WO2020059700A1 - スリット切断面品質に優れたＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金 - Google Patents

スリット切断面品質に優れたＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金 Download PDF

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WO2020059700A1
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welding
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敏生 三浦
和人 瀧本
史明 桐原
茂 平田
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日本冶金工業株式会社
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    • C21D8/0226—Hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a base material of a welded pipe mainly used for a sheathed heater cladding tube, a petroleum refinery plant, a chemical plant, a heat exchanger, and the like, and can achieve excellent welding workability and stable quality. It relates to a Fe-Ni-Cr alloy containing Ti.
  • Welded pipes used for sheathed heater cladding pipes, oil refinery plants, chemical plants, heat exchangers, and other pipes are made of a Fe-Ni- A Cr alloy is used.
  • the band used as the material of the pipe is manufactured through a process called so-called slitting, in which a wide band is continuously cut with a metal round blade, and the quality of this cross-sectional quality is directly related to the quality of the subsequent welding production. Affect.
  • the slit band is processed into a C shape by roll molding, but the slit cross sections are butted together and welded. For this reason, it is desirable that the slit surfaces have a shape in which the slit surfaces are in close contact with each other. For this reason, a sectional shape or the like more suitable for welding is sought.
  • a slit operation is performed from both sides of the steel plate 2 using the slit means 1a and 1b.
  • a shear force is applied to the steel plate 2 by the slit means on both sides, and a shear surface 3a is formed on the steel plate 2a side and a shear surface 3b is formed on the steel plate 2b side.
  • the steel plates 2a and 2b are broken, and fracture surfaces 4a and 4b are formed, respectively.
  • a shear surface 3 and a fracture surface 4 are formed on the fracture surface of the steel plate 2.
  • the fracture surface 4 may have three-dimensional irregularities, or the boundary between the shear surface and the fracture surface may ideally have the slit means 1a or 1b (see the straight line A in FIG. 8), there may be a deviation from this assumed straight line, and such irregularities and portions where the boundary deviates from the ideal straight line are: This is a problem when the fractured surfaces are brought into close contact with each other (hereinafter, a part deviating from a straight line in an ideal state is simply referred to as “deviation”, “deviation part”, or the like).
  • Patent Document 1 relates to a Cu alloy.
  • a combination of butt surfaces (shear surface vs. shear surface or shear surface) is used. Excellent welding quality is obtained by specifying the ratio of the shear surface to the plate thickness and the roughness of the shear surface.
  • Patent Document 2 in order to perform high-frequency resistance welding of a Cu alloy, the ratio of the shearing surface to the plate thickness, the size of the shank, and the height of the burr are specified, and the angle of the butt surface is optimized to make the welding failure. Has been reduced. This enables resistance welding of a thin material having a thickness of 0.3 mm.
  • Patent Document 3 although welding is not performed, a proposal has been made to optimize the cross-sectional shape of the Fe—Ni alloy in order to prevent the life of the mold and to prevent problems due to burrs and debris. It is similar from the viewpoint of how to approach to obtain a desired cross-sectional shape, and it has been proposed to optimize the size of nonmetallic inclusions and the alloy composition.
  • Patent Documents 1 to 3 are different from the present invention in the target alloy, and therefore, the formation of the structure, the type of the nonmetallic inclusions included therein, the control method thereof, Not applicable due to different effects on quality.
  • the fact that the alloy compositions are different indicates that unknown influence factors may be present. For this reason, in order to improve the slit cross-sectional quality including unknown influencing factors, it is necessary to comprehensively examine the target material, not individual factors alone.
  • the roughness of the shear surface is limited to an extremely small arithmetic average value of 0.3 ⁇ m or 0.5 ⁇ m. It is difficult to achieve this only by punching, and it is said that it is preferable to apply post-processing such as machining or shaving the shear surface. It is expensive to apply to the production of welded pipes, and the aim is different from that of the present invention, which aims at welding at a fractured surface while slitting.
  • Patent Literature 2 it is necessary to make contact in order to perform resistance welding, and the roughness is defined by setting the ratio of the shearing surface to 70% or more in terms of the plate thickness.
  • TIG welding or laser welding it is not necessary to bring the butted portions into sufficient contact, and welding can be performed with a very small gap.
  • the shear surface ratio is increased, the life of the slit round blade is shortened, and the shear surface ratio should be further reduced in order to ensure the stable slit cut surface quality in the longitudinal direction. Different welding methods require different requirements.
  • Patent Document 3 the sectional shape is mainly improved by MnS.
  • the alloy targeted in the present invention contains Ti, hot workability is poor and solidification cracking sensitivity is high. For this reason, the S content is reduced as much as possible, and it is necessary to prevent edge cracking during hot working, and it is not possible to rely entirely on the effect of MnS.
  • Patent Documents 1 to 3 can be applied to the technique of welding a Ti-containing Fe—Ni—Cr alloy, which is the subject of the present invention, immediately after slitting to form a tube.
  • the present invention is directed to a Ti-containing Fe—Ni—Cr alloy, and has an alloy composition capable of optimizing a slit cross-sectional shape in order to improve productivity by improving welding speed and stabilize quality during high-speed welding.
  • the purpose is to find the organization, the manufacturing method.
  • the inventors have conducted intensive studies in order to solve the above-mentioned problems, and as a result, found that it is most important to control the compound caused by the contained Ti in order to solve the above-mentioned problems. It was found as a result of investigating the effect of the number in detail. In addition, the relationship between the annealing conditions of the product and the slab structure as the material was also investigated, and an optimum manufacturing method was found, leading to the present invention.
