ）で定義される。
Ｒ１（％）＝１００（１－Ｓ１（１）／Ｓ０（１）） （Ａ）
Ｒ１（％）＝１００（１－Ｓ１（１）／Ｓ０（１）） （Ａ）
冷間加工率Ｒ１が５％以上であれば、後述する溶体化処理工程において、熱処理中の再結晶が促進される。その結果、製造されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の結晶粒度番号の標準偏差σを、安定して小さくすることができる。したがって、本実施形態において、第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１は、５％以上とするのが好ましい。なお、本実施形態において、第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１の上限は特に限定されないが、たとえば、３０％である。
［溶体化処理工程］
溶体化処理工程では、冷間加工が実施された中間合金材（素管）に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、素管を熱処理炉に装入し、所望の温度で保持した後、急冷する。なお、素管を熱処理炉に装入し、所望の温度で保持した後、急冷して溶体化処理を実施する場合、溶体化処理を実施する温度（溶体化温度）とは、溶体化処理を実施するための熱処理炉の温度（℃）を意味する。この場合さらに、溶体化処理を実施する時間（保持時間）とは、素管が溶体化温度で保持される時間を意味する。
溶体化処理工程では、冷間加工が実施された中間合金材（素管）に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、素管を熱処理炉に装入し、所望の温度で保持した後、急冷する。なお、素管を熱処理炉に装入し、所望の温度で保持した後、急冷して溶体化処理を実施する場合、溶体化処理を実施する温度（溶体化温度）とは、溶体化処理を実施するための熱処理炉の温度（℃）を意味する。この場合さらに、溶体化処理を実施する時間（保持時間）とは、素管が溶体化温度で保持される時間を意味する。
好ましくは、本実施形態による溶体化処理工程において、中間合金材（素管）を溶体化温度まで加熱する場合、９００～１０５０℃での滞留時間を９分以上とする。上述の化学組成を有する中間合金材では、９００℃以上では再結晶及び粒成長が進行しやすくなる。そのため、９００～１０５０℃での滞留時間が短すぎれば、中間合金材中の温度ばらつきが発生しやすくなり、再結晶及び粒成長が不均一になりやすくなる。一方、９００～１０５０℃での滞留時間が９分以上であれば、再結晶及び粒成長が均一になりやすくなる。この場合さらに、１０６０℃以上の熱処理において、再結晶が促進されやすくなる。その結果、製造されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の結晶粒度番号の標準偏差σを、安定して小さくすることができる。
したがって、本実施形態では、溶体化処理工程における加熱時の９００～１０５０℃での滞留時間を９分以上とするのが好ましい。本実施形態において、溶体化処理工程における加熱時の９００～１０５０℃での滞留時間のさらに好ましい下限は１０分である。なお、９００～１０５０℃での滞留時間が長すぎても、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態では、溶体化処理工程における加熱時の９００～１０５０℃での滞留時間の上限は、たとえば３０分である。
好ましくは、本実施形態による溶体化処理工程における溶体化温度を１０６０～１３００℃とする。溶体化温度が低すぎれば、溶体化処理後の素管に析出物（たとえば、金属間化合物であるσ相等）が残存する場合がある。この場合、製造されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の耐食性が低下する場合がある。一方、溶体化温度が高すぎても、溶体化処理の効果は飽和する。したがって、本実施形態では、溶体化処理工程における溶体化温度を１０６０～１３００℃とするのが好ましい。
素管を熱処理炉に装入し、所望の温度で保持した後、急冷して溶体化処理を実施する場合、保持時間は特に限定されず、周知の条件で実施すればよい。保持時間は、たとえば、５～１８０分である。急冷方法は、たとえば、水冷である。
［第二冷間加工工程］
冷間加工工程では、溶体化処理された中間合金材（素管）を冷間加工して、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を製造する。上述のとおり、本実施形態において、冷間加工は、冷間引抜であってもよく、冷間圧延であってもよい。すなわち、本実施形態による第二冷間加工工程でも、第一冷間加工工程と同様に、周知の冷間加工を周知の条件で実施すればよい。具体的に、冷間加工時の中間合金材（素管）の温度は、たとえば、室温～３００℃であってもよい。
冷間加工工程では、溶体化処理された中間合金材（素管）を冷間加工して、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を製造する。上述のとおり、本実施形態において、冷間加工は、冷間引抜であってもよく、冷間圧延であってもよい。すなわち、本実施形態による第二冷間加工工程でも、第一冷間加工工程と同様に、周知の冷間加工を周知の条件で実施すればよい。具体的に、冷間加工時の中間合金材（素管）の温度は、たとえば、室温～３００℃であってもよい。
本実施形態による第二冷間加工工程において、好ましい冷間加工率Ｒ２（％）は５～５０％である。ここで、冷間加工率Ｒ２とは、第二冷間加工工程の開始前から、第二冷間加工工程の終了後における、中間合金材（素管）の断面積の減少率を意味する。具体的に、第二冷間加工工程前の素管の横断面の面積をＳ０（２）と定義し、第二冷間加工工程後のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の横断面の面積をＳ１（２）と定義したとき、冷間加工率Ｒ２（％）は、次の式（Ｂ）で定義される。
Ｒ２（％）＝１００（１－Ｓ１（２）／Ｓ０（２）） （Ｂ）
Ｒ２（％）＝１００（１－Ｓ１（２）／Ｓ０（２）） （Ｂ）
