JP7423852B1 - Ｆｅ－Ｎｉ合金、合金管、及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 ＬＮＧ輸送用配管などの溶接管向けの加工において簡易に優れた防錆性を得られるＦｅ－Ｎｉ合金、これを用いた合金管、及びその製造方法の提供。【解決手段】 Ｆｅ－Ｎｉ合金は、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０４０％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．２５～０．４５％、Ｐ：０．００２５～０．００５０％、Ｓ：０．０００１～０．００１２％、Ｎｉ：３５．５～３６．５％、Ｃｒ：０．０３～０．２２％、Ｃｕ：０．０１～０．１０％、Ａｌ：０．０００５～０．０１０％、Ｔｉ：０．０００５～０．０１０％、Ｎ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３～０．００２０％、Ｃａ：０．０００３～０．００１５％を含有し、残部をＦｅ及び不可避的不純物とした成分組成を有する。Ｆｅ－Ｎｉ合金管は、同合金からなる。その製造方法は、同合金からなる板材から溶接管を得て、熱処理で表面酸化皮膜を与える。【選択図】 なし
Description
本発明は、低温靱性に優れたインバーＦｅ－Ｎｉ合金、これを用いた合金管、及びその製造方法に関し、特に、ＬＮＧ輸送用配管向けに好適なＦｅ－Ｎｉ合金、合金管、及びその製造方法に関する。
Ｎｉを３０～５０ｗｔ％程度含有するインバーＦｅ－Ｎｉ合金は、成分組成の調整によって熱膨張係数を制御でき、電子部品材料として広く用いられている。また、構造部材への使用も提案されており、例えば、３６％のＮｉを含有するＦｅ－Ｎｉ合金については、熱膨張係数が小さいとともに、低温靱性にも優れることから、ＬＮＧ輸送用配管などに使用されている。
例えば、特許文献１では、ＬＮＧ輸送用配管向けのインバーＦｅ－Ｎｉ合金として、Ｆｅ中に、質量％で、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１～１％、Ｎｉ：３５～４０％、Ｔｉ：０．１～０．５％、Ｎｂ：０．１～０．５％を含有した成分組成を有する合金を開示している。構造部材への適用には溶接加工が不可欠であるところ、インバー鋼の溶接が難しいことを述べた上で、溶接金属部の靭性と耐再熱割れ性に及ぼす析出強化型元素の影響が相反することから、ＴｉとＮｂの添加量を制御すべきであることを述べている。
また、非特許文献１では、Ｆｅ－Ｎｉ系合金をＬＮＧ配管に適用したときに、施工時および運転時ともに、腐食環境に晒される場合が想定されるとした上で、応力腐食割れ(ＳＣＣ)の発生対策について述べている。ここでは、圧縮残留応力付与及び塗装密着性向上を目的としたサンドブラスト処理と、カソード防食性付与のためのジンクリッチペイント塗装と、が行われ、顕著な成果が得られたとしている。
インバー合金の応力腐食割れとその防止対策；本郷進，山本修二，竹田貴代子，高島顕，山川武人，幸英昭，小林英男；２００３年５２巻６号、ｐ．３０８－３１５
ところで、インバーＦｅ－Ｎｉ合金は非常に発錆しやすいとされている。例えば、ＬＮＧ輸送用配管の製造工程やその施工工程において、作業の都合により数日から数カ月の保管を経ることがあるが、数日の放置で錆が発生してしまい修繕が必要となる。非特許文献１では、インバーＦｅ－Ｎｉ合金を管材に加工後の塗装による防錆処理について述べているが、かかる塗装による防錆処理工程の追加は製造コストの上昇要因となる。そのため、構造材料としてのインバーＦｅ－Ｎｉ合金自体の錆びにくさが求められた。
本発明は、以上のような状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、製造加工、特に、ＬＮＧ輸送用配管などの溶接管向けの加工において簡易に優れた防錆性を得られるＦｅ－Ｎｉ合金、これを用いた合金管、及びその製造方法を提供することにある。
本発明によるＦｅ－Ｎｉ合金は、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０４０％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．２５～０．４５％、Ｐ：０．００２５～０．００５０％、Ｓ：０．０００１～０．００１２％、Ｎｉ：３５．５～３６．５％、Ｃｒ：０．０３～０．２２％、Ｃｕ：０．０１～０．１０％、Ａｌ：０．０００５～０．０１０％、Ｔｉ：０．０００５～０．０１０％、Ｎ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３～０．００２０％、Ｃａ：０．０００３～０．００１５％を含有し、残部をＦｅ及び不可避的不純物とした成分組成を有することを特徴とする。
かかる特徴によれば、熱処理により強固な表面酸化皮膜を簡易に形成させ得て、防錆性に優れる合金製品を与えることができるのである。
上記した発明において、前記成分組成は、
０．１５≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦０．４０ ・・・・・・（１）
０．００３≦２×Ａｌ＋Ｔｉ≦０．０１７ ・・・（２）
の関係式を満たすことを特徴としてもよい。かかる特徴によれば、より防錆性に優れる合金製品を与えることができるのである。
０．１５≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦０．４０ ・・・・・・（１）
０．００３≦２×Ａｌ＋Ｔｉ≦０．０１７ ・・・（２）
の関係式を満たすことを特徴としてもよい。かかる特徴によれば、より防錆性に優れる合金製品を与えることができるのである。
上記した発明において、前記成分組成において、
Ａｌ≧Ｔｉ ・・・・・・（３）
であり、かつ、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃｏ：０．０１～０．２５％、Ｗ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００１～０．００１０％の１種又は２種以上を含むことを特徴としてもよい。かかる特徴によれば、より防錆性に優れる合金製品を与えることができるのである。
Ａｌ≧Ｔｉ ・・・・・・（３）
であり、かつ、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃｏ：０．０１～０．２５％、Ｗ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００１～０．００１０％の１種又は２種以上を含むことを特徴としてもよい。かかる特徴によれば、より防錆性に優れる合金製品を与えることができるのである。