  • C 0.001 to 0.03%, Si: 0.05 to 1.25%, Mn: 0.10 to 2.00%, P: 0.001 to 0% by weight. 0.030%, S: 0.0001 to 0.0030%, Ni: 15 to 50%, Cr: 17 to 25%, Al: 0.10 to 0.80%, Ti: 0.10 to 1.5% , N: 0.003 to 0.025%, O: 0.0002 to 0.007%, the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the Ti-containing Fe—Ni—Cr alloy of the present invention further contains Mo: 0.03 to 4.5%.
  • the quality of the slit cross section is not improved unless the deposited Ti nitride is in an appropriate range. That is, in the Ti-containing Fe—Ni—Cr alloy of the present invention, the number of Ti nitrides in the range of 5 mm 2 is preferably 300 to 4000.
  • slitting is performed on the material using the slit means, and a straight line parallel to the upper and lower surfaces of the material where the end of the slit means is located is assumed to be a boundary line between the shear plane and the fracture plane in the ideal state of the slit fracture plane, and the measurement length
  • the entire slit fracture surface is observed with the height set to 8 mm, and the area of the part where the shear plane / fracture surface deviates from the boundary line is surrounded by a polygon of hexagon or more, and the area of each part of the departure is defined as
  • a preferred embodiment is that the total area is calculated and the total area of the deviated portions with respect to the entire area of the slit fracture surface is 4% or less.
  • the Ti-containing Fe—Ni—Cr alloy of the present invention has an average crystal grain size measured by EBSD of 60 ⁇ m or less.
  • a preferable aspect is that the area ratio of crystal grains having a size of four times or more the average crystal grain size measured by EBSD is 25% or less. It is possible to obtain better properties.
  • an excellent cut surface can be stably obtained even with a Ti-containing Fe—Ni—Cr alloy, which is difficult to slit and easily becomes a cut surface having a deviated portion.
  • Excellent welding workability and stable quality can be achieved for small diameter pipes. For this reason, it is suitable for sheathed heater cladding tubes, petroleum refining plants, chemical plants, heat exchangers and other piping that require excellent corrosion resistance and heat resistance.
  • the size and number of TiN were measured for arbitrary cross sections of these two types of steel, and the results are shown in FIG.
  • FIG. 2 in a material in which the boundary between the shear surface and the fracture surface is largely separated (corresponding to FIG. 1A), the number of TiN is large, and a large amount of TiN exceeding 5 ⁇ m to about 15 ⁇ m is confirmed. Was done.
  • the TiN of these sizes was observed to be considerably low. A large difference was confirmed in the number of TiNs having a size substantially matching the divergence portion of the fracture surface. Based on this finding, the relationship between the chemical composition and the generation of TiN was further investigated in detail to find an appropriate composition range, which led to the present invention.
  • the interface between the shear plane and the fracture surface was not uniform.
  • the crystal grains are uniform, but have a certain degree of distribution due to the distribution of precipitates and inclusions, plate thickness, and the like. Even when the cold rolling reduction is small, a mixed grain structure is likely to occur.
  • a mixed grain may be formed due to the influence of a macrostructure during continuous casting. It has been found that when the particles are mixed as described above, the boundary between the shear surface and the fracture surface largely deviates, resulting in deterioration in quality.
  • the average crystal grain size measured by EBSD and the size and ratio of larger grains are defined.
  • C 0.001 to 0.03%
  • C in the alloy is an essential element for stabilizing the austenite phase and ensuring the strength at room temperature and high temperature.
  • the content of 0.001% or more is necessary.
  • excessive addition generates Cr carbides, forms a Cr-deficient layer in the vicinity thereof, and significantly reduces corrosion resistance. This phenomenon also occurs in the heat-affected zone of welding. Further, it is dissolved in TiN and becomes Ti (N, C), which promotes coarsening and an increase in the number. Therefore, the upper limit needs to be 0.03%.
  • it is 0.003 to 0.028%, more preferably 0.005 to 0.025%.
  • Si 0.05-1.25% Si in the alloy is an essential element for performing deoxidation, and is necessary for improving oxidation resistance, stress corrosion cracking resistance, molten metal flow during welding and penetration. This effect can be obtained by adding 0.1% or more. However, excessive addition leads to an increase in inclusions and related surface defects, and to the occurrence of welding defects such as burn-through due to too low viscosity of the molten metal. Further, Si increases the activity coefficient of Ti, promotes the following reaction, and forms a large amount of TiN exceeding 15 ⁇ m. Ti + N ⁇ TiN (S) (1) When Si exceeds 1.25%, TiN exceeding 15 ⁇ m is present in more than 0.7% of the whole, and the number of TiN is more than 4000. Therefore, the upper limit is set to 1.25%. Preferably, it is 0.10 to 1.00%, more preferably 0.15 to 0.75%.
  • Mn in the alloy is an essential element for deoxidation like Si, and also contributes to the stability of the austenite phase.
  • it is a useful element that has a small increase in hardness due to addition and ensures the stability of the austenite phase while optimizing the strength.
  • it forms a compound with S and serves as a fracture starting point during cutting, contributing to an improvement in cut surface quality. Therefore, it is necessary to add at least 0.10% or more.
  • an excessive addition lowers the corrosion resistance and the acid resistance, especially the repetitive oxidizing property. Therefore, it is necessary to set the upper limit to 2.00%.
  • a preferable addition amount of Mn is 0.15 to 1.80%, and a more preferable addition amount is 0.20 to 1.50%.
  • P in the alloy is a harmful element that segregates at the grain boundaries, increases the susceptibility to weld cracking, and reduces the hot workability. For this reason, the upper limit must be strictly limited. In the present invention, it is limited to 0.030% or less.