冷間加工率Ｒ２が５～５０％であれば、第二冷間加工工程後のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材において、引張降伏強度を安定して７５８ＭＰａ以上にすることができる。したがって、冷間加工率Ｒ２は５～５０％とするのが好ましい。
なお、本実施形態において、上記第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１（％）と、第二冷間加工工程の冷間加工率Ｒ２（％）とが、上述の範囲を満たしているのが好ましく、製造工程における総冷間加工率は、特に限定されない。
以上の製造方法によって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を製造することができる。なお、上述の製造方法では、一例として継目無合金管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、板状等、他の形状であってもよい。板状等、他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、たとえば、素材準備工程と、熱間加工工程と、溶体化処理工程と、冷間加工工程とを備える。さらに、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。
表１Ａ及び表１Ｂに示す化学組成を有する合金を、高周波真空溶解法により溶製した。なお、表１Ａ及び表１Ｂ中の「－」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。具体的に、符号ＡのＷ含有量は、小数第二位を四捨五入して０％であったことを意味する。同様に、符号ＡのＣｕ含有量、Ｖ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及び、Ｃｏ含有量は、小数第三位を四捨五入して０％であったことを意味する。同様に、符号ＡのＣａ含有量、及び、Ｍｇ含有量は、小数第五位を四捨五入して０％であったことを意味する。
各符号の合金を用いて、造塊法により、各試験番号のインゴットを５０ｋｇ製造した。各試験番号の元素含有量と、上述の式（１）とから求めたＩを、表２に示す。
各試験番号のインゴットを１２００℃で３時間加熱した後、熱間鍛造して、断面が５０ｍｍ×５０ｍｍの角材を製造した。得られた角材を１２００℃で１時間加熱した後、熱間圧延して、板厚３０ｍｍの板材（合金板）を製造した。得られた各試験番号の合金板に対して、第一冷間加工を実施した。このとき、各試験番号の合金板に実施した第一冷間加工の冷間加工率Ｒ１（％）を、表２に示す。
第一冷間加工が実施された各試験番号の合金板に対して、溶体化処理を実施した。溶体化処理では、第一冷間加工が実施された合金板を加熱して、表２に記載の溶体化温度（℃）で、表２に記載の保持時間（分）だけ保持した後、水冷した。このとき、溶体化温度まで加熱する際、９００～１０５０℃で滞留した時間を、表２の「滞留時間（分）」欄に示す。
溶体化処理が実施された各試験番号の合金板に対して、第二冷間加工を実施した。このとき、各試験番号の合金板に実施した第二冷間加工の冷間加工率Ｒ２（％）を、表２に示す。なお、試験番号２及び５では、冷間加工として冷間引抜を実施した。試験番号２及び５を除く各試験番号では、冷間加工として冷間圧延を実施した。
また、各試験番号の合金板に対して実施された、冷間加工の総冷間加工率Ｒ（％）を表２に示す。なお、本実施例において、総冷間加工率Ｒ（％）とは、次の式（Ｃ）で定義される。
Ｒ（％）＝Ｒ１（％）＋Ｒ２（％） （Ｃ）
ここで、式（Ｃ）中のＲ１には、第一冷間加工の冷間加工率（％）が代入され、Ｒ２には、第二冷間加工の冷間加工率（％）が代入される。
Ｒ（％）＝Ｒ１（％）＋Ｒ２（％） （Ｃ）
ここで、式（Ｃ）中のＲ１には、第一冷間加工の冷間加工率（％）が代入され、Ｒ２には、第二冷間加工の冷間加工率（％）が代入される。
［評価試験］
以上の方法で製造された各試験番号の合金板に対して、以下に説明する結晶粒度番号測定試験、及び、強度異方性測定試験を実施した。
以上の方法で製造された各試験番号の合金板に対して、以下に説明する結晶粒度番号測定試験、及び、強度異方性測定試験を実施した。
［結晶粒度番号測定試験］
各試験番号の合金板に対して、結晶粒度番号測定試験を実施して、結晶粒度番号の標準偏差σを求めた。具体的に、上述の方法で作製された試験片に対して、上述の方法で顕微鏡観察を実施した。顕微鏡観察により得られた写真画像に対して画像解析を実施して、ＡＳＴＭ Ｅ１１２（２０２１）に準拠して、結晶粒度番号を測定した。各試験番号について、１０視野で得られた結晶粒度番号を、表３に示す。得られた１０個の結晶粒度番号から得られた結晶粒度番号の平均値と、標準偏差σとを、表３に示す。
各試験番号の合金板に対して、結晶粒度番号測定試験を実施して、結晶粒度番号の標準偏差σを求めた。具体的に、上述の方法で作製された試験片に対して、上述の方法で顕微鏡観察を実施した。顕微鏡観察により得られた写真画像に対して画像解析を実施して、ＡＳＴＭ Ｅ１１２（２０２１）に準拠して、結晶粒度番号を測定した。各試験番号について、１０視野で得られた結晶粒度番号を、表３に示す。得られた１０個の結晶粒度番号から得られた結晶粒度番号の平均値と、標準偏差σとを、表３に示す。
［強度異方性測定試験］
各試験番号の合金板に対して、強度異方性測定試験を実施して、異方性指標ＡＩを求めた。具体的に、まず、上述の方法で引張降伏強度（ＭＰａ）及び圧縮降伏強度（ＭＰａ）を求めた。具体的に、各試験番号の合金板の板厚中央部から、引張試験用の丸棒試験片及び圧縮試験用の円柱試験片を作製した。丸棒試験片は、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍであった。円柱試験片は、平行部直径４ｍｍ、長さ８ｍｍであった。丸棒試験片及び円柱試験片の軸方向は、合金板の圧延方向と平行であった。
各試験番号の合金板に対して、強度異方性測定試験を実施して、異方性指標ＡＩを求めた。具体的に、まず、上述の方法で引張降伏強度（ＭＰａ）及び圧縮降伏強度（ＭＰａ）を求めた。具体的に、各試験番号の合金板の板厚中央部から、引張試験用の丸棒試験片及び圧縮試験用の円柱試験片を作製した。丸棒試験片は、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍであった。円柱試験片は、平行部直径４ｍｍ、長さ８ｍｍであった。丸棒試験片及び円柱試験片の軸方向は、合金板の圧延方向と平行であった。
引張試験用の丸棒試験片に対して、常温（２５℃）、大気中でＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、引張試験を実施した。引張試験により得られた０．２％オフセット耐力を、引張降伏強度（ＭＰａ）とした。さらに、圧縮試験用の円柱試験片に対して、常温（２５℃）、大気中でＡＳＴＭ Ｅ９（２０１９）に準拠した方法で、圧縮試験を実施した。圧縮試験により得られた０．２％オフセット耐力を圧縮降伏強度（ＭＰａ）とした。得られた引張降伏強度（引張ＹＳ）に対する、圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）の比（圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を求め、異方性指標ＡＩとした。各試験番号の合金板について、得られた引張降伏強度を「引張ＹＳ（ＭＰａ）」欄に、圧縮降伏強度を「圧縮ＹＳ（ＭＰａ）」欄に、異方性指標ＡＩを「異方性指標ＡＩ」欄に示す。
［評価結果］
表１Ａ～表３を参照して、試験番号１～１４の合金板はいずれも、化学組成が適切であり、Ｉが１５．０未満であり、式（１）を満たした。これらの合金板はさらに、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下であった。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていた。さらに、異方性指標ＡＩが０．８００以上となり、強度異方性が低減されていた。
表１Ａ～表３を参照して、試験番号１～１４の合金板はいずれも、化学組成が適切であり、Ｉが１５．０未満であり、式（１）を満たした。これらの合金板はさらに、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下であった。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていた。さらに、異方性指標ＡＩが０．８００以上となり、強度異方性が低減されていた。
一方、試験番号１５～１８の合金板は、Ｎ含有量が低すぎた。さらにＩが１５．０以上であり、式（１）を満たさなかった。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
試験番号１９の合金板は、Ｎｉ含有量が高すぎた。さらにＩが１５．０以上であり、式（１）を満たさなかった。その結果、この合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
試験番号２０の合金板は、Ｃｒ含有量が低すぎ、Ｎ含有量が低すぎた。さらにＩが１５．０以上であり、式（１）を満たさなかった。その結果、この合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
試験番号２１～２３の合金板は、Ｉが１５．０以上であり、式（１）を満たさなかった。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
試験番号２４及び２５の合金板は、第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１が低すぎた。その結果、これらの合金板は、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０を超えた。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
試験番号２６及び２７の合金板は、溶体化処理工程の加熱時における９００～１０５０℃での滞留時間が短すぎた。その結果、これらの合金板は、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０を超えた。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
以上、本開示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開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：２９．０～３６．５％、
Ｃｒ：２３．０～２７．５％、
Ｍｏ：２．００～６．００％、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
希土類元素：０．０１６～０．１００％、
Ｎ：０．２２０～０．５００％、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｗ：０～６．０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～２．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、
引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である、
Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。 - 請求項１に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であって、
Ｗ：０．１～６．０％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｃｏ：０．０１～２．００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。 - 油井用継目無合金管である、
請求項１又は請求項２に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
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