JPWO2014013963A1 - 穿孔プラグ - Google Patents

Abstract

本発明の穿孔プラグは、プラグ本体と；前記プラグ本体の表面に形成されたＮｉ−Ｃｒ層と；前記Ｎｉ−Ｃｒ層の表面に形成された溶射皮膜と；を備え、前記プラグ本体は、質量％で、２０〜３０％のＣｒと；３０〜５５％のＮｉと；０．００５〜０．５％のＣと；０．１〜１．０％のＳｉと；０．２〜１．５％のＭｎと；下記条件式（Ａ）を満たすＭｏ及びＷの少なくとも１種と； を含有し、残部としてＦｅ及び不純物を含む。１．５％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦８．５％ …（Ａ）

Description

本発明は、プラグに関し、さらに詳しくは、ビレットを穿孔圧延する穿孔機に用いられるプラグ（以下、穿孔プラグと称する）に関する。
本願は、２０１２年０８月１０日に、日本に出願された特願２０１２−１７７９４６号と、２０１２年０７月２０日に、日本に出願された特願２０１２−１６１０４５号とに基づき優先権を主張し、これらの内容をここに援用する。

穿孔機は、マンネスマン法による継目無鋼管の製造に利用される。穿孔機は、一対の傾斜ロールと穿孔プラグとを備える。穿孔プラグは、一対の傾斜ロールの間のパスライン上に配置される。穿孔機は、傾斜ロールによりビレットを周方向に回転させながらプラグに押し込み、ビレットを穿孔圧延して中空素管を製造する。

穿孔機は、高温に加熱されたビレットを穿孔圧延する。そのため、ビレットが押し込まれる穿孔プラグは、高温に晒されるとともに、高い圧力を受ける。したがって、穿孔プラグには、溶損や焼付が発生し易い。

一般に、穿孔プラグの母材表面には、酸化スケールが形成される。酸化スケールは、ビレットからの熱を遮断して溶損の発生を抑制する。酸化スケールは、さらに、焼付の発生を抑制する。

しかしながら、酸化スケールは、ビレットを穿孔圧延する度に摩耗する。酸化スケールがなくなると、穿孔プラグの母材温度が上昇し、穿孔プラグが溶損する。

穿孔プラグの使用回数を向上するために、穿孔プラグの母材表面に酸化スケールを形成するだけでなく、母材の成分組成を調整することが提案されている（例えば、下記特許文献１〜３参照）。

日本国特開平４−７４８４８号公報 日本国特開平４−２７０００３号公報 日本国特公昭６４−７１４７号公報

特許文献１〜３に開示された穿孔プラグの母材は、何れも、Ｆｅ基合金であり、その母材表面には、酸化スケールが形成される。しかしながら、穿孔圧延時のビレットとの接触等による母材の変形又は溶損の度合いが大きいと、同一サイズの中空素管を製造するための穿孔プラグとして、再利用できなくなる。つまり、穿孔プラグの使用回数が低くなる。

一方、近年では、穿孔プラグの母材表面に、酸化スケールに替えて、鋼線材のアーク溶射によって溶射皮膜を形成する技術が確立されている（例えば、国際公開第２００９／０５７４７１号参照）。上記のように、穿孔プラグの母材表面に酸化スケールを形成する場合、酸化しやすいＦｅ基合金で母材が構成される必要がある。しかしながら、近年の溶射技術の確立によって、穿孔プラグの母材表面に酸化スケールを形成する必要がなくなったため、母材組成の設計自由度が大幅に向上した。

そこで、本願発明者は、Ｆｅ基合金よりも、高温強度、変形抵抗及び耐熱衝撃性に優れたＮｉ−Ｃｒ基合金が穿孔プラグの母材として利用可能か否かを鋭意検証した。その結果、穿孔圧延による母材の変形は大幅に抑制されるが、母材表面に形成された溶射皮膜が剥がれ易くなり、溶損や焼付きの進行によって穿孔プラグの寿命が短くなることが判明した。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであり、母材（プラグ本体）の耐変形性及び溶射皮膜の密着性に優れた長寿命の穿孔プラグを提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決して係る目的を達成するために以下の手段を採用する。すなわち、
（１）本発明の一態様に係る穿孔プラグは、プラグ本体と；前記プラグ本体の表面に形成されたＮｉ−Ｃｒ層と；前記Ｎｉ−Ｃｒ層の表面に形成された溶射皮膜と；を備え、前記プラグ本体は、質量％で、２０〜３０％のＣｒと；３０〜５５％のＮｉと；０．００５〜０．５％のＣと；０．１〜１．０％のＳｉと；０．２〜１．５％のＭｎと；下記条件式（Ａ）を満たすＭｏ及びＷの少なくとも１種と； を含有し、残部としてＦｅ及び不純物を含む。
１．５％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦８．５％ …（Ａ）

（２）上記（１）に記載の穿孔プラグは、前記プラグ本体に前記Ｎｉ−Ｃｒ層及び前記溶射皮膜が形成された後、８５０〜１１５０℃で熱処理されたものであっても良い。

（３）上記（１）または（２）に記載の穿孔プラグにおいて、前記溶射皮膜が、鉄と、鉄酸化物とを含有していても良い。

（４）上記（１）〜（３）のいずれか一つに記載の穿孔プラグにおいて、前記溶射皮膜が、鋼線材のアーク溶射によって形成されていても良い。

（５）上記（１）〜（４）のいずれか一つに記載の穿孔プラグにおいて、前記Ｎｉ−Ｃｒ層の厚さが、５０〜１００μｍであっても良い。

上記の態様によれば、母材（プラグ本体）の耐変形性及び溶射皮膜の密着性に優れた長寿命の穿孔プラグを提供することが可能となる。

一般的な穿孔機の構成を示す模式図である。 本発明の一実施形態に係る穿孔プラグの縦断面図である。 図２に示す穿孔プラグの表面近傍の拡大図である。 せん断強さ測定試験に用いられる試験片の平面図及び側面図である。

以下、本発明の一実施形態に係る穿孔プラグについて、図面を参照しながら説明する。図中同一又は相当部分には、同一符号を付して、その説明は繰り返さない。

図１は、一般的な穿孔機３０の構成を示す模式図である。穿孔機３０において、穿孔プラグＰＰは、芯金３４の先端に取り付けられ、一対の傾斜ロール３２、３２の間のパスラインＰＬ上に配置される。穿孔圧延時、ビレット３６は、穿孔プラグＰＰに押し込まれる。そのため、穿孔プラグＰＰは、高温に晒されるとともに、高い圧力を受ける。その結果、穿孔プラグＰＰは、ビレットとの接触等により、母材であるプラグ本体が変形したり、溶損したりする場合がある。

上述のように、従来の穿孔プラグＰＰのプラグ本体は、通常、Ｆｅ基合金からなる。この場合、プラグ本体の表面に酸化スケールが容易に形成される。酸化スケールは、耐焼付き性を高め、且つ、ビレット３６からの熱を遮断し、溶損をある程度抑制する。しかしながら、プラグ本体がＦｅ基合金からなる場合、ビレット３６との接触により、大きく変形したり、溶損して形状が変化したりする場合がある。特に穿孔プラグＰＰの先端部は、ビレット３６と強く接触するため、溶損による形状変化や、接触時の外力による変形が大きくなりやすい。

そこで、本実施形態の穿孔プラグは、母材であるプラグ本体の変形量を抑えるために、Ｆｅ基合金ではなく、後述の化学組成を有するＮｉ−Ｃｒ基合金で構成されたプラグ本体を備える。Ｎｉ−Ｃｒ基合金は、高い高温強度、変形抵抗及び耐熱衝撃性を有する。そのため、本実施形態の穿孔プラグがビレット３６と接触しても変形しにくく、溶損しにくい。

しかしながら、Ｎｉ−Ｃｒ基合金は、Ｃｒ含有量が高いために、表面に酸化スケールを形成し難い。仮に、Ｎｉ−Ｃｒ基合金からなる熱間加工工具を、穿孔プラグ以外の他の用途（例えば、ガイドシュー）に利用するのであれば、酸化スケールが形成し難くても、潤滑剤を表面に供給することにより、焼き付きの発生を抑制できる。

しかしながら、穿孔プラグは、穿孔圧延中に穿孔プラグの表面に潤滑剤を供給し難い。なぜなら、図１に示すとおり、穿孔プラグはビレット内に押し込まれるからである。そのため、Ｎｉ−Ｃｒ基合金のプラグ本体をそのまま穿孔プラグに利用すれば、焼き付きが発生する可能性がある。

そこで、本実施形態の穿孔プラグは、プラグ本体の表面に形成されたＮｉ−Ｃｒ層と、このＮｉ−Ｃｒ層の表面に形成された溶射皮膜とを備える。溶射皮膜は耐焼付き性を有するため、Ｎｉ−Ｃｒ基合金の穿孔プラグであっても、焼き付きの発生を抑制できる。

この場合、Ｎｉ−Ｃｒ層が、プラグ本体と溶射皮膜との間の接着層として機能し、溶射皮膜のプラグ本体への密着性を高める。そのため、溶射皮膜のプラグ本体に対するせん断強さが高まり、溶射皮膜の剥離が抑制される。その結果、母材（プラグ本体）の耐変形性及び溶射皮膜の密着性に優れた長寿命の穿孔プラグが得られる。

以上の技術思想に基づく本実施形態の穿孔プラグは、以下のとおりである。

本実施形態の穿孔プラグは、プラグ本体と、Ｎｉ−Ｃｒ層と、溶射皮膜とを備える。Ｎｉ−Ｃｒ層は、プラグ本体の表面に形成されている。溶射皮膜は、Ｎｉ−Ｃｒ層の表面に形成されている。プラグ本体は、質量％で、２０〜３０％のＣｒと、３０〜５５％のＮｉと、０．００５〜０．５％のＣと、０．１〜１．０％のＳｉと、０．２〜１．５％のＭｎと、下記条件式（Ａ）を満たすＭｏ及びＷの少なくとも１種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物である。
１．５％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦８．５％ …（Ａ）

このような化学組成を有するプラグ本体は、高い高温強度を有するとともに、高い変形抵抗及び耐熱衝撃性を有するため、溶損や変形が抑制される。さらに、溶射皮膜は、耐焼付き性を有するため、焼き付きが発生しにくい。溶射皮膜はさらに、ビレットからの熱を遮断するので、プラグ本体がビレットからの熱により変形し難くなる。溶射皮膜はさらに、耐摩耗性に優れている。そのため、本発明の実施の形態による穿孔プラグでは、同一サイズの中空素管を製造するための穿孔プラグとして使用可能な回数が増える。

また、ビレットを穿孔することにより、溶射皮膜がプラグ本体から剥離しても、溶射皮膜を再び形成すれば、同一サイズの中空素管を製造可能な穿孔プラグを得ることができる。なぜなら、プラグ本体が、上述のとおり、変形し難く、溶損し難いからである。そのため、穿孔プラグの使用回数が向上する。

好ましくは、溶射皮膜は、鉄と、鉄酸化物とを含有する。この場合、溶射皮膜の耐摩耗性が向上する。

鉄と鉄酸化物とを含有する溶射皮膜は、好ましくは、鋼線材をアーク溶射して形成される。この場合、溶射皮膜の製造コストを抑えることができる。

また、Ｎｉ−Ｃｒ層が、プラグ本体と溶射皮膜との間の接着層として機能し、溶射皮膜のプラグ本体への密着性を高める。そのため、溶射皮膜のプラグ本体に対するせん断強さが高まり、溶射皮膜の剥離が抑制される。

好ましくは、本実施形態の穿孔プラグは、プラグ本体にＮｉ−Ｃｒ層及び溶射皮膜が形成された後、熱処理される。

この場合、Ｎｉ−Ｃｒ層中のＮｉが溶射皮膜中に拡散する。これにより、溶射皮膜の密着性はさらに高まり、剥離しにくくなる。

以下、本実施形態による穿孔プラグの詳細を説明する。

［穿孔プラグの全体構成］
図２は、本実施形態の穿孔プラグ１０の縦断面図（穿孔プラグ１０の中心軸を含む面での断面図）である。図２を参照して、穿孔プラグ１０は、穿孔機（ピアサ）に利用される。穿孔プラグ１０は、プラグ本体１１と、保護皮膜１２とを備える。

［プラグ本体］
プラグ本体１１の横断形状は円形状であり、その外径は後端に向かって大きくなる。プラグ本体１１は、周知の穿孔プラグと同じく、圧延部とリーリング部とを備える。このようなプラグ本体１１は、上述のとおり、Ｎｉ−Ｃｒ基合金からなる。より具体的には、プラグ本体１１は、質量％で、２０〜３０％のＣｒと、３０〜５５％のＮｉと、０．００５〜０．５％のＣと、０．１〜１．０％のＳｉと、０．２〜１．５％のＭｎと、下記条件式（Ａ）を満たすＭｏ及びＷの少なくとも１種とを含有し、残部としてＦｅ及び不純物を含む。これらＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＷは、何れも、高温強度を高める。以下、各元素について説明する。
１．５％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦８．５％ …（Ａ）

Ｃｒは、合金の高温強度を高める。Ｃｒ含有量が少なすぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｃｒ含有量が多すぎれば、プラグ本体１１が脆化する場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は、２０〜３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、２５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は、３０％である。

Ｎｉは、合金の変形抵抗を高め、合金の強度を高める。Ｎｉはさらに、合金の靱性及び耐熱衝撃性を高める。Ｎｉ含有量が少なすぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｎｉ含有量が多すぎれば、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は、３０〜５５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、３５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は、５０％である。

Ｍｏ及びＷは、何れも、合金の高温強度を高める。Ｍｏ及びＷの少なくとも１種の含有量が条件式（Ａ）を満たせば、上記効果が有効に得られる。Ｍｏ含有量の好ましい上限は７．０％であり、Ｗ含有量の好ましい上限は３．０％である。

Ｃは、合金の高温強度を高める。Ｃの含有量が０．００５％未満の場合、十分な高温強度が得られない。一方、Ｃの含有量が０．５％を越える場合、プラグ本体１１の表面に焼き割れが生じやすくなる。従って、Ｃの含有量は、０．００５％〜０．５％である。Ｃの含有量の好ましい範囲は、０．０１％〜０．３％である。

Ｓｉは、脱酸作用を有し、ＡＣ１変態点の上昇、及びプラグ本体１１の表面に形成される酸化スケールの緻密化に有効である。また、Ｓｉは、フェアライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）の生成を促進させるので、酸化スケールの高温変形能が増大し、密着性の向上に有効である。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．１％未満の場合、上記の効果が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を越える場合、フェアライトが多量に生成され、酸化スケールの融点が低下するだけでなく、母材（プラグ本体１１）の靱性も低下する。従って、Ｓｉの含有量は、０．１％〜１．０％である。Ｓｉの含有量の好ましい範囲は、０．１％〜０．６％である。Ｓｉの含有量のより好ましい範囲は、０．０１％〜０．５％である。

Ｍｎは、高温でのオーステナイトを安定化させる。つまり、Ｍｎは、デルタフェライトの生成を抑制して靱性低下を抑制する。その効果は、Ｍｎの含有量が０．２％以上で得られる。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を越える場合、硬度が高くなりすぎ、穿孔後に焼き割れが生じやすくなる。従って、Ｍｎの含有量は０．２％〜１．５％である。

プラグ本体１１は、上記の元素を含有すると共に、残部としてＦｅ及び不純物を含有する。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれているもの、或いは製造過程で混入するもの等が挙げられる。例えば、不純物として、Ｐ及びＳが挙げられる。これらＰ及びＳの含有量は小さいほど良い。一方、Ｐ及びＳの含有量が、それぞれ０．０１％を越えるとプラグ本体１１の靱性が低下するので、その上限を０．０１％とする。
プラグ本体１１の化学組成はさらに、他の合金元素（例えば、ＡｌやＴｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｎｂ等）を任意元素として含有してもよい。要するに、プラグ本体１１の化学組成は、２０〜３０％のＣｒと、３０〜５５％のＮｉと、０．００５〜０．５％のＣと、０．１〜１．０％のＳｉと、０．２〜１．５％のＭｎと、条件式（Ａ）を満たすＭｏ及びＷの少なくとも１種とを含有していればよい。

プラグ本体１１は、任意元素として可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ−Ａｌ）を含有していても良い。可溶性アルミニウムは、脱酸作用を有する元素であり、０．００５％以上必要である。一方、可溶性アルミニウムの含有量が０．０５％を越えるとプラグ本体１１の靱性が低下する。従って、可溶性アルミニウムの含有量は、０．００５％〜０．０５％である。

また、プラグ本体１１は、任意元素としてＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ及びＢの少なくとも１種を含有していても良い。これらの元素は、細粒化作用を有し、プラグ本体１１の靱性向上に有効な元素である。これら元素の総含有量が、０．０５％以上であることが好ましい。一方、これら元素の総含有量が０．５％を越える場合、脆化層が現れてプラグ本体１１の強度が低下する。従って、これら元素の総含有量は、０．０５〜０．５％であることが好ましい。

図３は、図２中の穿孔プラグ１０の表面近傍部分の拡大図である。図３を参照して、保護皮膜１２は、Ｎｉ−Ｃｒ層１２１と、溶射皮膜１２２とを備える。保護皮膜１２は、穿孔プラグ１０の焼付き及び溶損を抑制する。

［Ｎｉ−Ｃｒ層１２１］
Ｎｉ−Ｃｒ層１２１は、プラグ本体１１の表面上に形成されている。Ｎｉ−Ｃｒ層１２１は、Ｎｉ−Ｃｒ合金からなる。好ましくは、Ｎｉ−Ｃｒ合金は、質量％で、２０〜５０％のＣｒと、５０〜８０％のＮｉとを含有し、残部として不純物を含む。

Ｎｉ−Ｃｒ層１２１は、溶射皮膜１２２のプラグ本体１１に対する密着性を高める。Ｎｉ−Ｃｒ層１２１が、溶射皮膜１２２とプラグ本体１１との間に形成されることにより、溶射皮膜１２２がプラグ本体１１から剥離しにくくなり、溶射皮膜１２２のせん断強さが高まる。

Ｎｉ−Ｃｒ層１２１はさらに、酸化しにくい。したがって、Ｎｉ−Ｃｒ層１２１の溶射皮膜１２２との界面は酸化しにくく、溶射皮膜１２２は剥離しにくい。

Ｎｉ−Ｃｒ層１２１の好ましい厚さは、５０〜１００μｍである。Ｎｉ−Ｃｒ層１２１はたとえば、溶射により形成される。溶射はたとえば、アーク溶射、プラズマ溶射、フレーム溶射、或いは高速フレーム溶射等である。

好ましくは、Ｎｉ−Ｃｒ層１２１は、プラグ本体１１の表面に対してショットブラスト処理を実施した後、プラグ本体１１の表面上に形成される。この場合、Ｎｉ−Ｃｒ層１２１のプラグ本体１１に対する密着力がさらに向上する。

［溶射皮膜１２２］
溶射皮膜１２２は、Ｎｉ−Ｃｒ層１２１の表面上に形成されている。溶射皮膜１２２の化学組成は特に限定されない。好ましくは、溶射皮膜１２２は、鉄（Ｆｅ）及び鉄酸化物（たとえば、Ｆｅ_３Ｏ_４、ＦｅＯ等）からなる。この場合、溶射皮膜１２２はたとえば、鋼線材をアーク溶射することで形成される。このような組成の溶射皮膜１２２は、熱処理による酸化スケールの形成と比較して短時間で形成でき、さらに、優れた遮熱性及び耐焼付き性を有する。

溶射皮膜１２２はさらに、鉄酸化物以外の他の酸化物（たとえば、タングステン酸化物等）を含んでもよい。

好ましくは、鉄及び鉄酸化物からなる溶射皮膜１２２中の鉄酸化物の体積率は、５５〜８０％である。さらに好ましくは、溶射皮膜１２２中の鉄酸化物の体積率は、プラグ本体１１側よりも表層側の方が高い。この場合、溶射被膜１２２において鉄酸化物が占める割合は、プラグ本体１１との境界部で４０％以下であり、表層部で５５〜８０％である。溶射皮膜１２２において鉄酸化物が占める割合を変化させるには、たとえば、アーク溶射装置の溶射ノズルからプラグ本体１１までの距離（溶射距離）を変化させればよい。

本実施の形態による穿孔プラグ１０は、上述のとおり、Ｎｉ−Ｃｒ層１２１を溶射皮膜１２２の下地層として利用する。この場合、溶射皮膜１２２のプラグ本体１１に対するせん断強さは、溶射皮膜１２２が直接プラグ本体１１の表面に形成された場合よりも高くなる。そのため、穿孔圧延時において、穿孔プラグ１０がビレットと衝突したり、接触したりしても、溶射皮膜１２２がプラグ本体１１から剥離しにくい。

好ましくは、穿孔プラグ１０は熱処理される。熱処理はたとえば、次の方法で実施する。プラグ本体１１にＮｉ−Ｃｒ層１２１及び溶射皮膜１２２を形成した後、その穿孔プラグ１０を熱処理炉に装入する。好ましい熱処理温度は８５０〜１１５０℃であり、好ましい熱処理時間は３０〜１２０分である。熱処理炉の雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。この場合、Ｎｉ−Ｃｒ層１２１内のＮｉが溶射皮膜１２２内に拡散する。その結果、溶射皮膜１２２のせん断強さがさらに高まり、溶射皮膜１２２がさらに剥離しにくくなる。
以上のように、本実施形態によれば、母材（プラグ本体１１）の耐変形性及び溶射皮膜１２２の密着性に優れた長寿命の穿孔プラグ１０を提供することが可能となる。

まず、プラグ本体の化学組成が互いに異なる複数の穿孔プラグを準備し、穿孔圧延後の各穿孔プラグの変形率を調査した。

［試験方法］
表１に示す化学組成を有するプラグ本体を準備した。

実施例１、２のプラグ本体の化学組成は、本発明の範囲内であった。一方、比較例１、２のプラグ本体はＦｅ基合金であり、その化学組成は、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量が低く、本発明の範囲外であった。

各プラグ本体の表面に保護皮膜（Ｎｉ−Ｃｒ層及び溶射皮膜）を形成し、穿孔プラグを製造した。溶射皮膜は、鉄と鉄酸化物からなり、鋼線材を同じ製造条件でアーク溶射することにより形成した。各穿孔プラグにおける溶射皮膜中の鉄酸化物の含有率（体積％）は、何れも、プラグ本体との境界部で２０％、表層部で７０％であった。溶射皮膜の厚さは、何れも、先端が１２００μｍであり、それ以外の部分が４００μｍであった。

これらの穿孔プラグを用いて、ビレットを穿孔圧延した。ビレットは、１３Ｃｒ鋼であり、直径は１９１ｍｍ、長さは２２００ｍｍであった。穿孔圧延開始時のビレットの温度は、約１２００℃であった。ビレットを穿孔圧延した後、穿孔プラグの軸方向長さを測定した。穿孔圧延前の穿孔プラグの軸方向長さから穿孔圧延後の穿孔プラグの軸方向長さを減ずることにより、穿孔プラグの軸方向長さの変形量を求めた。他の穿孔プラグ（実施例１、２に係る穿孔プラグ及び比較例２に係る穿孔プラグ）の変形量を、比較例１に係る穿孔プラグの変形量で除することにより、穿孔プラグの軸方向長さの変形率を求めた。

［試験結果］
試験結果を、表１に併せて示す。実施例１、２に係る穿孔プラグは、比較例１、２に係る穿孔プラグよりも、変形率が小さかった。つまり、実施例１、２に係る穿孔プラグは、比較例１、２に係る穿孔プラグよりも、耐変形性が高く、同一サイズの中空素管を製造するための穿孔プラグとして使用可能な回数が増えるのを確認できた。

次に、表２に示すとおり、種々の保護皮膜を有する複数の穿孔プラグ及びせん断強さ試験用の試験片を製造した。

[穿孔プラグ]
表２を参照して、試験番号１では、プラグ本体の表面上に鉄及び鉄酸化物からなる溶射皮膜が直接形成された。試験番号２〜４及び６では、プラグ本体の表面上にＮｉ−Ｃｒ層が下地層として形成され、Ｎｉ−Ｃｒ層の表面上に試験番号１と同じ組成の溶射皮膜がさらに形成された。試験番号２のＮｉ−Ｃｒ層はニクラリ合金（ＮｉＣｒＡｌＹ）であった。試験番号３、４及び６のＮｉ−Ｃｒ層は、５０質量％のＮｉと５０質量％のＣｒとを含有した。

試験番号５の穿孔プラグでは、プラグ本体の表面上にＡｌ層が下地層として形成され、Ａｌ層の表面上に試験番号１と同じ組成の溶射皮膜が形成された。

試験番号１〜６の穿孔プラグのうち、下地層を有するものについては、アーク溶射により下地層を形成した。各試験番号の下地層の膜厚は、表２に記載のとおりであった。各穿孔プラグの溶射皮膜は、鋼線材をアーク溶射することにより形成した。各試験番号のアーク溶射の条件はいずれも同じであった。各溶射皮膜の膜厚は、表２に示すとおりで、いずれも下地層と合わせて５００μｍとなるようにした。

試験番号４については、溶射皮膜を形成した後、熱処理を実施した。具体的には、穿孔プラグをＡｒ雰囲気の熱処理炉に入れ、１０００℃で６０分保持し、その後、炉冷した。試験番号４以外の他の試験番号の穿孔プラグについては、熱処理を実施しなかった。

なお、各試験番号の穿孔プラグのプラグ本体の素材はいずれもＪＩＳ規格のＳＫＤ６１に相当する化学組成であった。

[せん断強さ測定用試験片]
上述の各試験番号の試験片の形状は、５０ｍｍ×２０ｍｍ×１０ｍｍであった。試験片の素材は、プラグ本体と同じであった。各試験片の５０ｍｍ×２０ｍｍの表面（以下、主面という）に対して、同じ試験番号の穿孔プラグと同じ保護皮膜を形成した。具体的には、試験番号１の試験片の主面上には、表２に示すとおり、膜厚５００μｍのＦｅ及びＦｅ酸化物からなる溶射皮膜を直接形成した。試験番号２〜４及び６の試験片の主面上には、表２に示す化学組成及び膜厚のＮｉ−Ｃｒ層と、Ｆｅ及びＦｅ酸化物からなる溶射皮膜とを形成し、合わせて膜厚５００μｍとなるようにした。試験番号５の試験片の主面上には、Ａｌ層とＦｅ及びＦｅ酸化物からなる溶射皮膜とを形成し、合わせて膜厚５００μｍとなるようにした。試験番号４の試験片に対しては、試験番号４の穿孔プラグと同じ条件で熱処理を実施した。

［せん断強さ測定試験］
各試験番号の試験片を用いて、保護皮膜（Ｎｉ−Ｃｒ層及び溶射皮膜）のせん断強さを次の方法で測定した。

各試験片の主面上の保護皮膜（試験番号１では溶射皮膜、試験番号２〜６では下地膜及び溶射皮膜）を切削して除去し、図４に示すとおり保護皮膜の一部を主面上に残した。図４中の数値は、寸法（ｍｍ）を示す。

保護皮膜の一部が残された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ０６０１（２００２）５．４に準拠したせん断強さ試験を実施し、せん断強さ（ｋｇｆ／ｍｍ^２）を求めた。

［穿孔圧延試験］
各試験番号の穿孔プラグを用いて、複数の丸ビレットを穿孔圧延し、皮膜の密着力を評価した。具体的には、ＪＩＳ規格に規定されたＳＵＳ３０４に相当する化学組成を有する複数の丸ビレット（外径７０ｍｍ、長さ７００ｍｍ）を準備した。

各試験番号の穿孔プラグを用いて、丸ビレットを穿孔圧延した。丸ビレットを１本穿孔圧延するごとに、穿孔プラグの表面を目視観察し、溶射皮膜の剥離の有無を確認した。ｎ本目（ｎは自然数）の穿孔圧延後に溶射皮膜の剥離が確認された場合、その穿孔プラグの穿孔圧延可能なパス数（以下、単にパス数という）をｎ−１と定義した。

各試験番号の穿孔プラグに対して、パス数を求めた。そして、次の式に基づいて、各試験番号のパス比率Ｒを求めた。
Ｒ＝対応の試験番号のパス数／試験番号１のパス数

［試験結果］
表２に試験結果を示す。

試験番号２〜４及び６のせん断強さは、試験番号１及び４よりも高かった。さらに、パス比率は１よりも高かった。下地層としてＮｉ−Ｃｒ層が形成され、溶射皮膜が剥離し難かったためと考えられる。

試験番号３及び４の下地層及び溶射皮膜の素材は同じであったものの、試験番号４では熱処理を実施した。その結果、試験番号４のせん断強さ及びパス比率は、試験番号３よりも高かった。

一方、試験番号５のせん断強さは、試験番号１〜４及び６よりも低く、パス比率も低かった。下地層としてのＡｌ層が溶射皮膜の密着性を低下したためと考えられる。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

１０ 穿孔プラグ
１１ プラグ本体
１２ 保護皮膜
１２１ Ｎｉ−Ｃｒ層
１２２ 溶射皮膜

Claims (5)

1. プラグ本体と；
   前記プラグ本体の表面に形成されたＮｉ−Ｃｒ層と；
   前記Ｎｉ−Ｃｒ層の表面に形成された溶射皮膜と；
   を備え、
   前記プラグ本体は、質量％で、
   ２０〜３０％のＣｒと；
   ３０〜５５％のＮｉと；
   ０．００５〜０．５％のＣと；
   ０．１〜１．０％のＳｉと；
   ０．２〜１．５％のＭｎと；
   下記条件式（Ａ）を満たすＭｏ及びＷの少なくとも１種と；
   を含有し、
   残部としてＦｅ及び不純物を含む、
   ことを特徴とする穿孔プラグ。
   １．５％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦８．５％ …（Ａ）
2. 前記プラグ本体に前記Ｎｉ−Ｃｒ層及び前記溶射皮膜が形成された後、８５０〜１１５０℃で熱処理されたことを特徴とする請求項１に記載の穿孔プラグ。
3. 前記溶射皮膜は、鉄と、鉄酸化物とを含有することを特徴とする請求項１または２に記載の穿孔プラグ。
4. 前記溶射皮膜は、鋼線材のアーク溶射によって形成されていることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の穿孔プラグ。
5. 前記Ｎｉ−Ｃｒ層の厚さが、５０〜１００μｍであることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の穿孔プラグ。

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