  • P segregated at the grain boundaries serves as a barrier, dislocations are accumulated in the vicinity of the grain boundaries, and helps to form a base point for fracture.
  • the lower limit is set. Preferably, it is 0.003 to 0.025%, more preferably 0.005 to 0.020%.
  • S in the alloy is an element that segregates at the grain boundary to form a low melting point compound and causes a reduction in hot workability, and should be reduced as much as possible. Therefore, the upper limit must be strictly limited. In the present invention, the content is limited to 0.0030% or less. However, S forms a compound with Mn and Ti and serves as a fracture starting point at the time of cutting, contributing to the improvement of cut surface quality. To obtain this effect, it is necessary to add 0.0001% or more. Therefore, the lower limit is defined. Preferably it is 0.0002-0.0020%, more preferably 0.0003-0.0010%.
  • Ni in the alloy is a stable element of the austenite phase and is essential for ensuring the stability of the structure.
  • it is necessary to improve corrosion resistance, especially stress corrosion cracking resistance, and has the effect of increasing high-temperature strength and oxidation resistance. Therefore, addition of 15% or more is necessary.
  • the upper limit is set to 50%. Preferably it is 16-46%, more preferably 18-42%.
  • Cr 17-25% Cr in the alloy is an important element that contributes to the improvement of corrosion resistance and oxidation resistance, and is an essential element for use in a severe environment. For this reason, an addition of at least 17% is necessary. However, when the content exceeds 25%, the austenite phase is destabilized, and the precipitation of carbides is promoted. For this reason, the upper limit is set to 25%. Preferably, it is 17 to 24%, more preferably 19 to 23%.
  • Al in the alloy is an essential element for performing deoxidation, and also contributes to improvement of oxidation resistance. In addition, it is an important element that forms a compound with Ni and also contributes to improvement in strength at room temperature and high temperature.
  • it is indispensable to secure blackening properties. Therefore, it is necessary to add at least 0.10% or more. However, if added in excess of 0.80%, the austenite phase becomes unstable and many inclusions are formed in the base material. Therefore, an upper limit is set. Preferably, it is 0.15 to 0.70%, more preferably 0.20 to 0.60%.
  • Ti in the alloy forms a compound with C, fixes C, suppresses the precipitation of Cr carbide during welding, and contributes to ensuring corrosion resistance. Further, it is an important element that promotes generation of a compound formed by Ni and Al and indirectly facilitates improvement of strength at room temperature and high temperature. It is one of the key elements of the present invention that exerts its effect when used in a severe environment. Furthermore, in the sheath tube of the sheathed heater, like Al, it is an essential element for ensuring blackening properties, and for these, at least 0.10% of addition is required. However, if the content exceeds 1.5%, the production of TiN becomes excessive, so that good cut surface quality cannot be obtained, and the stability of the austenite phase also decreases. Therefore, an upper limit is set. Preferably, it is 0.15 to 1.20%, more preferably 0.20 to 0.80%.
  • N 0.003 to 0.025% Since N in the alloy forms a compound with Ti, it is preferable to reduce N as much as possible. If this content exceeds 0.025%, good cut surface quality cannot be obtained, and the frequency of blow holes during welding increases. Therefore, an upper limit is set. In contrast, N improves the strength at room temperature and high temperature, increases the stability of the austenite phase, and further improves the corrosion resistance. Therefore, the addition of 0.003% or more is necessary. Preferably it is 0.005 to 0.020%, more preferably 0.007 to 0.015%.
  • O in the alloy improves the penetration property during welding and facilitates the reduction of the N content in the melting and refining processes. Therefore, the content of at least 0.0002% is required.
  • O combines with Al, Ti, Si, and Mn to form deoxidation products. Up to a certain amount contributes to the improvement of cutting quality, but if the content exceeds 0.007%, the corrosion resistance is reduced by deoxidation products and surface flaws are caused. Preferably, it is 0.0004 to 0.0050%, more preferably 0.0008 to 0.0030%.
  • Ti nitride having a size of 15 ⁇ m or less in an arbitrary visual field of 5 mm 2 is an unavoidable compound in an Fe—Ni—Cr alloy containing 99.3% or more of Ti, and TiN and Ti (N, What is observed as C) is an object, and these are collectively referred to as “Ti nitride” and “TiN” in the present invention. If this size exceeds 15 ⁇ m, the boundary between the sheared surface and the fractured surface may be deviated, and a smaller one is preferred.
  • the mechanism is that if slit cutting is performed on or near the Ti nitride, local cracks occur between the Ti nitride and the parent phase, and these cracks merge with the main line to form an irregular shape. I guess. For this reason, even if TiN exceeding 15 ⁇ m exists, it does not cause a deviation unless it is located at the cut portion. As a result of a detailed investigation, it was found that if the total number was less than 0.7%, it was acceptable. From this, it is specified that the size of the Ti nitride is 15 ⁇ m or less is 99.3% or more of the whole. Preferably, those having a size of 15 ⁇ m or less are 99.5% or more of the whole, and more preferably those having a size of 15 ⁇ m or less are 99.8% or more.
  • Number 300 of Ti nitrides any range of vision 5 mm 2 ⁇ 4000
  • the adverse effect of Ti nitride is mainly the magnitude, not the number. However, as the number increases, the distance between the Ti nitrides becomes shorter, and the same behavior as a large one is obtained. Therefore, the upper limit of the number of nitrides is 4000. On the other hand, when the amount is too small, adverse effects are recognized, so the lower limit is also set. Cracks are generated between the Ti nitride and the parent phase, that is, the Ti nitrides function as crack starting points. However, it has been confirmed that the boundary between the shear plane and the fracture surface is separated even if the number is too small. Therefore, the lower limit is set to 300. Preferably it is 400-3500, more preferably 500-3000.
  • Mo 0.03 to 4.5% Mo in the alloy improves corrosion resistance and significantly improves high-temperature strength, and is therefore added when used in a very severe environment. To obtain these effects, it is necessary to add at least 0.03%. However, it is an expensive element and excessive addition causes an increase in cost. Further, it lowers the stability of the austenite phase and promotes the formation of a sigma phase which adversely affects corrosion resistance and toughness. For this reason, the upper limit should be 4.5%. Preferably, it is 0.05 to 4.0%, more preferably 0.07 to 3.5%.
  • the average crystal grain size of 60 ⁇ m or less measured by EBDS affects the strength and ductility of the material. To keep these balances, extremely coarse grains are not suitable. Further, it has been found that in the material having coarse crystal grains, the boundary between the shear plane and the fracture surface largely deviates, and the shear plane increases. For this reason, the average crystal grain size needs to be 60 ⁇ m or less. Preferably it is 40 ⁇ m or less, more preferably 20 ⁇ m or less.
  • the boundary between the shear plane and the fracture surface is largely dissociated. And lower the quality.
  • the crystal grain size is small, a difference in the crystal grain size of about several times can occur, and the effect of not exceeding four times is not remarkable.
  • the area ratio of crystal grains that are four times or more the average crystal grain size measured by EBSD is specified to be 25% or less.
  • the area ratio of the crystal grains that are four times or more the average crystal grain size is 15% or less, and more preferably, the area ratio of the crystal grains that are four times or more the average crystal grain size is 5% or less.
  • No. 1 having the various component compositions shown in Table 1 was used.
  • a raw material such as scrap, nickel, chromium, and molybdenum is melted from a Fe—Ni—Cr alloy of 1 to 50 in a 60-t electric furnace, and then is melted by AOD (Argon Oxygen Decarburization) or VOD (Vacuum Oxygen Decburization).
  • AOD Aroxygen Decarburization
  • VOD Vauum Oxygen Decburization
  • a slab having a thickness of 200 mm and a width of 1000 mm was formed by a continuous casting method.
  • the surface of the slab is ground, heated to a temperature of 1000 to 1300 ° C., and then hot-rolled into a hot-rolled strip having a thickness of 4 mm, and annealing-pickling and cold rolling are repeated to reduce the thickness of the slab to 0.1 mm.
  • the thickness was set to 7 to 0.3 mm, and this was subjected to annealing and pickling to form a cold-rolled annealed zone.
  • the obtained cold-rolled annealed zone was slit at a cutting speed of 70 m / min with a clearance of 0.20 mm and a sheet thickness of 11% so as to have a width of 25 mm for evaluation.
  • the welding to the pipe was performed by TIG in a continuous welded pipe production line.
  • the line speed was 12 m / min
  • the welding current was 135 A
  • the inner and outer seal gases were Ar + 5% H 2 .
  • welding was performed using a CO 2 laser, and the evaluation was also made.
  • the conditions were a line speed of 250 m / min, an output of 2.0 kW, and a seal gas of He.
  • FIG. 8 shows a line which should ideally be a boundary between the shear surface 3 and the fracture surface 4 in FIG. 1A, for example.
  • the slit means 1a or 1b It is a straight line where the end is located. The portion protruding from the broken line A to the shear surface 3 side and the portion protruding to the fracture surface 4 side (the solid portion in FIG.
  • the pipe manufactured in the continuous welded pipe manufacturing line was evaluated by an overcurrent flaw detection test.
  • the reference defect size was determined by introducing a slit having a depth of 1.0 mm and a length of 3 mm in the surface by electric discharge machining in a direction perpendicular to the welding progress direction.
  • the threshold value was set to 80% of the waveform height obtained by testing this, and the one exceeding this was regarded as a defect.
  • the evaluation length was set to 2000 m, and the number of defects generated at this length was evaluated. When the number of defects is 10 or less ⁇ (excellent) When more than 10 and 25 or less ⁇ (good), when more than 25 and 40 or less ⁇ (acceptable), when more than 40 ⁇ (No).
  • No. Nos. 19 to 24, 43 and 44 are used for increasing or decreasing the crystal grain size and / or the mixed particle ratio outside the preferable ranges.
  • Nos. 27 and 28 since the number of TiN was larger or smaller than the preferable range, the slit cross section and the weldability were only acceptable, but in other invention examples, the slit cross section quality was good.
  • No. Nos. 45 and 46 often contain TiN having a size exceeding 15 ⁇ m, so that the slit cross-sectional quality is poor, resulting in poor weldability.
  • No. No. 48 does not satisfy the present invention in the oxygen content. For this reason, the slit cross-sectional quality is at a satisfactory level, but the weldability is remarkably poor, and it cannot be successfully produced by any of the TIG and laser methods.
  • 1a, 1b slit means 2a, 2b: steel material 3, 3a, 3b: shear surface 4, 4a, 4b: fracture surface A: boundary line between shear surface and fracture surface

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Abstract

本発明は、Ｔｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金において溶接速度向上による生産性の向上、高速溶接時の品質安定化を図るために、スリット断面形状を適正化できる合金組成、組織、製造方法を見出すものである。本発明のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金は、重量％で、Ｃ：０．００１～０．０３％、Ｓｉ：０．０５～１．２５％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．００１～０．０３０％、Ｓ：０．０００１～０．００３０％、Ｎｉ：１５～５０％、Ｃｒ：１７～２５％、Ａｌ：０．１０～０．８０％、Ｔｉ：０．１０～１．５％、Ｎ：０．００３～０．０２５％、Ｏ：０．０００２～０．００７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、材料に含まれるＴｉ窒化物の個数とその大きさを任意の視野５ｍｍ２の範囲で評価し、前記大きさが１５μｍ以下のものが前記Ｔｉ窒化物全体の９９．３％以上である。

Description

スリット切断面品質に優れたＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金
　本発明は、主としてシーズヒーターの被覆管、石油精製プラント、化学プラント、熱交換器などの配管に利用されて溶接管の母材に関するものであり、優れた溶接作業性と安定した品質を達成できるＴｉを含有するＦｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金に関するものである。
　シーズヒーターの被覆管、石油精製プラント、化学プラント、熱交換器などの配管に利用されている溶接管には、その厳しい環境から、優れた耐食性、耐熱性を有するＴｉを含有するＦｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金が用いられている。管の素材となる帯は、広幅の帯を金属の丸刃で連続的に切断する、いわゆるスリットと呼ばれる作業を経て製造されるが、この断面品質の良否が後の溶接製造の良否に直接的に影響する。
　スリットした帯はロール成型によりＣ型に加工され、スリット断面同士を突き合わせ、そこを溶接される。このためスリット面同士は密着する形状となることが望ましいが、スリット断面には、いわゆるバリ、だれ、ムシレなどがあり、幾何学的に完全に密着させることはできない。このため、より溶接に適した断面形状などを模索することになる。
　この状況を図６（ａ）～（ｃ）を用いて簡単に説明する。まず、鋼板２の両面からスリット手段１ａおよび１ｂを用いてスリット作業を行う。鋼板２には両面のスリット手段によりせん断力が加わり、鋼板２ａの側にはせん断面３ａが、鋼板２ｂの側にはせん断面３ｂが形成される。続いて鋼板２ａと２ｂは破断し、破断面４ａおよび４ｂがそれぞれ形成される。図７に示すように、このようなスリット作業では、鋼板２の破面にせん断面３と破断面４が形成される。せん断面３は比較的平滑であるが、スリット条件や鋼材の組成により、破断面４には、立体的な凹凸が生じる場合や、せん断面／破断面の境界が理想的にはスリット手段１ａまたは１ｂの端部に位置する直線となるところ（図８の直線Ａ参照）、この想定される直線から乖離する場合があり、そのような凹凸や、理想状態の直線から境界が乖離した部分は、破面どうしを密着させる際に問題となる（以下、理想状態の直線から乖離した部分を単に「乖離している」、「乖離部分」等と称する）。
　例えば、特許文献１では、Ｃｕ合金に関するものであるが、打ち抜き加工した断面同士をレーザー溶接し、ここの品質を確保するために、突き合わせる面の組み合わせ（せん断面対せん断面、または、せん断面対破断面)、板厚に対するせん断面の比率、せん断面の粗さを規定することで優れた溶接品質を得ている。
　特許文献２では、同じくＣｕ合金を高周波抵抗溶接するために、板厚に対するせん断面比率、だれの大きさ、バリの高さを規定し、突合せ面の角度を適正化することで溶接時の不良を低減している。これにより、板厚０．３ｍｍという薄い材料の抵抗溶接を可能としている。
　特許文献３では、溶接を行う訳ではないが、Ｆｅ－Ｎｉ合金について、金型の寿命、バリやカスによる不具合を防止するため、断面形状を適切化する提案が行なわれている。目的とする断面形状を得るにどうアプローチを行なうのかという観点からは似ており、非金属介在物の大きさや合金組成を適正化することが提案されている。
特開２０１４－１６１８７０号公報 特公昭５８－１５４４６９号公報 特開２０００－１７３９８号公報
　しかしながら、特許文献１～３に開示された技術は、いずれも対象とする合金が本発明とは異なり、よって、組織の形成、内在する非金属介在物の種類、その制御方法、これらがスリット断面品質に及ぼす影響も違うため適用できない。合金組成が異なるということは、未知の影響因子が存在している可能性が考えられる。このため、未知の影響因子を含め、スリット断面品質を向上させるためには、対象とする材料について、個々の因子単独ではなく包括的に検討を行う必要がある。
　特許文献１では、せん断面の粗さを算術平均値で０．３μｍ、あるいは０．５μｍと非常に小さく限定している。打ち抜き加工のみでこれを達成するのは難しく、せん断面を機械加工、シェービングなどの後処理の適用が好ましいとされている。溶接管の製造に適用するには高価であり、スリット切断したままの破面での溶接を目指す本発明とは狙いが異なる。
　特許文献２では、抵抗溶接するためは接触させることが必要であり、せん断面の比率を板厚比で７０％以上とし粗さを規定している。しかしながら、ＴＩＧ溶接やレーザー溶接の場合、突合せ部を充分接触させる必要はなく、極小さい隙間を空けて溶接することが可能である。せん断面比率を大きくするとスリット丸刃の寿命が短くなり、長手方向に安定したスリット切断面品質を確保するには、せん断面比率をもっと小さくすべきである。溶接方法が異なると求められるものが違ってくる。
　特許文献３では、主にＭｎＳにより断面形状の改善を図っているが、本発明で対象としている合金はＴｉを含有しているため、熱間加工性が悪く、凝固割れ感受性も高い。このため、Ｓ含有量は極力低下し、熱間加工時のエッジ割れを防止する必要があり、ＭｎＳの効果に全面的に依存することはできない。
　以上のように、特許文献１～３の技術は、いずれも本発明が対象とするＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金をスリット後直ちに溶接して管とするための技術に適用することはできず、そのような技術は依然として知られていない。本発明は、Ｔｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金を対象としたものであり、溶接速度向上による生産性の向上、高速溶接時の品質安定化を図るために、スリット断面形状を適正化できる合金組成、組織、製造方法を見出すことを目的としている。
　発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、上記問題を解決するには、含有するＴｉに起因する化合物を制御することが最も重要あることを見つけ、その大きさ、個数の影響を詳細に調べた結果、見出したものである。加えて、製品の焼鈍条件、素材となるスラブ組織との関係についても調査し、最適な製造方法を見出し、本発明に至った。
　すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：０．００１～０．０３％、Ｓｉ：０．０５～１．２５％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．００１～０．０３０％、Ｓ：０．０００１～０．００３０％、Ｎｉ：１５～５０％、Ｃｒ：１７～２５％、Ａｌ：０．１０～０．８０％、Ｔｉ：０．１０～１．５％、Ｎ：０．００３～０．０２５％、Ｏ：０．０００２～０．００７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、材料に含まれるＴｉ窒化物の個数とその大きさを任意の視野５ｍｍ２の範囲で評価し、大きさが１５μｍ以下のものがＴｉ窒化物全体の９９．３％以上であることを特徴とする、スリット切断面品質に優れたＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金である。
　これより優れた耐食性、耐熱性を求められる場合、Ｍｏが添加されるが、Ｔｉに起因する悪影響を改善する手段は同じである。すなわち、本発明のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金においては、さらにＭｏ：０．０３～４．５％を含有することを好ましい態様とする。
　化学組成以外にも、析出するＴｉ窒化物が適切な範囲にないとスリット断面品質は良化しない。すなわち、本発明のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金においては、５ｍｍ２の範囲のＴｉ窒化物の個数が３００～４０００であることを好ましい態様とする。
　また、スリット手段を用いて材料にスリットを行い、スリット手段の端部が位置する材料上下面に平行な直線をスリット破面の理想状態におけるせん断面と破断面の境界線と想定し、測定長さを８ｍｍとしてスリット破面全体の観察を行い、前記境界線からせん断面／破断面が乖離している部分の面積を六角形以上の多角形で囲み、乖離している部分のそれぞれの面積を求めて合計面積を算出し、スリット破面全体の面積に対する乖離している部分の合計面積が４％以下であることを好ましい態様とする。
　また、結晶粒径が粗大であるとスリット断面品質は良化しない。優れたスリット断面品質を得て、溶接性を改善するためには、本発明のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金において、ＥＢＳＤで測定した結晶粒径が平均値で６０μｍ以下であることを好ましい態様とする。
　さらに、本発明のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金において、ＥＢＳＤで測定した平均結晶粒径の４倍以上となる結晶粒の面積率が２５％以下であることを好ましい態様としており、これにより、より優れた特性を得ることが可能である。
　本発明によれば、スリット作業が難しく、乖離部分を有する切断面となり易いＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金についても、優れた切断面が安定して得られるため、溶接管、特に板厚が薄い細径管に関し、優れた溶接作業性と安定した品質を達成できる。このため、優れた耐食性、耐熱性が求められるシーズヒーターの被覆管、石油精製プラント、化学プラント、熱交換器などの配管に好適である。
スリット破面の観察結果を示す模式図であり、（ａ）は乖離が大きな材料、（ｂ）は乖離が小さく良好な材料を示す。 断面観察によるＴｉＮの大きさと個数の関係の調査結果を示す。 良好材のスリット破面（上図）と断面組織（下図）を模式的に示す図である。 断面品質不良材のスリット破面（上図）と断面組織（下図）を模式的に示す図である。 断面品質不良材（混粒）のスリット破面（上図）と断面組織（下図）を模式的に示す図である。 （ａ）～（ｃ）は、スリット工程を説明する模式図である。 スリット後の鋼材破面を示す模式図である。 実施例におけるスリット断面の評価方法を示す模式図である。
　まず、本発明の背景となる基本的な技術思想について説明する。
　様々な条件下でスリット作業を行い、得られた破面を比較したところ、図１（ａ）および（ｂ）に示す様に大きく異なる様相を呈するものがあった。（ａ）については、せん断面（符号３）／破断面（符号４）の境界が理想状態の直線から大きく乖離しているのに対して、（ｂ）については、乖離があるものの軽微であった。これらについてそれぞれ、破面を突き合わせて溶接したところ、溶接速度が遅い範囲では、大きな違いは認められなかったが、生産性向上のため速度を上げたところ、（ａ）の破面を持つものは、ビード凹凸が大きくなり、最終的には溶け落ちが生じ、安定して製造できなくなった。（ｂ）についても最終的にはややビード凹凸が大きくなり溶接は不安定となる傾向であったが、製造は可能であった。
　せん断面／破断面の境界が大きく乖離しているものの破面をＳＥＭにて観察した結果、矩形の異物が基点となり、破面を大きくえぐっている様子が観察され、基点はおおよそ１５μｍ程度であった。この部分を分析したところ、非金属介在物の砕けた様なものがあり、これからＴｉ、Ｎのピークが観察された。本鋼はＴｉを含有する鋼であり、これに内在するＴｉＮが関与していることが疑われた。
　そこで、これら２種の鋼の任意の断面について、ＴｉＮの大きさと個数を測定し、結果を図２に示した。図２に示すように、せん断面／破断面の境界が大きく乖離している材料（図１（ａ）に対応）は、ＴｉＮの個数が多く、５μｍを越えて１５μｍ程度までのＴｉＮが多く確認された。これに対して、良好であった材料（図１（ｂ）に対応）は、これらサイズのＴｉＮはかなり少なく観察された。破面の乖離部分とほぼ一致するサイズのＴｉＮの個数に大きな違いが確認された。この知見を元に、更に化学組成とＴｉＮ生成の関係を詳細に調査することで、適性組成範囲を見出し、本発明に至った。
　また、この過程において、次の様な知見も得られた。同一組成で最終の焼鈍温度のみが異なる２つの材料を比較したところ、一方の破面のせん断面／破断面境界の状態が著しく悪く、この組成の結晶粒が粗大であった（図３）。また、他方は破面のせん断面／破断面境界の状態が著しく良好で、この組成の結晶粒は微小であった（図４）。このように、破面の状態に対する結晶粒径の影響を統計的に調べ、細粒であるものの方が優れていることが判った。
　また、図５に示す様にいわゆる混粒をもつ材料においても、せん断面／破断面の界面が不均一となることが判った。結晶粒は均一であることが理想的であるが、析出物、介在物の分布、板厚などの影響である程度の分布を持つものである。冷間圧延率が小さい場合も混粒組織となりやすい。さらに、連続鋳造法によりスラブを製造、これを熱間圧延しコイルとしたものを素材とした場合、連続鋳造時のマクロ組織の影響による混粒となる場合もある。この様に混粒となるとせん断面／破断面の境界が大きく乖離し、品質低下を招くことを見出した。粒径によりミクロな変形－破壊挙動が異なり生じるものと推定しているが、防止するには粗大な粒の程度を規定する必要がある。よって、本発明では、ＥＢＳＤで測定した平均結晶粒径とこれより大きな粒の大きさと割合で規定することとした。
　次に、本発明について、Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金の成分等の各パラメータの限定理由について、以下に記す。なお、合金成分においては％は重量％を意味する。
Ｃ：０．００１～０．０３％
　合金中のＣは、オーステナイト相を安定化し、室温、高温の強度を確保するために必須の元素である。このためには、０．００１％以上の含有は必要である。一方、過剰の添加はＣｒ炭化物を生成させ、その近傍にＣｒ欠乏層を形成、耐食性を著しく低下させる。溶接の熱影響部でも、この現象は生じる。さらに、ＴｉＮに固溶し、Ｔｉ（Ｎ,Ｃ）となり粗大化、個数の増加を助長する。このため、上限は０．０３％とする必要がある。好ましくは、０．００３～０．０２８％、より好ましくは、０．００５～０．０２５％である。
Ｓｉ：０．０５～１．２５％
　合金中のＳｉは、脱酸を行なうのに必須の元素であり、さらに耐酸化性の向上、耐応力腐食割れ性、溶接時の湯流れ、溶け込み性を向上させるのに必要である。この効果は、０．１％以上の添加により得られる。しかしながら、過剰の添加は、介在物の増加、これに関連して表面欠陥の多発を招き、湯の粘性が低下しすぎることで溶け落ちなどの溶接欠陥の発生を招く。さらに、ＳｉはＴｉの活量係数を高め、下記の反応を促進し、１５μｍを越えるＴｉＮを多く形成する。
　Ｔｉ　＋　Ｎ　→　ＴｉＮ（Ｓ）　…（１）
Ｓｉが１．２５％を越える場合、１５μｍを越えるＴｉＮが全体の０．７％を越えて存在し、かつ、ＴｉＮの個数が４０００を越えて多くなる。このため、上限を１．２５％とする。好ましくは、　０．１０～１．００％、より好ましくは、０．１５～０．７５％である。
Ｍｎ：０．１０～２．００％
　合金中のＭｎは、Ｓｉと同じく脱酸を行なうのに必須の元素で、オーステナイト相の安定にも寄与する。特に、添加による硬さ上昇が小さく、強度を適正化しつつ、オーステナイト相の安定を確保てきる有用な元素である。また、Ｓと化合物を形成し切断時の破断基点となり、切断面品質向上に寄与する。このため、少なくとも０．１０％以上の添加は必要である。しかしながら、過剰の添加は、耐食性低下、耐酸性、特に繰り返し酸化性を低下させるため、その上限を２．００％と規定する必要がある。好ましいＭｎの添加量は、０．１５～１．８０％、より好ましい添加量は、０．２０～１．５０％である。
Ｐ：０．００１～０．０３０％
　合金中のＰは、粒界に偏析し、溶接割れ感受性を高め、熱間加工性の低下させる有害な元素である。このため、その上限は厳しく限定する必要がある。本発明では０．０３０％以下に制限する。一方、合金中に０．００１％以上含有すると、粒界に偏析したＰが障壁となり、粒界近傍に転位が蓄積、破断の基点形成を助ける。この効果を得るため、これを下限とする。好ましくは、０．００３～０．０２５％、より好ましくは、０．００５～０．０２０％である。
Ｓ：０．０００１～０．００３０％
　合金中のＳは、粒界に偏析して低融点化合物を形成し、熱間加工性の低下を招く元素であり、極力低減すべきである。そのため、その上限は厳しく限定する必要がある。本発明では０．００３０％以下に制限する。しかしながら、ＳはＭｎ、Ｔｉと化合物を形成し、切断時の破断基点となり、切断面品質の向上に寄与する。この効果を得るには０．０００１％以上の添加は必要である。よって下限を規定する。好ましくは、０．０００２～０．００２０％、より好ましくは、０．０００３～０．００１０％である。
Ｎｉ：１５～５０％
　合金中のＮｉは、オーステナイト相の安定元素であり、組織の安定性確保のために必須である。加えて、耐食性、とくに耐応力腐食割れ性を向上させるのに必要であり、高温強度、耐酸化性を高める効果もある。よって、１５％以上の添加は必要である。しかしながら、過剰の添加は、コスト高を招き、高温強度が高くなりすぎて熱間加工が困難となる。よって、上限を５０％とする。好ましくは、１６～４６％、より好ましくは、１８～４２％である。
Ｃｒ：１７～２５％
　合金中のＣｒは、耐食性、耐酸化性の向上に寄与する重要な元素であり、厳しい環境に使用するのに必須の元素である。このため、少なくとも１７％の添加は必要である。しかしながら、２５％を越えて含有すると、オーステナイト相の不安定化を招き、炭化物の析出も促進する。このため、上限を２５％とする。好ましくは、１７～２４％、より好ましくは、１９～２３％である。
Ａｌ：０．１０～０．８０％
　合金中のＡｌは、脱酸を行なうのに必須の元素であり、耐酸化性の向上にも寄与する。また、Ｎｉと化合物を形成し室温、高温の強度向上にも寄与する重要な元素で、シーズヒーターの被覆管となる場合は、黒化性を確保するのに必須である。よって、少なくとも、０．１０％以上の添加は必要である。しかしながら、０．８０％を越えて添加すると、オーステナイト相を不安定にし、母材中に介在物を多数形成するようになる。このため、上限を設定する。好ましくは、０．１５～０．７０％、より好ましくは、０．２０～０．６０％である。
Ｔｉ：０．１０～１．５％
　合金中のＴｉは、Ｃと化合物を形成、Ｃを固着、溶接時のＣｒ炭化物析出を抑制し耐食性の確保に寄与する。さらに、ＮｉとＡｌにより形成する化合物の生成を促進し、間接的に室温、高温の強度向上を容易とする重要な元素である。厳しい環境で使用される場合、効果を発揮する本発明のポイントとなる元素の一つである。さらに、シーズヒーターの被覆管においては、Ａｌと同様、黒化性を確保するのに必須の元素であり、これらのためには少なくとも０．１０％の添加は必要である。しかしながら、１．５％を越えて含有すると、ＴｉＮの生成が過剰となり良好は切断面品質が得られず、かつオーステナイト相の安定度も低下する。よって上限を設定する。好ましくは、０．１５～１．２０％、より好ましくは、０．２０～０．８０％である。
Ｎ：０．００３～０．０２５％
　合金中のＮは、Ｔｉと化合物を形成するため、極力低減することが好ましい。これが０．０２５％を越えて含有すると良好は切断面品質が得られず、溶接時のブローホール発生頻度も高くなる。よって、上限を設定する。これに対し、Ｎは室温、高温の強度を向上させ、オーステナイト相の安定度を増し、さらに耐食性も向上させる。このため、０．００３％以上の添加は必要である。好ましくは、０．００５～０．０２０％、より好ましくは、０．００７～０．０１５％である。
Ｏ：０．０００２～０．００７％
　合金中のＯは、溶接時の溶け込み性を改善し、溶解、精錬工程でＮ量の低減を容易とする。このため、少なくとも０．０００２％以上の含有が必要である。しかしながら、ＯはＡｌ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎと結合し、脱酸生成物を生成する。ある程度の量までは切断品質の改善に寄与するが、０．００７％を越えて含有する場合、脱酸生成物による耐食性の低下、表面疵の原因となるため、これを上限とする。好ましくは、０．０００４～０．００５０％、より好ましくは、０．０００８～０．００３０％である。
任意の視野５ｍｍ ２ の範囲でＴｉ窒化物の大きさが１５μｍ以下のものが全体の９９．３％以上
　Ｔｉを含有するＦｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金において不可避な化合物であり、ＴｉＮおよびＴｉ（Ｎ,Ｃ）として観察されるものが対象であり、本発明ではこれらをまとめて「Ｔｉ窒化物」、「ＴｉＮ」と称している。この大きさが１５μｍを越えるとせん断面／破断面の境界が乖離する原因となり、より小さいものの方が好ましい。メカニズムとしては、スリット切断がＴｉ窒化物上やその近傍で行なわれると、Ｔｉ窒化物／母相の間でも局所的なクラックが発生し、これが本線と合体することで不規則な形状になるものと推察している。このため、１５μｍを越えるＴｉＮが存在していたとしても、切断部に位置しなければ、乖離の原因となることはない。詳細の調査の結果、全体個数で０．７％未満であれば許容できることを見出した。これより、Ｔｉ窒化物の大きさが１５μｍ以下のものが全体の９９．３％以上と規定する。好ましくは、１５μｍ以下のものが全体の９９．５％以上、より好ましくは、１５μｍ以下が９９．８％以上である。
任意の視野５ｍｍ ２ の範囲でＴｉ窒化物の個数が３００～４０００
　Ｔｉ窒化物の悪影響は主として個数ではなく、大きさである。しかしながら、個数が増加するとＴｉ窒化物相互の距離が近くなり、あたかも大きなものと同じ様な挙動をとるようなる。このため、窒化物の個数は上限を４０００とする。これに対し、少なすぎる場合にも悪影響が認められたので、下限値も設定する。Ｔｉ窒化物は、母相との間でクラックが発生する、つまりクラックの基点として働くが、この数が少なすぎてもせん断面／破断面の境界が乖離することが確認された。よって、下限を３００とする。好ましくは、４００～３５００、より好ましくは５００～３０００である。
Ｍｏ：０．０３～４．５％
　合金中のