JPH07197207A - オーステナイト系ステンレス鋼、配管システム及び接流体部品 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼、配管システム及び接流体部品Info
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- JPH07197207A JPH07197207A JP35293093A JP35293093A JPH07197207A JP H07197207 A JPH07197207 A JP H07197207A JP 35293093 A JP35293093 A JP 35293093A JP 35293093 A JP35293093 A JP 35293093A JP H07197207 A JPH07197207 A JP H07197207A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 金属汚染フリー、放出ガス特性、非触媒性及
び耐腐食性に優れ、配管システム、接ガス部品プロセス
装置等の構成材料に用いれば超高純度ガス供給あるいは
雰囲気を実現できるオーステナイト系ステンレスを提供
すること。 【構成】 Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有量０．０
０１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含有量０．
０１％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下であることを特
徴とする。溶接用としての用途に特に好適である。
び耐腐食性に優れ、配管システム、接ガス部品プロセス
装置等の構成材料に用いれば超高純度ガス供給あるいは
雰囲気を実現できるオーステナイト系ステンレスを提供
すること。 【構成】 Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有量０．０
０１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含有量０．
０１％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下であることを特
徴とする。溶接用としての用途に特に好適である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、オーステナイト系ステ
ンレス鋼、配管システム及び接流体部品超高純度ガス供
給システムに係わる。より詳細には、Ｍｎ含有量０．０
３％以下、Ｓ含有量０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．
０５％以下、Ｃ含有量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．
０１％以下のオーステナイト系ステンレス鋼に関する。
また、超高純度（例えば、不純物濃度数ｐｐｂ以下さら
には数ｐｐｔ以下）の流体（ガス、液）をプロセス装置
に供給するための配管システムに関する。さらに、少な
くとも超高純度の流体と接触する部分（接流体部）が内
表面に酸化クロム不動態膜が形成されているオーステナ
イト系ステンレスで構成されている接流体部品に関す
る。また、例えば半導体の成膜等を行うためのプロセス
装置に関する。
ンレス鋼、配管システム及び接流体部品超高純度ガス供
給システムに係わる。より詳細には、Ｍｎ含有量０．０
３％以下、Ｓ含有量０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．
０５％以下、Ｃ含有量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．
０１％以下のオーステナイト系ステンレス鋼に関する。
また、超高純度（例えば、不純物濃度数ｐｐｂ以下さら
には数ｐｐｔ以下）の流体（ガス、液）をプロセス装置
に供給するための配管システムに関する。さらに、少な
くとも超高純度の流体と接触する部分（接流体部）が内
表面に酸化クロム不動態膜が形成されているオーステナ
イト系ステンレスで構成されている接流体部品に関す
る。また、例えば半導体の成膜等を行うためのプロセス
装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、超高純度ガス供給配管材料にオー
ステナイト系のＳＵＳ３１６Ｌが頻繁に用いられてい
る。半導体プロセスガスにはエッチングガスとしてしば
しばＨＢｒ，ＨＣｌ等に代表されるハロゲン系の腐食性
ガスが使用される。これらのガスを純度を維持したまま
ユースポイントまで確実に供給するために配管内表面に
耐腐食性を有する酸化クロム不動態処理が開発されてい
る。この不動態表面は耐腐食性のみならずＳｉＨ4，Ｂ2
Ｈ6等の活性な特殊材料ガスに対して触媒効果を示さな
いきわめて化学的に安定な表面でもある。さらに、水
分、ハイドロカーボンを主とする不純物の吸着が非常に
少なく、たとえ吸着しても低エネルギーで除去可能な表
面でもある。但し、電解研磨表面のようなきわめてラフ
ネスの少ない平坦な表面上には１００％酸化クロム不動
態膜を表面に形成することは不可能である。従って、現
在行われている酸化クロム不動態処理はあらかじめ酸化
クロム処理前に表面に微細な加工変質層を有する電解複
合研磨、バフ研磨あるいは流動砥流研磨等が行われてい
る。
ステナイト系のＳＵＳ３１６Ｌが頻繁に用いられてい
る。半導体プロセスガスにはエッチングガスとしてしば
しばＨＢｒ，ＨＣｌ等に代表されるハロゲン系の腐食性
ガスが使用される。これらのガスを純度を維持したまま
ユースポイントまで確実に供給するために配管内表面に
耐腐食性を有する酸化クロム不動態処理が開発されてい
る。この不動態表面は耐腐食性のみならずＳｉＨ4，Ｂ2
Ｈ6等の活性な特殊材料ガスに対して触媒効果を示さな
いきわめて化学的に安定な表面でもある。さらに、水
分、ハイドロカーボンを主とする不純物の吸着が非常に
少なく、たとえ吸着しても低エネルギーで除去可能な表
面でもある。但し、電解研磨表面のようなきわめてラフ
ネスの少ない平坦な表面上には１００％酸化クロム不動
態膜を表面に形成することは不可能である。従って、現
在行われている酸化クロム不動態処理はあらかじめ酸化
クロム処理前に表面に微細な加工変質層を有する電解複
合研磨、バフ研磨あるいは流動砥流研磨等が行われてい
る。
【０００３】しかし、素材の組成までは厳密に制御され
ていないのが実情である。配管施工に不可欠な溶接にお
いては、従来腐食の根源であるＭｎを主とするヒューム
が発生し溶接部近傍において耐腐食性能を著しく劣化さ
せていた。この問題を解決するために発明者等は、入熱
量を低減した高速１周溶接を開発した。同時に、素材の
Ｍｎ含有量を可能な限り低減し、ビード幅を細くしたナ
ロービード溶接技術も併せて開発した。
ていないのが実情である。配管施工に不可欠な溶接にお
いては、従来腐食の根源であるＭｎを主とするヒューム
が発生し溶接部近傍において耐腐食性能を著しく劣化さ
せていた。この問題を解決するために発明者等は、入熱
量を低減した高速１周溶接を開発した。同時に、素材の
Ｍｎ含有量を可能な限り低減し、ビード幅を細くしたナ
ロービード溶接技術も併せて開発した。
【０００４】これらの開発によりＭｎヒューム発生量は
劇的に低減したが、素材の中にはＭｎよりさらに高い蒸
気圧をもつ元素が含まれている。完全な耐腐食性及び配
管汚染の無いチュービングシステムを構成するためには
上記に述べたＭｎのみならず他の組成の管理が重要とな
ってくる。
劇的に低減したが、素材の中にはＭｎよりさらに高い蒸
気圧をもつ元素が含まれている。完全な耐腐食性及び配
管汚染の無いチュービングシステムを構成するためには
上記に述べたＭｎのみならず他の組成の管理が重要とな
ってくる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、オーステナ
イト系ステンレスの素材の成分をを完全に制御した鋼を
用い、金属汚染フリー、放出ガス特性、非触媒性及び耐
腐食性に優れた超高純度ガス供給システムを提供するこ
とを目的とする。
イト系ステンレスの素材の成分をを完全に制御した鋼を
用い、金属汚染フリー、放出ガス特性、非触媒性及び耐
腐食性に優れた超高純度ガス供給システムを提供するこ
とを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明のオーステナイト
系ステンレス鋼は、Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有
量０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含
有量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下のであ
ることを特徴とする。本発明の配管システムは、Ｍｎ含
有量０．０３％以下、Ｓ含有量０．００１％以下、Ｃｕ
含有量０．０５％以下、Ｃ含有量０．０１％以下、Ａｌ
含有量０．０１％以下のオーステナイト系ステンレス鋼
で、内表面に酸化クロム不動態膜を有する溶接用オース
テナイト系ステンレス鋼よりなる配管を溶接して構成し
た配管システムであって、溶接部下流側には、溶接時に
発生するＭｎ，Ｓ，Ｃｕ，Ｃ，Ａｌの付着がほとんど見
られないことを特徴とする。
系ステンレス鋼は、Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有
量０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含
有量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下のであ
ることを特徴とする。本発明の配管システムは、Ｍｎ含
有量０．０３％以下、Ｓ含有量０．００１％以下、Ｃｕ
含有量０．０５％以下、Ｃ含有量０．０１％以下、Ａｌ
含有量０．０１％以下のオーステナイト系ステンレス鋼
で、内表面に酸化クロム不動態膜を有する溶接用オース
テナイト系ステンレス鋼よりなる配管を溶接して構成し
た配管システムであって、溶接部下流側には、溶接時に
発生するＭｎ，Ｓ，Ｃｕ，Ｃ，Ａｌの付着がほとんど見
られないことを特徴とする。
【０００７】本発明の接流体部品は、Ｍｎ含有量０．０
３％以下、Ｓ含有量０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．
０５％以下、Ｃ含有量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．
０１％以下のオーステナイト系ステンレス鋼で、内表面
に酸化クロム不動態膜を有するオーステナイト系ステン
レス鋼よりなることを特徴とする。本発明のプロセス装
置は、Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有量０．００１
％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含有量０．０１
％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下のオーステナイト系
ステンレス鋼で、内表面に酸化クロム不動態膜を有する
溶接用オーステナイト系ステンレス鋼よりなる材料を溶
接して構成したことを特徴とする。
３％以下、Ｓ含有量０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．
０５％以下、Ｃ含有量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．
０１％以下のオーステナイト系ステンレス鋼で、内表面
に酸化クロム不動態膜を有するオーステナイト系ステン
レス鋼よりなることを特徴とする。本発明のプロセス装
置は、Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有量０．００１
％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含有量０．０１
％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下のオーステナイト系
ステンレス鋼で、内表面に酸化クロム不動態膜を有する
溶接用オーステナイト系ステンレス鋼よりなる材料を溶
接して構成したことを特徴とする。
【０００８】
【作用】以下に本発明の作用を、本発明をなすに際して
得た知見とともに説明する。本発明では、オーステナイ
ト系ステンレス鋼を構成する成分、特にＭｎ、Ｓ、Ｃ
ｕ、Ｃ及びＡｌの含有量を制限したことに価値がある。
例えば、配管内表面処理として酸化クロム不動態膜を表
面に形成するうえで、Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含
有量０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ
含有量０．０１％以下及びＡｌ含有量０．０１％以下に
低減することにより、より緻密でアモルファスな膜を形
成することが可能となる。
得た知見とともに説明する。本発明では、オーステナイ
ト系ステンレス鋼を構成する成分、特にＭｎ、Ｓ、Ｃ
ｕ、Ｃ及びＡｌの含有量を制限したことに価値がある。
例えば、配管内表面処理として酸化クロム不動態膜を表
面に形成するうえで、Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含
有量０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ
含有量０．０１％以下及びＡｌ含有量０．０１％以下に
低減することにより、より緻密でアモルファスな膜を形
成することが可能となる。
【０００９】また、溶接時においては金属を溶融した状
態で結合させるため、蒸気圧の高い元素が溶接時のバッ
クシールドガスに浮遊し溶接部下流側に再付着する。こ
れらの元素が再付着した場所において、水分を含有した
ハロゲン系ガスが流れると、著しく腐食が促進される。
これは再付着した元素と下地の金属成分との間で電池化
学反応が起こり局所的に腐食を助長させるためである。
特に、ステンレスを構成する元素の中でもＭｎ、Ｃｕ及
びＳは他の組成に比べ数桁高い蒸気圧を示す。
態で結合させるため、蒸気圧の高い元素が溶接時のバッ
クシールドガスに浮遊し溶接部下流側に再付着する。こ
れらの元素が再付着した場所において、水分を含有した
ハロゲン系ガスが流れると、著しく腐食が促進される。
これは再付着した元素と下地の金属成分との間で電池化
学反応が起こり局所的に腐食を助長させるためである。
特に、ステンレスを構成する元素の中でもＭｎ、Ｃｕ及
びＳは他の組成に比べ数桁高い蒸気圧を示す。
【００１０】従って、これらの組成比を上記に示した値
に制御することで、溶接時に発生するヒュームは著しく
低減することがＥＡＣＡ，ＴＲＸＲＦ及びＩＣＰ−ＭＳ
等の評価結果より明かとなった。この結果、ＨＣｌガス
による腐食テストにおいても、ヒューム付着による腐食
は見られなかった。なお、本発明に係るオーステナイト
系ステンレス鋼の溶接は、例えばタングステンイナート
ガス溶接、アークガス溶接等が例示される。
に制御することで、溶接時に発生するヒュームは著しく
低減することがＥＡＣＡ，ＴＲＸＲＦ及びＩＣＰ−ＭＳ
等の評価結果より明かとなった。この結果、ＨＣｌガス
による腐食テストにおいても、ヒューム付着による腐食
は見られなかった。なお、本発明に係るオーステナイト
系ステンレス鋼の溶接は、例えばタングステンイナート
ガス溶接、アークガス溶接等が例示される。
【００１１】また、溶接方法としては、溶接部への入熱
量を６００ジュール／ｃｍ以下とする溶接方法が本発明
のオーステナイト系ステンレス鋼の溶接には非常に好ま
しい。溶接速度を２０ｃｍ／ｍｉｎ以上とすることが好
ましく、また、溶接部の表面に対し垂直成分を有する磁
場を印加しながら溶接することが好ましい。また、その
磁場は５０ガウス以上とすることが好ましい。溶接ビー
ド幅を１ｍｍ以下とすることが好ましい。また、管など
の場合１周（１回転）溶接を行っても十分な溶接特性が
得られる。なお、平成４年特許出願３０３６８１号（平
成４年１１月１３日出願）に開示されている溶接方法を
適宜本発明で適用できる。
量を６００ジュール／ｃｍ以下とする溶接方法が本発明
のオーステナイト系ステンレス鋼の溶接には非常に好ま
しい。溶接速度を２０ｃｍ／ｍｉｎ以上とすることが好
ましく、また、溶接部の表面に対し垂直成分を有する磁
場を印加しながら溶接することが好ましい。また、その
磁場は５０ガウス以上とすることが好ましい。溶接ビー
ド幅を１ｍｍ以下とすることが好ましい。また、管など
の場合１周（１回転）溶接を行っても十分な溶接特性が
得られる。なお、平成４年特許出願３０３６８１号（平
成４年１１月１３日出願）に開示されている溶接方法を
適宜本発明で適用できる。
【００１２】なお、クロム不動態膜の形成方法として
は、次の方法が好ましい。すなわち、電解複合研磨等の
方法により表面に微細な加工変質層を形成し、次いで、
不活性ガス中においてベーキングを行うことにより該ス
テンレス鋼の表面から水分を除去し、次いで、不活性ガ
スと、５００ｐｐｂ〜２％のＨ2Ｏガスとの混合ガス雰
囲気中において、４５０℃〜６００℃の温度で熱処理を
行うことにより最表面に非晶質のクロム酸化物からなる
層を有する酸化不動態膜を形成する方法。
は、次の方法が好ましい。すなわち、電解複合研磨等の
方法により表面に微細な加工変質層を形成し、次いで、
不活性ガス中においてベーキングを行うことにより該ス
テンレス鋼の表面から水分を除去し、次いで、不活性ガ
スと、５００ｐｐｂ〜２％のＨ2Ｏガスとの混合ガス雰
囲気中において、４５０℃〜６００℃の温度で熱処理を
行うことにより最表面に非晶質のクロム酸化物からなる
層を有する酸化不動態膜を形成する方法。
【００１３】また、表面を電解複合研磨などにより微細
な加工変質層を形成し、次いで、不活性ガス中において
ベーキングを行うことによりステンレス鋼の表面から水
分を除去し、次いで、不活性ガスと、４ｐｐｍ〜１％の
酸素ガスとの混合ガス雰囲気中において、４５０℃〜６
００℃の温度で熱処理を行うことにより最表面に非晶質
のクロム酸化物からなる層を有する酸化不動態膜を形成
する方法。
な加工変質層を形成し、次いで、不活性ガス中において
ベーキングを行うことによりステンレス鋼の表面から水
分を除去し、次いで、不活性ガスと、４ｐｐｍ〜１％の
酸素ガスとの混合ガス雰囲気中において、４５０℃〜６
００℃の温度で熱処理を行うことにより最表面に非晶質
のクロム酸化物からなる層を有する酸化不動態膜を形成
する方法。
【００１４】さらに、上記混合ガスに水素を１０％添加
することが好ましい。なお、本発明におけるプロセス装
置とは、半導体製造装置、超電導薄膜製造装置、磁性薄
膜製造装置、金属薄膜製造装置、誘電体薄膜製造装置等
であり、例えばスパッタ、真空蒸着，ＣＶＤ、ＰＣＶ
Ｄ、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ、ドライエッチング、イオン注
入、拡散・酸化炉等の成膜装置及び処理装置、また、例
えばオージェ電子分光、ＸＰＳ、ＳＩＭＳ、ＲＨＥＥ
Ｄ，ＴＲＸＲＦ等の評価装置である。また、超純水製造
供給装置及びその供給配管系も本発明のプロセス装置に
含まれる。
することが好ましい。なお、本発明におけるプロセス装
置とは、半導体製造装置、超電導薄膜製造装置、磁性薄
膜製造装置、金属薄膜製造装置、誘電体薄膜製造装置等
であり、例えばスパッタ、真空蒸着，ＣＶＤ、ＰＣＶ
Ｄ、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ、ドライエッチング、イオン注
入、拡散・酸化炉等の成膜装置及び処理装置、また、例
えばオージェ電子分光、ＸＰＳ、ＳＩＭＳ、ＲＨＥＥ
Ｄ，ＴＲＸＲＦ等の評価装置である。また、超純水製造
供給装置及びその供給配管系も本発明のプロセス装置に
含まれる。
【００１５】
【実施例】以下本発明実施例を挙げて詳細に説明する。
なお、当然のことであるが、本発明は以下の実施例に限
定されるものではない。 （実施例１）本実施例では、試料として、図１の表１中
のサンプルＡの組成を有するオーステナイト系ステンレ
ス鋼を用いた。
なお、当然のことであるが、本発明は以下の実施例に限
定されるものではない。 （実施例１）本実施例では、試料として、図１の表１中
のサンプルＡの組成を有するオーステナイト系ステンレ
ス鋼を用いた。
【００１６】この試料をあらかじめ電解複合研磨処理
し、その後精密洗浄し、酸化クロム処理用チャンバーの
中で表面処理を行った。酸化クロム処理に用いたガスは
１０％Ｈ2と１００ｐｐｍＨ2ＯをＡｒガスで希釈を行
い、５００℃で１時間の熱処理を行った。処理後のサン
プルをＥＳＣＡを用いて深さ方向への組成を評価した。
この結果を図２に示す。最表面から深さ約１５ｎｍにわ
たり１００％Ｃｒ2Ｏ3不動態膜が形成された。
し、その後精密洗浄し、酸化クロム処理用チャンバーの
中で表面処理を行った。酸化クロム処理に用いたガスは
１０％Ｈ2と１００ｐｐｍＨ2ＯをＡｒガスで希釈を行
い、５００℃で１時間の熱処理を行った。処理後のサン
プルをＥＳＣＡを用いて深さ方向への組成を評価した。
この結果を図２に示す。最表面から深さ約１５ｎｍにわ
たり１００％Ｃｒ2Ｏ3不動態膜が形成された。
【００１７】（実施例２）表１中のサンプルＡを用いて
溶接時に発生する金属ヒュームの評価を行った。１／４
インチ径で内面に電解研磨処理を施したサンプルチュー
ブを端面で突き合わせてＴＩＧ溶接した。下記の２種類
の溶接条件で溶接した。 溶接条件１ 溶接速度：７．５ｒｐｍ 溶接回数：２周溶接 ビード幅：２ｍｍ 溶接条件２ 溶接速度：３０ｒｐｍ 溶接回数：１周溶接 ビード幅：２ｍｍ 溶接後、ビード部近傍の最表面をＥＳＣＡを用いＦｅ、
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎに関して評価を行った。その結果を図
３に示す。溶接条件の場合を○、溶接条件２の場合を□
で示す。どちらの溶接条件においてもＭｎはビード部近
傍で検出されなかった。従って、母材のＭｎ含有量を
０．０３％以下に低減することにより、溶接時に発生す
るＭｎヒュームは入熱量の如何に係わらず発生しないこ
とが分かる。
溶接時に発生する金属ヒュームの評価を行った。１／４
インチ径で内面に電解研磨処理を施したサンプルチュー
ブを端面で突き合わせてＴＩＧ溶接した。下記の２種類
の溶接条件で溶接した。 溶接条件１ 溶接速度：７．５ｒｐｍ 溶接回数：２周溶接 ビード幅：２ｍｍ 溶接条件２ 溶接速度：３０ｒｐｍ 溶接回数：１周溶接 ビード幅：２ｍｍ 溶接後、ビード部近傍の最表面をＥＳＣＡを用いＦｅ、
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎに関して評価を行った。その結果を図
３に示す。溶接条件の場合を○、溶接条件２の場合を□
で示す。どちらの溶接条件においてもＭｎはビード部近
傍で検出されなかった。従って、母材のＭｎ含有量を
０．０３％以下に低減することにより、溶接時に発生す
るＭｎヒュームは入熱量の如何に係わらず発生しないこ
とが分かる。
【００１８】比較のために、表１のサンプルＢを用いて
溶接条件２で溶接を行った。その結果を図３に実線
（●）で示す。 （実施例３）実施例２の別の評価方法として溶接後のサ
ンプルを超純水で洗浄を行い、この超純水をＩＣＰ−Ｍ
Ｓを用いて溶出した金属を測定した。溶接サンプルは外
径１／４インチ、長さ５００ｍｍのチューブの中に９個
所の突き合わせ溶接部を含んでいる。超純水洗浄の流量
は２５０ｃｃ／ｍｉｎで４分間、計１リットルをボトル
に受け、これを連続５回行った。
溶接条件２で溶接を行った。その結果を図３に実線
（●）で示す。 （実施例３）実施例２の別の評価方法として溶接後のサ
ンプルを超純水で洗浄を行い、この超純水をＩＣＰ−Ｍ
Ｓを用いて溶出した金属を測定した。溶接サンプルは外
径１／４インチ、長さ５００ｍｍのチューブの中に９個
所の突き合わせ溶接部を含んでいる。超純水洗浄の流量
は２５０ｃｃ／ｍｉｎで４分間、計１リットルをボトル
に受け、これを連続５回行った。
【００１９】ここで使用した試料と表１のサンプルとの
組合は次ぎの通りである。 サンプルＡ 溶接条件３ 溶接速度：３０ｒｐｍ 溶接回数：１周溶接 ビード幅：１ｍｍ サンプルＣ 溶接条件２ 溶接速度：３０ｒｐｍ 溶接回数：１周溶接 ビード幅：２ｍｍ サンプルＢ 溶接条件１ 溶接速度：７．５ｒｐｍ 溶接回数：２周溶接 ビード幅：２ｍｍ Ｍｎについてまとめた結果を図４に示す。
組合は次ぎの通りである。 サンプルＡ 溶接条件３ 溶接速度：３０ｒｐｍ 溶接回数：１周溶接 ビード幅：１ｍｍ サンプルＣ 溶接条件２ 溶接速度：３０ｒｐｍ 溶接回数：１周溶接 ビード幅：２ｍｍ サンプルＢ 溶接条件１ 溶接速度：７．５ｒｐｍ 溶接回数：２周溶接 ビード幅：２ｍｍ Ｍｎについてまとめた結果を図４に示す。
【００２０】、ではＭｎ発生量が著しく多いのに対
し、本発明にかかるサンプルＡを用いた高速１周ナロー
ビード溶接ではＩＣＰ−ＭＳの測定結果からトータル１
ｎｇ検出されただけであり、これはほとんど無視できる
数値である。つまり、この溶接手法を用いれば溶接時に
おけるＭｎヒュームの発生は無くなる。これは実施例２
に示すＥＳＣＡの結果を裏付けている。
し、本発明にかかるサンプルＡを用いた高速１周ナロー
ビード溶接ではＩＣＰ−ＭＳの測定結果からトータル１
ｎｇ検出されただけであり、これはほとんど無視できる
数値である。つまり、この溶接手法を用いれば溶接時に
おけるＭｎヒュームの発生は無くなる。これは実施例２
に示すＥＳＣＡの結果を裏付けている。
【００２１】ここで注意を要することは、母材中のＭｎ
と付着Ｍｎ量とは比例関係にはないということである。
サンプルＡとサンプルＣとを比較して説明する。サンプ
ルＡの含有Ｍｎ量は表１に示す通り０．０１％であり、
サンプルＣのＭｎ量は０．２３％である。すなわち、サ
ンプルＡのＭｎ量はサンプルＣのＭｎ量の約２０分の１
である。本実施例では上記のようにサンプルＡとサンプ
ルＣとは同じ溶接条件である。同じ溶接条件で溶接後の
Ｍｎ付着量は図４からサンプルＡは１．０ｎｇ、サンプ
ルＣは０．２μｇである。すなわち、付着量は、サンプ
ルＡはサンプルＣの２００分の１である。このような付
着量が減少母材含有量に比例せず、激減する減少はＭｎ
が０．０３％以下の範囲で起こることが確かめられてい
る。従って、Ｍｎ：０．０３％には重要な臨界的意義が
存在するのである。
と付着Ｍｎ量とは比例関係にはないということである。
サンプルＡとサンプルＣとを比較して説明する。サンプ
ルＡの含有Ｍｎ量は表１に示す通り０．０１％であり、
サンプルＣのＭｎ量は０．２３％である。すなわち、サ
ンプルＡのＭｎ量はサンプルＣのＭｎ量の約２０分の１
である。本実施例では上記のようにサンプルＡとサンプ
ルＣとは同じ溶接条件である。同じ溶接条件で溶接後の
Ｍｎ付着量は図４からサンプルＡは１．０ｎｇ、サンプ
ルＣは０．２μｇである。すなわち、付着量は、サンプ
ルＡはサンプルＣの２００分の１である。このような付
着量が減少母材含有量に比例せず、激減する減少はＭｎ
が０．０３％以下の範囲で起こることが確かめられてい
る。従って、Ｍｎ：０．０３％には重要な臨界的意義が
存在するのである。
【００２２】（実施例４）溶接時に発生するヒュームの
定量及び定量を評価するために、溶接時のバックシール
ドガスをＳｉウェハに吹き付け、そのＳｉ表面に付着し
た元素をＴＲＸＲＦを用いて評価を試みた。実験方法を
図５に示す。評価するサンプルチューブの末端にあらか
じめ自然酸化膜を除去した５インチＳｉウェハをセツト
し、上流から５％Ｈ2／Ａｒのバックシールドガスを流
量６リットル／ｍｉｎで流しながら溶接を行い、このバ
ツクシールドガスをＳｉウェハに吹き付けた。この時、
Ｓｉウエハには十２ｋｖを印加しなるべくヒュームが付
着し易くさせた。
定量及び定量を評価するために、溶接時のバックシール
ドガスをＳｉウェハに吹き付け、そのＳｉ表面に付着し
た元素をＴＲＸＲＦを用いて評価を試みた。実験方法を
図５に示す。評価するサンプルチューブの末端にあらか
じめ自然酸化膜を除去した５インチＳｉウェハをセツト
し、上流から５％Ｈ2／Ａｒのバックシールドガスを流
量６リットル／ｍｉｎで流しながら溶接を行い、このバ
ツクシールドガスをＳｉウェハに吹き付けた。この時、
Ｓｉウエハには十２ｋｖを印加しなるべくヒュームが付
着し易くさせた。
【００２３】表１に示す３種類のサンプルにつき、次ぎ
の溶接条件で溶接を行った。 溶接条件３ 溶接速度：３０ｒｐｍ 溶接回数：１周溶接 ビード幅：１ｍｍ また、ＴＲＸＲＦの結果をまとめて図６に示す。
の溶接条件で溶接を行った。 溶接条件３ 溶接速度：３０ｒｐｍ 溶接回数：１周溶接 ビード幅：１ｍｍ また、ＴＲＸＲＦの結果をまとめて図６に示す。
【００２４】サンプルＡ材においてはＴＲＸＲＦの検出
限界（１．０×１０10ａｔｏｍｓ／ｃｍ2）以下であっ
た。また、Ｓに関しても１×１０11ａｔｏｍｓ／ｃｍ2
以下であった。これは従来の化学組成をもつサンプルＢ
材に比ベ非常に少ない。さらに、Ｃ，Ｃｕ，Ｓ，Ａｌに
ついても激減していた。ここで、注目すべき現象は、Ｓ
の含有量は、サンプルＡ、サンプルＢ、サンプルＣとも
ほぼ同じであるにもかかわらず付着量は、サンプルＡが
著しく少ないことである。その理由は明かではない。
限界（１．０×１０10ａｔｏｍｓ／ｃｍ2）以下であっ
た。また、Ｓに関しても１×１０11ａｔｏｍｓ／ｃｍ2
以下であった。これは従来の化学組成をもつサンプルＢ
材に比ベ非常に少ない。さらに、Ｃ，Ｃｕ，Ｓ，Ａｌに
ついても激減していた。ここで、注目すべき現象は、Ｓ
の含有量は、サンプルＡ、サンプルＢ、サンプルＣとも
ほぼ同じであるにもかかわらず付着量は、サンプルＡが
著しく少ないことである。その理由は明かではない。
【００２５】Ｓ，Ｃｕ，ＣについてもＭｎについて述べ
たと同様、Ｓについては０．００１、Ｃｕについては
０．０５％、Ｃについては０．０１％、Ａｌについえは
０．０１％を境にとして付着量は激減する。従って、そ
れぞれの値には臨界的意義を認めることができる。 （実施例５）表１のサンプルＡ材を用いて溶接サンプル
を作成し、ＨＣｌガスを用いて腐食テストを行った。溶
接条件は、３０ｒｐｍ×１回転、ビード幅１ｍｍ（溶接
条件）である。
たと同様、Ｓについては０．００１、Ｃｕについては
０．０５％、Ｃについては０．０１％、Ａｌについえは
０．０１％を境にとして付着量は激減する。従って、そ
れぞれの値には臨界的意義を認めることができる。 （実施例５）表１のサンプルＡ材を用いて溶接サンプル
を作成し、ＨＣｌガスを用いて腐食テストを行った。溶
接条件は、３０ｒｐｍ×１回転、ビード幅１ｍｍ（溶接
条件）である。
【００２６】ＨＣｌガスの封止は温度１００℃、圧力５
ｋｇ／ｃｍ２で２４時間の加速テストを行った。封止
後、Ａｒガスで十分パージを行い、ビード部及びビード
部下流５ｍｍのＳＥＭ観察（倍率３０００）を行った。
その結果を図７（ａ）に示す。比較のために、サンプル
Ｂを、回転速度７．５ｒｐｍ、回転数：２周溶接、ビー
ド幅１ｍｍなる溶接条件で溶接して作製した場合のサン
プルを図７（ｂ）に示す。
ｋｇ／ｃｍ２で２４時間の加速テストを行った。封止
後、Ａｒガスで十分パージを行い、ビード部及びビード
部下流５ｍｍのＳＥＭ観察（倍率３０００）を行った。
その結果を図７（ａ）に示す。比較のために、サンプル
Ｂを、回転速度７．５ｒｐｍ、回転数：２周溶接、ビー
ド幅１ｍｍなる溶接条件で溶接して作製した場合のサン
プルを図７（ｂ）に示す。
【００２７】サンプルＡの場合は劇的に腐食は低減して
いることが分かる。
いることが分かる。
【００２８】
【発明の効果】本発明によれば、金属汚染フリー、放出
ガス特性、非触媒性及び耐腐食性に優れたオーステナイ
ト系ステンレスを提供することができる。また、溶接を
行っても腐食の原因となるヒュームの発生がほとんどな
く、溶接状態のままで、十分な耐食性を有する溶接用の
オーステナイト系ステンレス鋼を提供することができ
る。
ガス特性、非触媒性及び耐腐食性に優れたオーステナイ
ト系ステンレスを提供することができる。また、溶接を
行っても腐食の原因となるヒュームの発生がほとんどな
く、溶接状態のままで、十分な耐食性を有する溶接用の
オーステナイト系ステンレス鋼を提供することができ
る。
【００２９】上記オーステナイト系ステンレス鋼を用い
て、配管、接流体部品、プロセス装置、流体供給システ
ムを構成すれば、超高純度のガス、液をプロセス装置に
供給することができるとともに、超高純度の雰囲気中で
成膜等を行うことが可能となる。
て、配管、接流体部品、プロセス装置、流体供給システ
ムを構成すれば、超高純度のガス、液をプロセス装置に
供給することができるとともに、超高純度の雰囲気中で
成膜等を行うことが可能となる。
【図１】実施例で用いたサンプルの組成を示す表であ
る。
る。
【図２】表面に形成された酸化不動態膜の組成を示すＥ
ＳＣＡ分析グラフである。
ＳＣＡ分析グラフである。
【図３】溶接後における表面の付着物の状態を示すグラ
フである。
フである。
【図４】溶接後におけるヒューム発生量を示すグラフで
ある。
ある。
【図５】図４に示すヒューム発生量を測定するための装
置概念図である。
置概念図である。
【図６】ＴＲＸＲＦによるヒューム分析結果を示すグラ
フである。
フである。
【図７】耐腐食性を示すための写真である。
Claims (9)
- 【請求項１】 Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有量
０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含有
量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下であるこ
とを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 内表面に酸化クロム不動態膜を有するこ
とを特徴とする請求項１記載のオーステナイト系ステン
レス鋼。 - 【請求項３】 前記オーステナイト系ステンレス鋼は溶
接用オーステナイト系ステンレス鋼であることを特徴と
する請求項１又は２記載のオーステナイト系ステンレス
鋼。 - 【請求項４】 前記クロム不動態膜は、微結晶化した加
工変質層を有す表面上に形成されたことを特徴とする請
求項２又は３記載のオーステナイト系ステンレス鋼。 - 【請求項５】 前記加工変質層は、研磨材を用いた機械
研磨、バフ研磨、電解複合研磨あるいは流動砥粒研磨に
より形成されたことを特徴とする請求項４記載のオース
テナイト系ステンレス鋼。 - 【請求項６】 Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有量
０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含有
量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下のオース
テナイト系ステンレス鋼で、内表面に酸化クロム不動態
膜を有する溶接用オーステナイト系ステンレス鋼よりな
る配管を溶接して構成した配管システムであって、溶接
部下流側には、溶接時に発生するＭｎ，Ｓ，Ｃｕ，Ｃ，
Ａｌの付着がほとんど見られないことを特徴とする配管
システム。 - 【請求項７】 Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有量
０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含有
量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下のオース
テナイト系ステンレス鋼で、内表面に酸化クロム不動態
膜を有するオーステナイト系ステンレス鋼よりなる接流
体部品。 - 【請求項８】 前記接流体部品は、チューブ、バルブ、
マスフローコントローラ、継ぎ手、フィルター、レギュ
レータであることを特徴とする請求項７記載の接流体部
品。 - 【請求項９】 Ｍｎ含有量０．０３％以下、Ｓ含有量
０．００１％以下、Ｃｕ含有量０．０５％以下、Ｃ含有
量０．０１％以下、Ａｌ含有量０．０１％以下のオース
テナイト系ステンレス鋼で、内表面に酸化クロム不動態
膜を有する溶接用オーステナイト系ステンレス鋼よりな
る材料を溶接して構成したことを特徴とするプロセス装
置。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35293093A JP3558672B2 (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | オーステナイト系ステンレス鋼、配管システム及び接流体部品 |
| PCT/JP1994/002257 WO1995018240A1 (fr) | 1993-12-30 | 1994-12-27 | Acier austenitique inoxydable, systeme de tuyauterie et pieces en contact avec les fluides |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35293093A JP3558672B2 (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | オーステナイト系ステンレス鋼、配管システム及び接流体部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07197207A true JPH07197207A (ja) | 1995-08-01 |
| JP3558672B2 JP3558672B2 (ja) | 2004-08-25 |
Family
ID=18427429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35293093A Expired - Fee Related JP3558672B2 (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | オーステナイト系ステンレス鋼、配管システム及び接流体部品 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3558672B2 (ja) |
| WO (1) | WO1995018240A1 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0955185A (ja) * | 1995-08-11 | 1997-02-25 | Furontetsuku:Kk | 校正ガス系統を備えたマスフィルター型ガス分析計及びその操作方法 |
| JPH0978221A (ja) * | 1995-09-20 | 1997-03-25 | Tadahiro Omi | 溶接部材、配管、配管システム及び溶接方法並びにクリーンルーム |
| JPH1143745A (ja) * | 1997-07-25 | 1999-02-16 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐食性に優れた焼却炉体 |
| JP2001032100A (ja) * | 1999-04-06 | 2001-02-06 | Crucible Materials Corp | 不動態処理表面層を有するオーステナイト系ステンレス鋼製物品 |
| US6220500B1 (en) | 1997-08-08 | 2001-04-24 | Tadahiro Ohmi | Welding method for fluorine-passivated member for welding, fluorine-passivation method after being weld, and welded parts |
| US6436353B1 (en) | 1997-06-13 | 2002-08-20 | Tadahiro Ohmi | Gas recovering apparatus |
| US6462298B1 (en) | 1997-03-20 | 2002-10-08 | Fujikin Inc. | Long life welding electrode and its fixing structure, welding head and welding method |
| US6940034B2 (en) | 1997-03-20 | 2005-09-06 | Tadahiro Ohmi | Long life welding electrode and its fixing structure, welding head, and welding method |
| US7216534B2 (en) | 2003-05-27 | 2007-05-15 | Dainippon Screen Mfg. Co., Ltd. | Substrate processing apparatus and thermal type flowmeter suitable to the same |
| WO2013146034A1 (ja) * | 2012-03-28 | 2013-10-03 | 新日鐵住金株式会社 | 含Ｃｒオーステナイト合金およびその製造方法 |
| JP2020172693A (ja) * | 2019-04-12 | 2020-10-22 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5456018A (en) * | 1977-10-12 | 1979-05-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenitic steel with superior oxidation resistance for high temperature use |
| JPS5952646A (ja) * | 1982-09-17 | 1984-03-27 | 日新製鋼株式会社 | 耐パウダリング性に優れた溶接性塗装鋼板 |
| JPS60230963A (ja) * | 1984-04-27 | 1985-11-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 湿食環境用オ−ステナイト鋼 |
| US4545826A (en) * | 1984-06-29 | 1985-10-08 | Allegheny Ludlum Steel Corporation | Method for producing a weldable austenitic stainless steel in heavy sections |
| JPH0297647A (ja) * | 1988-09-30 | 1990-04-10 | Aichi Steel Works Ltd | ねじり強度の優れたバルブステム用鋼およびその製造方法 |
| JP2834529B2 (ja) * | 1990-04-16 | 1998-12-09 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性及び溶接性に優れる表面処理鋼板及びその製造方法 |
-
1993
- 1993-12-30 JP JP35293093A patent/JP3558672B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1994
- 1994-12-27 WO PCT/JP1994/002257 patent/WO1995018240A1/ja active Application Filing
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| US6940034B2 (en) | 1997-03-20 | 2005-09-06 | Tadahiro Ohmi | Long life welding electrode and its fixing structure, welding head, and welding method |
| US8420974B2 (en) | 1997-03-20 | 2013-04-16 | Tadahiro Ohmi | Long life welding electrode and its fixing structure, welding head, and welding method |
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| US6436353B1 (en) | 1997-06-13 | 2002-08-20 | Tadahiro Ohmi | Gas recovering apparatus |
| JPH1143745A (ja) * | 1997-07-25 | 1999-02-16 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐食性に優れた焼却炉体 |
| US6220500B1 (en) | 1997-08-08 | 2001-04-24 | Tadahiro Ohmi | Welding method for fluorine-passivated member for welding, fluorine-passivation method after being weld, and welded parts |
| US6818320B2 (en) | 1997-08-08 | 2004-11-16 | Tadahiro Ohmi | Welding method for welded members subjected to fluoride passivation treatment, fluoride passivation retreatment method, and welded parts |
| US6962283B2 (en) | 1997-08-08 | 2005-11-08 | Tadahiro Ohmi | Welding method for fluorine-passivated member for welding, fluorine-passivated method after being weld, and welded parts priority data |
| JP2001032100A (ja) * | 1999-04-06 | 2001-02-06 | Crucible Materials Corp | 不動態処理表面層を有するオーステナイト系ステンレス鋼製物品 |
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| WO2013146034A1 (ja) * | 2012-03-28 | 2013-10-03 | 新日鐵住金株式会社 | 含Ｃｒオーステナイト合金およびその製造方法 |
| JP5488762B2 (ja) * | 2012-03-28 | 2014-05-14 | 新日鐵住金株式会社 | 含Ｃｒオーステナイト合金およびその製造方法 |
| CN104220631A (zh) * | 2012-03-28 | 2014-12-17 | 新日铁住金株式会社 | 含Cr奥氏体合金及其制造方法 |
| US9695486B2 (en) | 2012-03-28 | 2017-07-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cr-containing austenitic alloy and method for producing the same |
| JP2020172693A (ja) * | 2019-04-12 | 2020-10-22 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3558672B2 (ja) | 2004-08-25 |
| WO1995018240A1 (fr) | 1995-07-06 |
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