また、本発明によるＦｅ－Ｎｉ合金管は、上記したＦｅ－Ｎｉ合金からなることを特徴とする。
かかる特徴によれば、熱処理により強固な表面酸化皮膜を簡易に形成させ得て、Ｆｅ－Ｎｉ合金管、特に、ＬＮＧ輸送用配管向けＦｅ－Ｎｉ合金管として防錆性に優れるのである。
上記した発明において、溶接管であって、溶接部とともに、上記したＦｅ－Ｎｉ合金からなることを特徴としてもよい。かかる特徴によれば、熱処理により強固な表面酸化皮膜を簡易に形成させ得て、Ｆｅ－Ｎｉ合金管、特に、ＬＮＧ輸送用配管向けＦｅ－Ｎｉ合金管として、より防錆性に優れるのである。
上記した発明において、Ｆｅ及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒからなる複合酸化物からなり２～３０μｍの厚さの表面酸化皮膜を有することを特徴としてもよい。かかる特徴によれば、Ｆｅ－Ｎｉ合金管、特に、ＬＮＧ輸送用配管向けＦｅ－Ｎｉ合金管として、防錆性に優れるのである。
また、本発明によるＦｅ－Ｎｉ合金管の製造方法は、上記したＦｅ－Ｎｉ合金からなる板材を用意し、前記板材を管状に加工し溶接して溶接管とし、７５０～９００℃に加熱保持し、Ｆｅ及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒからなる複合酸化物からなる２～３０μｍの厚さの表面酸化皮膜を与えることを特徴とする。または、上記したＦｅ－Ｎｉ合金からなる板材及び溶加材を用意し、前記板材を管状に加工し前記溶加材を用いて溶接して溶接管とし、７５０～９００℃に加熱保持し、Ｆｅ及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒからなる複合酸化物からなる２～３０μｍの厚さの表面酸化皮膜を与えることを特徴とする。かかる特徴によれば、防錆性に優れるＦｅ－Ｎｉ合金管、特に、ＬＮＧ輸送用配管向けＦｅ－Ｎｉ合金管を得られるのである。
上述したように、インバーＦｅ－Ｎｉ合金は非常に発錆しやすい。そこで、本願発明者らは、主として焼鈍時の表面酸化皮膜の形成と防錆性との関係に着目して鋭意研究を重ねた。その結果、熱処理により形成される表面酸化皮膜によって防錆性を向上させるには、表面酸化皮膜の組成、密着性、及び、厚さの制御が重要であり、これには合金の化学成分、特に、微量成分の制御を必要とすることが判った。そして、以下のような合金の成分組成を採用することで、防錆性を向上させ得ることを見出した。
つまり、本実施例におけるＦｅ－Ｎｉ合金は、Ｆｅ中に、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０４０％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．２５～０．４５％、Ｐ：０．００２５～０．００５０％、Ｓ：０．０００１～０．００１２％、Ｎｉ：３５．５～３６．５％、Ｃｒ：０．０３～０．２２％、Ｃｕ：０．０１～０．１０％、Ａｌ：０．０００５～０．０１０％、Ｔｉ：０．０００５～０．０１０％、Ｎ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３～０．００２０％、Ｃａ：０．０００３～０．００１５％を含有する。このような成分組成とすることで、熱処理により強固な表面酸化皮膜を簡易に形成させ得て、この合金を用いて得られる合金製品に優れた防錆性を与え得る。また、同合金を用いて製造されたＦｅ－Ｎｉ合金管は、熱処理により強固な表面酸化皮膜を簡易に形成させ得て、例えば、ＬＮＧ輸送用配管などのように溶接管に加工した上で優れた防錆性を得られる。
また、この成分組成については、以下の関係式（１）及び（２）を更に満たすことが好ましい。関係式（１）では、低い熱膨張係数を維持しつつ、表面酸化皮膜を緻密化し安定化させるべく、Ｓｉ及びＣｒの含有量を規定している。また、関係式（２）では、低い熱膨張係数を維持しつつ、緻密で密着性の良い表面酸化皮膜を形成させるべく、Ａｌ及びＴｉの含有量を規定している。
０．１５≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦０．４０ ・・・・・・（１）
０．００３≦２×Ａｌ＋Ｔｉ≦０．０１７ ・・・（２）
０．１５≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦０．４０ ・・・・・・（１）
０．００３≦２×Ａｌ＋Ｔｉ≦０．０１７ ・・・（２）
さらに、この成分組成については、関係式（３）
Ａｌ≧Ｔｉ ・・・・・・・・・・・・（３）
を満たし、かつ、質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃｏ：０．０１～０．２５％、Ｗ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００１～０．００１０％の１種又は２種以上を含むことが好ましい。関係式（３）では、緻密で密着性の良い表面酸化皮膜を形成させるために有用なＡｌ及びＴｉの含有量について、溶接時の溶け込み性や割れ感受性の低下をも防止すべく規定している。また、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗ、Ｂの含有量については、詳細は後述するが、本実施例におけるＦｅ－Ｎｉ合金としての品質や製造性を向上させる任意添加元素としてそれぞれが規定されている。なお、これら元素量の関係式において、元素記号はその元素の含有量を質量％で表した数値の意味である。
Ａｌ≧Ｔｉ ・・・・・・・・・・・・（３）
を満たし、かつ、質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃｏ：０．０１～０．２５％、Ｗ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００１～０．００１０％の１種又は２種以上を含むことが好ましい。関係式（３）では、緻密で密着性の良い表面酸化皮膜を形成させるために有用なＡｌ及びＴｉの含有量について、溶接時の溶け込み性や割れ感受性の低下をも防止すべく規定している。また、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗ、Ｂの含有量については、詳細は後述するが、本実施例におけるＦｅ－Ｎｉ合金としての品質や製造性を向上させる任意添加元素としてそれぞれが規定されている。なお、これら元素量の関係式において、元素記号はその元素の含有量を質量％で表した数値の意味である。
Ｆｅ－Ｎｉ合金管の製造方法としては、例えば、以下の如きである。まず、原料を溶解して精錬し、連続鋳造にてスラブを得て、熱間圧延によって所定の成分組成を有する合金からなる板材を得る。板材の端部に機械加工によって開先を設けて管状に成形後、所定の溶加材（これについては後述する。）を用いて縦シーム溶接し溶接管とする。そして、焼鈍熱処理として７５０～９００℃に加熱保持して、Ｆｅ及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒからなる複合酸化物からなる２～３０μｍの厚さの表面酸化皮膜を形成させる。かかる表面酸化皮膜によって、優れた防錆性を得られる。なお、溶加材には、合金管と同様の成分組成を有する合金を用いることが好ましい。
ここで、前述の焼鈍熱処理の目的は、溶接後の残留歪みの除去にあるが、表面酸化皮膜を形成させ優れた防錆性を得ることをも含むものである。焼鈍熱処理の温度については、保持温度が低すぎると焼鈍が不充分となり表面酸化皮膜の形成厚さも薄くなってしまう。一方、焼鈍熱処理の保持温度が高すぎると、酸化によるロスが大きく歩留り低下を招く。さらに、表面酸化皮膜が厚くなり過ぎて均一性を低下させ、均一な冷却を得られず部分的な剥離を招きやすくなる。そこで、焼鈍熱処理の保持温度は７５０～９００℃、好ましくは７８０～８８０℃、より好ましくは８００～８７０℃である。
また、焼鈍熱処理の保持時間は、板厚さなどの素材の寸法及び熱処理温度によって、適宜、選択できる。この保持時間については、均一な表面酸化皮膜を形成させるように一定程度以上の時間を必要とする。一方で、保持時間が長過ぎると表面酸化皮膜を厚くし過ぎて均一性を低下させ、部分的な剥離を生じさせてしまう。このため、焼鈍熱処理の保持時間は、２～３０ｍｉｎ、好ましくは、４～２５ｍｉｎ、より好ましくは５～２０ｍｉｎである。なお、加熱保持後の冷却については、全体を均一に冷却することが好ましく、例えば、炉冷や空冷などの緩やかな冷却を採用することが好ましい。
以上のようにして得られる表面酸化皮膜は、溶接管に加工後にあっては管内面にも形成され、液体等を移送する管製品として必要な防錆性を確保し得る。なお、表面酸化皮膜は、Ｆｅ酸化物を主として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、あるいは、Ａｌ、Ｔｉを含む複合酸化物層からなり、均一性や安定性を考慮して２～３０μｍ、好ましくは５～２５μｍ、より好ましくは７～２０μｍの厚さとする。
［溶接性及び防錆性の試験］
次に、所定のＦｅ－Ｎｉ合金からなる素材板を用意し、素材板から切り出した溶接試験板による溶接性試験と、素材板を溶接加工して得た溶接管による防錆性試験について説明する。
次に、所定のＦｅ－Ｎｉ合金からなる素材板を用意し、素材板から切り出した溶接試験板による溶接性試験と、素材板を溶接加工して得た溶接管による防錆性試験について説明する。
＜素材板の製造＞
図１に示す合金１～１８、及び、合金１０１～１１８の各成分組成の合金からなる素材板を用意した。詳細には、スクラップやＮｉ母合金などの原材料を電気炉に投入して溶解し、ＡＯＤ（Argon Oxygen Decarburization）及び／又はＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）にて酸素吹精し脱炭させた。その後、Ａｌと石灰石を投入してＣｒ還元し、さらに石灰石と蛍石を投入し、合金溶湯上にＣａＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－Ｆ系スラグを形成させ、脱酸、脱硫した。その後、合金溶湯を連続鋳造機にて鋳造しスラブとし、これを熱間圧延して厚さ２０ｍｍ×幅２０００ｍｍ×長さ１００００ｍｍの圧延板とした。圧延板は、を９６０℃×１０ｍｉｎ熱処理した後に、冷却槽で水冷し、酸洗あるいは研磨によって表面の酸化皮膜を除去し、溶接管用素材となる素材板を製造した。この素材板の一部は、切り出して後述する溶接性試験に供した。
図１に示す合金１～１８、及び、合金１０１～１１８の各成分組成の合金からなる素材板を用意した。詳細には、スクラップやＮｉ母合金などの原材料を電気炉に投入して溶解し、ＡＯＤ（Argon Oxygen Decarburization）及び／又はＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）にて酸素吹精し脱炭させた。その後、Ａｌと石灰石を投入してＣｒ還元し、さらに石灰石と蛍石を投入し、合金溶湯上にＣａＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－Ｆ系スラグを形成させ、脱酸、脱硫した。その後、合金溶湯を連続鋳造機にて鋳造しスラブとし、これを熱間圧延して厚さ２０ｍｍ×幅２０００ｍｍ×長さ１００００ｍｍの圧延板とした。圧延板は、を９６０℃×１０ｍｉｎ熱処理した後に、冷却槽で水冷し、酸洗あるいは研磨によって表面の酸化皮膜を除去し、溶接管用素材となる素材板を製造した。この素材板の一部は、切り出して後述する溶接性試験に供した。
ここで、図１の各合金の成分組成について、「式１」の欄は、（Ｓｉ＋Ｃｒ）の値、「式２」の欄は（２×Ａｌ＋Ｔｉ）の値、「式３」の欄は、（Ａｌ－Ｔｉ）の値を示した。つまり、「式１」が０．１５～０．４０の範囲内であれば関係式（１）を満たすことになる。また、「式２」が０．００３～０．０１７の範囲内、「式３」が正の値であるときに関係式（２）及び（３）をそれぞれ満たすことになる。
＜溶接管の製造＞
次いで、図２に示す実施例１～１８、及び、比較例１～１８の溶接管を製造した（例えば、実施例１では、図１に示す合金１を用い上記した製造方法で得られた素材板に対して、同様に、図１に示す合金１からなる溶加材を用いて溶接を行った溶接管であることを示している）。素材板は、幅７８５ｍｍ×長さ１００００ｍｍに切断し、幅方向の端部を機械加工してＵ開先またはＸ開先を設け、外径２７６．４ｍｍ×長さ１００００ｍｍの管状に成形した。そして、所定の溶加材を用い、プラズマ及びＴＩＧ溶接機で最大２５ＫＪ／ｃｍの縦シーム溶接により溶接管とした。
次いで、図２に示す実施例１～１８、及び、比較例１～１８の溶接管を製造した（例えば、実施例１では、図１に示す合金１を用い上記した製造方法で得られた素材板に対して、同様に、図１に示す合金１からなる溶加材を用いて溶接を行った溶接管であることを示している）。素材板は、幅７８５ｍｍ×長さ１００００ｍｍに切断し、幅方向の端部を機械加工してＵ開先またはＸ開先を設け、外径２７６．４ｍｍ×長さ１００００ｍｍの管状に成形した。そして、所定の溶加材を用い、プラズマ及びＴＩＧ溶接機で最大２５ＫＪ／ｃｍの縦シーム溶接により溶接管とした。
ここで溶加材は、ＴＩＧ及びプラズマ溶接用ワイヤであり、上述した素材板の製造工程中のスラブから作成される。つまり、スラブを１２００～１０００℃の温度範囲で熱間鍛造し１００ｍｍの角柱鋼片とし、更に、１２００～９００℃の温度範囲で熱間伸線し線径９．５ｍｍの素線材とする。この素線材を冷間伸線と、１０５０～９５０℃の温度範囲での軟化焼鈍とを繰り返して、最終的に、線径１．６～１．２ｍｍの巻き線状のソリッドワイヤとするのである。
＜溶接性試験＞
溶接性試験は、素材板から溶接試験板を切り出して、バレストレイン試験によって耐溶接高温割れ性を評価し、溶接部の性状観察により健全性を評価した。
溶接性試験は、素材板から溶接試験板を切り出して、バレストレイン試験によって耐溶接高温割れ性を評価し、溶接部の性状観察により健全性を評価した。
－耐溶接高温割れ性－
バレストレイン試験では、素材板の一部を切り出して機械加工し、厚さ１０ｍｍ×長さ１２０ｍｍ×幅５０ｍｍのバレストレイン試験用溶接試験板を切り出し、ダブルビード方式のバレストレイン試験によって凝固割れ及び再熱割れを観察した。詳細には、ＴＩＧ溶接により第１ビードを入熱２５ｋＪ／ｃｍの条件で形成し、次いで、同じ入熱条件で第１ビードとラップするように第２ビードを形成した。第２ビードを形成する途中で、試験片に対して２～５％相当の曲げ歪みを急激に与え、生じた割れをマイクロスコープにより観察して割れ長さを測定し、第２ビードに形成された全ての割れの長さを合算した総割れ長さを測定した。一方、再熱割れについて、第１ビードの再熱部付近に発生する総割れ長さを測定した。
バレストレイン試験では、素材板の一部を切り出して機械加工し、厚さ１０ｍｍ×長さ１２０ｍｍ×幅５０ｍｍのバレストレイン試験用溶接試験板を切り出し、ダブルビード方式のバレストレイン試験によって凝固割れ及び再熱割れを観察した。詳細には、ＴＩＧ溶接により第１ビードを入熱２５ｋＪ／ｃｍの条件で形成し、次いで、同じ入熱条件で第１ビードとラップするように第２ビードを形成した。第２ビードを形成する途中で、試験片に対して２～５％相当の曲げ歪みを急激に与え、生じた割れをマイクロスコープにより観察して割れ長さを測定し、第２ビードに形成された全ての割れの長さを合算した総割れ長さを測定した。一方、再熱割れについて、第１ビードの再熱部付近に発生する総割れ長さを測定した。
凝固割れの評価については、総割れ長さが１ｍｍ以内であれば優良と評価して「◎」、１ｍｍを越え２ｍｍ以下であれば良と評価して「○」、２ｍｍを越え３ｍｍ以下であれば可と評価して「△」、３ｍｍを超えれば不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。一方、再熱割れについては、再熱割れ無であれば優良と評価して「◎」、総割れ長さが０．３ｍｍ以下であれば良と評価して「〇」、０．５ｍｍ以下であれば可と評価して「△」、０．５ｍｍを超えれば不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
なお、今回評価した合金系では、耐高温割れ性が全般的に高く、バレストレイン試験における歪みを２％程度とした場合に差異が明確でなかった。そのため、試験機性能の最大値である５％の歪みを付加して行った。
－溶接部の性状－
溶接部の性状観察では、溶け込み深さと溶接ビード幅を測定し、溶接部の性状の健全性について評価した。素材板の一部を切り出して、厚さ１０ｍｍの溶接部観察用溶接試験板に加工し、溶接電流２００Ａ、溶接線１５０ｍｍのＴＩＧビードオン溶接を行った。溶接部を切断してその断面のマクロ組織を観察し、ビードの溶け込み深さをマイクロスコープで測定し、溶け込み深さが板表面から３．０ｍｍ以上であれば優良と評価して「◎」、２．５ｍｍ以上３．０ｍｍ未満であれば良と評価して「○」、２．０ｍｍ以上２．５ｍｍ未満であれば可と評価して「△」、２．０ｍｍ未満であれば不可と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
溶接部の性状観察では、溶け込み深さと溶接ビード幅を測定し、溶接部の性状の健全性について評価した。素材板の一部を切り出して、厚さ１０ｍｍの溶接部観察用溶接試験板に加工し、溶接電流２００Ａ、溶接線１５０ｍｍのＴＩＧビードオン溶接を行った。溶接部を切断してその断面のマクロ組織を観察し、ビードの溶け込み深さをマイクロスコープで測定し、溶け込み深さが板表面から３．０ｍｍ以上であれば優良と評価して「◎」、２．５ｍｍ以上３．０ｍｍ未満であれば良と評価して「○」、２．０ｍｍ以上２．５ｍｍ未満であれば可と評価して「△」、２．０ｍｍ未満であれば不可と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
また、図３に示すように、溶接ビード幅の最小値Ｗｍｉｎと最大値Ｗｍａｘを測定し、その差異ΔＷを求めた。差異ΔＷが０．２５ｍｍ未満であれば優良と評価して「◎」、０．２５ｍｍ以上０．４５ｍｍ未満であれば良と評価して「〇」、０．４５ｍｍ以上０．６５ｍｍ未満であれば可と評価して「△」、０．６５ｍｍ以上であれば不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
＜防錆性試験＞
防錆性試験では、純水噴霧試験、工場内暴露試験、表面酸化皮膜の調査を行い、溶接管の防錆性を評価した。
防錆性試験では、純水噴霧試験、工場内暴露試験、表面酸化皮膜の調査を行い、溶接管の防錆性を評価した。
－防錆性／純水噴霧試験－
溶接管の防錆性について純水噴霧試験にて評価した。例えば、ステンレス鋼の防錆性の評価方法としては塩水噴霧試験が知られているが、図１に示した如きＦｅ－Ｎｉ合金の防錆性では、錆の発生が多く、試験材毎の差異を明確にしづらいと予想された。そこで、塩水噴霧試験の試験液を純水に替えた「純水噴霧試験」を行った。試験液を蒸留水とした以外はＪＩＳに規定された塩水噴霧試験と同様である。つまり、試験温度を５０℃とし、２時間噴霧＋１時間休止を１サイクルとして３サイクルの噴霧サイクルの後、噴霧試験片を観察し防錆性を評価した。噴霧試験片には、溶接管を厚さ約２０ｍｍ×幅２５ｍｍ×長さ１０ｍｍに切り出して用いたが、表面酸化皮膜の有無の比較評価のため、溶接施工後、上記したような焼鈍熱処理を行って表面酸化皮膜を形成させた試験片と、さらに酸洗し表面酸化皮膜を除去した試験片とを用意した。なお、酸化皮膜を形成するための焼鈍熱処理の保持温度（熱処理温度）と保持時間は図２に示した通りである。
溶接管の防錆性について純水噴霧試験にて評価した。例えば、ステンレス鋼の防錆性の評価方法としては塩水噴霧試験が知られているが、図１に示した如きＦｅ－Ｎｉ合金の防錆性では、錆の発生が多く、試験材毎の差異を明確にしづらいと予想された。そこで、塩水噴霧試験の試験液を純水に替えた「純水噴霧試験」を行った。試験液を蒸留水とした以外はＪＩＳに規定された塩水噴霧試験と同様である。つまり、試験温度を５０℃とし、２時間噴霧＋１時間休止を１サイクルとして３サイクルの噴霧サイクルの後、噴霧試験片を観察し防錆性を評価した。噴霧試験片には、溶接管を厚さ約２０ｍｍ×幅２５ｍｍ×長さ１０ｍｍに切り出して用いたが、表面酸化皮膜の有無の比較評価のため、溶接施工後、上記したような焼鈍熱処理を行って表面酸化皮膜を形成させた試験片と、さらに酸洗し表面酸化皮膜を除去した試験片とを用意した。なお、酸化皮膜を形成するための焼鈍熱処理の保持温度（熱処理温度）と保持時間は図２に示した通りである。
噴霧試験片の観察は、評価対象領域についてデジタルマイクロスコープ（株式会社キーエンス社製／ＶＨＸ－７０００）を用いて発生した錆面積を測定した。詳細には、デジタルマイクロスコープの「自動面積計算」機能で色公差を５に設定し、錆とそれ以外を色で２値化して錆面積を求めた。錆面積／評価対象領域面積で発錆面積率を算出し、発錆面積率に対応するＲ．Ｎ（レイティングナンバ）で防錆性を評価した。Ｒ．Ｎが９．９以上であれば優良と評価して「◎」、９．９未満９．５以上であれば良と評価して「〇」、９．５未満、９．０以上であれば可と評価して「△」、９．０未満であれば不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
－防錆性／工場内暴露試験－
更に、暴露試験によっても溶接管の防錆性を評価した。表面酸化皮膜を形成させた溶接管と表面酸化皮膜を除去した溶接管とのそれぞれについて、工場の製品置き場で２０日間保管して錆の発生を観察し防錆性を評価した。使用した工場の製品置き場は、風雨環境にさらされないものの湿度管理等が行われていない通常の製造工場内の製品置き場である。錆の発生の観察は、目視で行った。外周側は直接目視し、内周側はカメラを通して目視し、観察面積５００×５００ｍｍの範囲で錆個数を測定し、その合計を求めた。錆個数が１００個以下であれば優良と評価して「◎」、１００個を越えて１５０個以下であれば良と評価して「〇」、１５０個を越えて２００個以下であれば可と評価して「△」、２００個越であれば不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
更に、暴露試験によっても溶接管の防錆性を評価した。表面酸化皮膜を形成させた溶接管と表面酸化皮膜を除去した溶接管とのそれぞれについて、工場の製品置き場で２０日間保管して錆の発生を観察し防錆性を評価した。使用した工場の製品置き場は、風雨環境にさらされないものの湿度管理等が行われていない通常の製造工場内の製品置き場である。錆の発生の観察は、目視で行った。外周側は直接目視し、内周側はカメラを通して目視し、観察面積５００×５００ｍｍの範囲で錆個数を測定し、その合計を求めた。錆個数が１００個以下であれば優良と評価して「◎」、１００個を越えて１５０個以下であれば良と評価して「〇」、１５０個を越えて２００個以下であれば可と評価して「△」、２００個越であれば不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
－防錆性／表面酸化皮膜の観察－
さらに、焼鈍熱処理ままの溶接管についての表面酸化皮膜を観察し、防錆性を評価した。焼鈍熱処理後の溶接管から表面酸化皮膜の断面を含む皮膜観察試料を切り出し、ＦＥ－ＳＥＭに付属のＥＤＳ（エネルギー分散型分光法）にて表面酸化被膜の組成、密着性、及び、厚さについて観察した。皮膜観察試料の調製による表面酸化皮膜の剥離、脱落を防止するために、小片とした皮膜観察試料にＣｕメッキを施し、観察予定位置より５ｍｍ程度離れた位置で断面を切り出し、埋め込み後、観察予定位置まで研磨した。研摩は湿式のみで行い、細かな砥粒の研磨紙を選択し、ゆっくり丁寧に作業した。研磨断面を１０００μm長さに渡って観察し、表面酸化皮膜の剥離無しであれば優良と評価して「◎」、剥離部分が１５μｍ未満であれば良と評価して「〇」、剥離部分が１５μｍ以上３０μｍ未満であれば可と評価して「△」、これよりも広い範囲で剥離を生じたのであれば不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。また、表面酸化皮膜の厚さが、２～３０μｍの範囲であれば良と評価して「〇」、その中でも５～２０μｍとなっていたものを優良と評価して「◎」、２～３０μｍの範囲外を不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
さらに、焼鈍熱処理ままの溶接管についての表面酸化皮膜を観察し、防錆性を評価した。焼鈍熱処理後の溶接管から表面酸化皮膜の断面を含む皮膜観察試料を切り出し、ＦＥ－ＳＥＭに付属のＥＤＳ（エネルギー分散型分光法）にて表面酸化被膜の組成、密着性、及び、厚さについて観察した。皮膜観察試料の調製による表面酸化皮膜の剥離、脱落を防止するために、小片とした皮膜観察試料にＣｕメッキを施し、観察予定位置より５ｍｍ程度離れた位置で断面を切り出し、埋め込み後、観察予定位置まで研磨した。研摩は湿式のみで行い、細かな砥粒の研磨紙を選択し、ゆっくり丁寧に作業した。研磨断面を１０００μm長さに渡って観察し、表面酸化皮膜の剥離無しであれば優良と評価して「◎」、剥離部分が１５μｍ未満であれば良と評価して「〇」、剥離部分が１５μｍ以上３０μｍ未満であれば可と評価して「△」、これよりも広い範囲で剥離を生じたのであれば不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。また、表面酸化皮膜の厚さが、２～３０μｍの範囲であれば良と評価して「〇」、その中でも５～２０μｍとなっていたものを優良と評価して「◎」、２～３０μｍの範囲外を不良と評価して「×」を図２のそれぞれの欄に記した。
＜溶接部の健全性・防錆性についての評価＞
図２に示すように、実施例１～１８の溶接性試験では、凝固割れ、再熱割れを生じず、あるいは軽微であり、ビード形状、溶け込み性にも優れていて、溶接部の健全性については全て「可」以上の評価であった。Ｓ、Ｐの含有量を低減した上で、更に、Ｃａ、Ｍｇ及びＣｕの含有量を適正化することによって、このような優れた結果を得られたと考えられる。また、実施例１～１８の防錆性試験及び皮膜の観察では、焼鈍熱処理によって良好な表面酸化被膜が形成され、防錆性について全て「可」以上の評価を得た。Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌ及びＴｉの含有量を制御することにより表面酸化皮膜を適正に形成させ、優れた結果を得られたと考えられる。なお、純水噴霧試験及び工場内暴露試験の両者において、表面酸化皮膜を除去した場合、いずれにおいても不良の評価となった。このことからも、表面酸化皮膜が優れた防錆性を得るために必要である。
図２に示すように、実施例１～１８の溶接性試験では、凝固割れ、再熱割れを生じず、あるいは軽微であり、ビード形状、溶け込み性にも優れていて、溶接部の健全性については全て「可」以上の評価であった。Ｓ、Ｐの含有量を低減した上で、更に、Ｃａ、Ｍｇ及びＣｕの含有量を適正化することによって、このような優れた結果を得られたと考えられる。また、実施例１～１８の防錆性試験及び皮膜の観察では、焼鈍熱処理によって良好な表面酸化被膜が形成され、防錆性について全て「可」以上の評価を得た。Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌ及びＴｉの含有量を制御することにより表面酸化皮膜を適正に形成させ、優れた結果を得られたと考えられる。なお、純水噴霧試験及び工場内暴露試験の両者において、表面酸化皮膜を除去した場合、いずれにおいても不良の評価となった。このことからも、表面酸化皮膜が優れた防錆性を得るために必要である。
なお、実施例１～３では、関係式（１）～（３）を全て満たさない合金１～３（図１参照）をそれぞれ用いているが、防錆性評価は、表面酸化皮膜を有する場合に全て可、であった。実施例４～６では、関係式（３）を満たさない合金４～６（図１参照）をそれぞれ用いているが、防錆性評価は良であった。さらに、実施例７～１１では、関係式（１）～（３）を全て満たす合金７～１１をそれぞれ用いているが、防錆性評価は優良であった。また、実施例１２は、関係式（１）を満たさない合金１２、実施例１３及び１４は、関係式（２）を満たさない合金１３及び合金１４をそれぞれ用いており、実施例１５は、関係式（３）を満たさない合金１５を用いているが、いずれも防錆性評価において、実施例７～１１よりも低かった。これらのことから、関係式（１）～（３）を満たすことでより高い防錆性を得られると結論された。
なお、実施例１～１８では、溶接管用の素材板とシーム溶接に用いる溶加材は同じ成分組成の合金からなる。よって、上記した溶接部の健全性については、溶加材を用いずに共付け溶接した場合でも同様の評価になると考えられる。
一方、比較例１の溶接性試験では、溶け込み深さにおいて不良の評価であった。Ｃの含有量が少なかったためと考えられる、
比較例２の溶接性試験では、溶け込み深さにおいて不良の評価であった。防錆性試験では、表面酸化皮膜を形成させても表面酸化皮膜の剥離、厚さ共に不良の評価であった。そして、純水噴霧試験及び工場内暴露試験のいずれにおいても不良の評価であった。Ｓｉの含有量が少なかったためと考えられる。
比較例３の溶接性試験では、再熱割れ及びビード幅において不良の評価であった。Ｓｉの含有量が多かったためと考えられる。
比較例４の溶接性試験では、凝固割れにおいて不良の評価であった。Ｍｎの含有量が少なかったためと考えられる。
比較例５の溶接性試験では、再熱割れ及びビード幅において不良の評価であった。また、防錆性試験では、表面酸化皮膜の剥離、厚さ共に不良の評価であった。そして、純水噴霧試験及び工場内暴露試験のいずれにおいても不良の評価であった。Ｍｎの含有量が多かったためと考えられる。
比較例６の溶接性試験では、凝固割れ及び再熱割れにおいて不良の評価であった。Ｐの含有量が多かったためと考えられる。
比較例７の溶接性試験では、凝固割れ及び再熱割れにおいて不良の評価であった。Ｓの含有量が多かったためと考えられる。
比較例８の溶接性試験では、凝固割れ及び再熱割れにおいて不良の評価であった。Ｃｕの含有量が多かったためと考えられる。
比較例９の防錆性試験では、表面酸化皮膜の剥離、厚さ共に不良の評価であり、純水噴霧試験及び工場内暴露試験のいずれにおいても不良の評価であった。Ａｌの含有量が少なかったためと考えられる。
比較例１０の溶接性試験では、溶け込み深さ及びビード幅において不良の評価であった。Ａｌの含有量が多かったためと考えられる。
比較例１１の溶接性試験では、再熱割れ及びビード幅において不良の評価であった。また、防錆性試験では、表面酸化皮膜の剥離において不良の評価となり、純水噴霧試験及び工場内暴露試験のいずれにおいても不良の評価であった。Ｔｉの含有量が少なかったためと考えられる。
比較例１２の溶接性試験では、凝固割れ、再熱割れ、溶け込み深さ、ビード幅のいずれにおいても不良の評価であった。Ｔｉの含有量が多かったためと考えられる。
比較例１３の溶接性試験では、凝固割れ及び再熱割れにおいて不良の評価であった。防錆性試験では、工場内暴露試験において不良の評価であった。Ｍｇの含有量が少なかったためと考えられる。
比較例１４の溶接性試験では、ビード幅において不良の評価であった。Ｍｇの含有量が多かったためと考えられる。
比較例１５の溶接性試験では、凝固割れ及び再熱割れにおいて不良の評価であった。防錆性試験では、工場内暴露試験において不良の評価であった。Ｃａの含有量が少なかったためと考えられる。
比較例１６の溶接性試験では、溶け込み深さ及びビード幅において不良の評価であった。Ｃａの含有量が多かったためと考えられる。
比較例１７の防錆性試験では、表面酸化皮膜の剥離、厚さ共に不良の評価であり、純水噴霧試験及び工場内暴露試験のいずれにおいても不良の評価であった。Ｃｒの含有量が少なかったためと考えられる。なお、表面酸化皮膜のＥＤＳによる分析結果においてＣｒの含有が認められなかった。
比較例１８の溶接性試験では、凝固割れ、再熱割れ、ビード幅において不良の評価であった。Ｎの含有量が少なかったためと考えられる。
このように、合金１～１８であれば、実施例１～１８に示したように熱処理により強固な表面酸化皮膜を簡易に形成させ得て優れた防錆性を与え得る。
[追加試験１]
図４に示すように、溶接試験板及び溶加材に互いに異なる合金を選択した場合について、ａ～ｄの溶接試験を行った。その結果、溶接試験板ａ～ｄのいずれにおいても溶接部に割れが発生し、安定したビードを得られなかった。
図４に示すように、溶接試験板及び溶加材に互いに異なる合金を選択した場合について、ａ～ｄの溶接試験を行った。その結果、溶接試験板ａ～ｄのいずれにおいても溶接部に割れが発生し、安定したビードを得られなかった。
［追加試験２］
図５に示すように、素材板及び溶加材に互いに異なる合金を選択した溶接管について、ａ～ｏの防錆性試験、つまり、焼鈍熱処理の保持温度、保持時間を変化させた場合の防錆性の評価を行った。その結果、例えば、保持温度が高すぎる（ｋ、ｎ参照）と酸化皮膜が厚くなり過ぎ、剥離あるいはポーラスを生じて錆びの発生が多くなった。また、保持温度が低すぎると（ｊ、ｏ参照）、表面酸化皮膜が薄く不完全となって、製造工程に起因する小さなキズでも錆が発生してしまうなど、防錆性を低下させていた。
図５に示すように、素材板及び溶加材に互いに異なる合金を選択した溶接管について、ａ～ｏの防錆性試験、つまり、焼鈍熱処理の保持温度、保持時間を変化させた場合の防錆性の評価を行った。その結果、例えば、保持温度が高すぎる（ｋ、ｎ参照）と酸化皮膜が厚くなり過ぎ、剥離あるいはポーラスを生じて錆びの発生が多くなった。また、保持温度が低すぎると（ｊ、ｏ参照）、表面酸化皮膜が薄く不完全となって、製造工程に起因する小さなキズでも錆が発生してしまうなど、防錆性を低下させていた。
以上のように、追加試験１及び２を踏まえ、素材板及び溶加材に同じ合金を選択した溶接管である実施例１～１８であれば、熱処理により強固な表面酸化皮膜を形成させることができて簡易に優れた防錆性を得られるのである。
ところで、合金１～１８を含む本発明合金の成分組成の範囲は以下のように定められる。まず、必須添加元素について説明する。
Ｎｉは、Ｆｅ－Ｎｉ合金の熱膨張係数を制御する上で重要な元素である。熱膨張係数を小さく保ちつつ、防錆性を高める表面酸化皮膜を均一に形成させるために、その含有量をより精緻に規制することが必要である。このため、Ｎｉは、質量％で、３５．５～３６．５％の範囲内、好ましくは、３５．６～３６．４％の範囲内、より好ましくは３５．７～３６．３％の範囲内である。
Ｃは、機械強度を確保するために必要な元素であり、また溶加材としての使用において、溶接部の継手強度を母材部と同等にするために必要とされる。また、溶接時の溶け込み性を確保するためにも必要とされる。一方で、過剰に含有すると、炭化物を生成して、特に多層溶接の場合において溶接金属の低温靭性の劣化を招く場合がある。よって、優れた機械強度や低温靭性、低い熱膨張係数を得るためには、Ｃの含有量を厳しく制限する必要がある。これらを考慮して、Ｃは、質量％で、０．０２０～０．０４０％の範囲内、好ましくは０．０２２～０．０３７％の範囲内、より好ましくは０．０２５～０．０３５％の範囲内である。
Ｓｉは、脱酸剤として、さらには溶接時の良好な溶け込み性を維持するために有効な元素である。また、焼鈍により酸化物層の緻密化を促進して表面酸化皮膜を安定に形成させる元素である。一方で、過剰に含有すると、耐再熱割れ性を劣化させ、熱膨張係数を大きくしてしまう。これらを考慮して、Ｓｉは、質量％で、０．１０～０．３０％の範囲内、好ましくは０．１２～０．２８％の範囲内、より好ましくは０．１４～０．２６％の範囲内である。
Ｍｎは、固溶強化元素であるため母材の機械強度の向上に寄与するとともに脱酸剤としても有効な元素である。また、ＭｎＳを形成してＳの固定を促進し、熱間加工性と耐溶接割れ性を向上させる。一方で、過剰に含有すると、ＭｎＳが析出し耐溶接高温割れ性に影響するうえ表面性状も悪化させる。さらに熱膨張係数を増大させ、表面酸化皮膜を過剰に厚くしてしまう。これらを考慮して、Ｍｎは、質量％で、０．２５～０．４５％の範囲内、好ましくは０．２６～０．４３％の範囲内、より好ましくは０．２７～０．４０％の範囲内である。
Ｐは、機械強度を確保するために一定量は含有させるべき重要な元素である。一方で、過剰に含有すると、粒界に偏析して熱間加工性を低下させ、溶接高温割れを起こすため、その上限は厳しく制限する。これらを考慮して、Ｐは、質量％で、０．００２５～０．００５０％の範囲内、好ましくは０．００２７～０．００４７％の範囲内、より好ましくは０．００３０～０．００４５％の範囲内である。
Ｓは、溶接時の溶け込み性を確保するために必要な元素である。一方で、過剰に含有すると、耐溶接高温割れ性に対して特に有害である。これらを考慮して、Ｓは、質量％で、０．０００１～０．００１２％の範囲内、好ましくは０．０００２～０．００１１％の範囲内、より好ましくは０．０００３～０．００１０％の範囲内である。
Ｃｒは、固溶強化元素であり機械強度の確保に寄与し、さらに防錆性を向上させる重要な元素である。また、Ｓｉと同様に、表面酸化皮膜を安定化させる元素でもあり、Ｓｉとともに表面に複合酸化物皮膜を形成し、表面酸化皮膜の緻密化を促進させて防錆性をより向上させる。一方で、過剰に含有すると、熱膨張係数が大きくなる。これらを考慮して、Ｃｒは、質量％で、０．０３～０．２２％の範囲内、好ましくは、０．０５～０．２０％の範囲内、より好ましくは、０．０８～０．１８％の範囲内である。
Ｃｕは、ＦＣＣ相の安定度の向上に寄与する元素である。一方で、過剰に含有すると、熱膨張係数が高くなる傾向にあり、かつ溶接時の溶接高温割れ感受性が高まる。これらを考慮して、Ｃｕは、質量％で、０．０１～０．１０％の範囲内、好ましくは０．０２～０．０９％の範囲内、より好ましくは０．０３～０．０８％の範囲内である。
Ａｌは、脱酸剤としての役割を担うとともに、適正な量を合金中に残留させると、防錆性を有する複合酸化物皮膜を効果的に形成し、緻密化させて安定化させる。一方で、過剰に含有すると、熱膨張係数を高くし、溶接の溶け込み性を劣化させ、また、溶接時の湯の粘性を高めてビード形状を悪化させる。これらを考慮して、Ａｌは、質量％で、０．０００５～０．０１０％の範囲内、好ましくは０．００１０～０．００８％の範囲内、より好ましくは０．００２～０．００７％の範囲内である。
Ｔｉは、緻密で密着性の良い表面酸化被膜を効果的に形成するために必須の元素である。一方で、過剰に含有すると、熱膨張係数が高くなるとともに、溶接割れが発生しやすくなる。また、溶接時の湯の粘性を高め、ビード形状を悪化させる。これらを考慮して、Ｔｉは、質量％で、０．０００５～０．０１０％の範囲内、好ましくは０．０００７～０．００８％の範囲内、より好ましくは０．００１～０．００７％の範囲内である。
Ｎは固溶強化元素であり機械強度の確保に寄与する。一方で、過剰に含有すると、窒化物を形成して表面欠陥の発生を招く。また、高温割れ等の欠陥発生を助長するほか、溶接時の湯の粘性を高め、ビード形状を悪化させる。これらを考慮して、Ｎは、質量％で、０．０００５～０．００５０％の範囲内、好ましくは、０．０００７～０．００４０％の範囲内、より好ましくは０．０００８～０．００３５％の範囲内である。
Ｍｇは、脱酸剤としての効果とともに脱硫作用も有し、耐溶接高温割れ性に及ぼすＳの影響を軽減させることができる。一方で、過剰に添加すると、酸化物濃度を増加させて低温靭性を劣化させ、溶接ビード外観の劣化を招く。これらを考慮して、Ｍｇは、質量％で、０．０００３～０．００２０％の範囲内、好ましくは０．０００５～０．００１７％の範囲内、より好ましくは０．０００７～０．００１５％の範囲内である。
Ｃａは、脱酸剤としての効果とともに脱硫作用も有し、耐溶接高温割れ性に及ぼすＳの影響を軽減させることができる。一方で、過剰に含有すると、酸化物濃度を増加させて低温靭性を劣化させ、アークを不安定としてビードの表面性状を大きく劣化させる。これらを考慮して、Ｃａは、質量％で、０．０００３～０．００１５％の範囲内、好ましくは０．０００４～０．００１３％の範囲内、より好ましくは０．０００５～０．００１１％の範囲内である。
関係式（１）（０．１５≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦０．４０）に関し、Ｃｒ及びＳｉは、優れた防錆性を示すために必要な元素で、表面酸化皮膜を安定化、緻密化させる。一方で、これらの元素を過剰に含有すると熱膨張係数を大きくする。これらを考慮して、Ｓｉ＋Ｃｒは規制されることが好ましく、質量％で、０．１５～０．４０％の範囲内、好ましくは０．１７～０．３８％の範囲内、より好ましくは０．２０～０．３５％の範囲内である。
関係式（２）（０．００３≦２×Ａｌ＋Ｔｉ≦０．０１７）に関し、Ａｌ及びＴｉは、いずれも緻密で密着性の良い表面酸化皮膜を形成するために必要な元素である。一方で、過剰に含有すると、熱膨張係数を高くし、溶接の溶け込み性を劣化させる。これらを考慮すると、より安定した表面酸化皮膜を形成させるために、相対的に効果を大とし悪影響を小とするＡｌをより多く含有させ、更にこれらの元素の総量を規制することが好ましい。そこで、２×Ａｌ＋Ｔｉの総含有量を規定することとし、２×Ａｌ＋Ｔｉは、質量％で、００３～０．０１７％の範囲内、好ましくは０．００５～０．０１６％の範囲内、より好ましくは０．００７～０．０１５％の範囲内である。
次に、任意添加元素について説明する。
Ｍｏは、Ｆｅ－Ｎｉ合金の機械強度を効果的に上昇させる元素であり、母材部及び溶接金属部の機械強度の確保、防錆性の向上に有用な元素でもある。一方で、過剰に含有させると、熱膨張係数を高くして、さらには溶接割れの発生を助長する。これらを考慮して、Ｍｏは、質量％で、０．０１～０．１０％の範囲内、好ましくは０．０２～０．０９％の範囲内、より好ましくは０．０４～０．０８％の範囲内で任意に添加できる。
Ｃｏは、Ｎｉと同じくＦｅ－Ｎｉ合金の熱膨張係数を低く維持する元素である。密着性の高い表面酸化皮膜を形成させる効果とともに、耐溶接高温割れ性に及ぼすＳの影響を軽減させることができる。一方で、過剰に含有すると、切削性を低下させ、溶接の開先加工面の品質の安定を困難にする。これらを考慮して、Ｃｏは、質量％で、０．０１～０．２５％の範囲内、好ましくは０．０２～０．２３％の範囲内、より好ましくは０．０４～０．２０％の範囲内で任意に添加できる。
Ｗは、Ｆｅ－Ｎｉ合金の機械強度を効果的に上昇させ、防錆性も向上させる元素である。一方で、過剰に含有させると、熱膨張係数を高くし、さらには溶接割れの発生を助長する。これらを考慮して、Ｗは、質量％で、０．０１～０．０５％の範囲内、好ましくは０．０１～０．０４％の範囲内、より好ましくは０．０２～０．０４％の範囲内で任意に添加できる。
Ｂは、熱間加工性を改善する有用な元素である。一方で、過剰に含有させると、管製造時の溶接ビードの割れや母材製造工程における凝固割れを生じやすくさせる。また、表面酸化皮膜をポーラスにして防錆性に悪影響を与える。これらを考慮して、Ｂは、質量％で、０．０００１～０．００１０％の範囲内、好ましくは０．０００１～０．０００９％の範囲内、より好ましくは０．０００１～０．０００７％の範囲内と厳しく制限した範囲で任意に添加できる。
関係式（３）（Ａｌ≧Ｔｉ）に関し、Ａｌ及びＴｉは、防錆性を有する複合酸化物を効果的に生成し、緻密で密着性の良い表面酸化被膜を形成するため、大気中での防錆性の確保に役立つ。一方で、どちらも過剰に含有させると、溶接の溶け込み性や割れ感受性を劣化させるといった悪影響がある。特に、Ｔｉの方がこの悪影響を生じやすい。これらを考慮して、Ａｌ≧Ｔｉとすることが好ましい。好ましくはＡｌ＞Ｔｉである。
以上、本発明の代表的な実施例及びこれに基づく改変例を説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではなく、当業者であれば、本発明の主旨又は添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるであろう。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０２０～０．０４０％、
Ｓｉ：０．１０～０．３０％、
Ｍｎ：０．２５～０．４５％、
Ｐ：０．００２５～０．００５０％、
Ｓ：０．０００１～０．００１２％、
Ｎｉ：３５．５～３６．５％、
Ｃｒ：０．０３～０．２２％、
Ｃｕ：０．０１～０．１０％、
Ａｌ：０．０００５～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０００５～０．０１０％、
Ｎ ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００３～０．００２０％、
Ｃａ：０．０００３～０．００１５％
を含有し、残部をＦｅ及び不可避的不純物とした成分組成を有することを特徴とするＦｅ－Ｎｉ合金。 - 前記成分組成は、
０．１５≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦０．４０ ・・・・・・（１）
０．００３≦２×Ａｌ＋Ｔｉ≦０．０１７ ・・・（２）
の関係式を満たすことを特徴とする請求項１記載のＦｅ－Ｎｉ合金。 - 前記成分組成は、
Ａｌ≧Ｔｉ ・・・・・・（３）
であり、かつ、
Ｍｏ： ０．０１～０．１０％、
Ｃｏ： ０．０１～０．２５％、
Ｗ：０．０１～０．０５％、
Ｂ：０．０００１～０．００１０％
の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載のＦｅ－Ｎｉ合金。 - 前記成分組成は、
Ａｌ≧Ｔｉ ・・・・・・（３）
であり、かつ、
Ｍｏ： ０．０１～０．１０％、
Ｃｏ： ０．０１～０．２５％、
Ｗ：０．０１～０．０５％、
Ｂ：０．０００１～０．００１０％
の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項２記載のＦｅ－Ｎｉ合金。 - 溶接管であって、請求項１乃至４のうちの１つに記載のＦｅ－Ｎｉ合金からなることを特徴とするＦｅ－Ｎｉ合金管。
- Ｆｅ及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒからなる複合酸化物からなり２～３０μｍの厚さの表面酸化皮膜を有することを特徴とする請求項５記載のＦｅ－Ｎｉ合金管。
- 溶接管であって、溶接部とともに、請求項１乃至４のうちの１つに記載のＦｅ－Ｎｉ合金からなることを特徴とするＦｅ－Ｎｉ合金管。
- Ｆｅ及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒからなる複合酸化物からなり２～３０μｍの厚さの表面酸化皮膜を有することを特徴とする請求項７記載のＦｅ－Ｎｉ合金管。
- 請求項１乃至４のうちの１つに記載のＦｅ－Ｎｉ合金からなる板材を用意し、前記板材を管状に加工し溶接して溶接管とし、７５０～９００℃に加熱保持し、Ｆｅ及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒからなる複合酸化物からなる２～３０μｍの厚さの表面酸化皮膜を与えることを特徴とするＦｅ－Ｎｉ合金管の製造方法。
- 請求項１乃至４のうちの１つに記載のＦｅ－Ｎｉ合金からなる板材及び溶加材を用意し、前記板材を管状に加工し前記溶加材を用いて溶接して溶接管とし、７５０～９００℃に加熱保持し、Ｆｅ及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒからなる複合酸化物からなる２～３０μｍの厚さの表面酸化皮膜を与えることを特徴とするＦｅ－Ｎｉ合金管の製造方法。
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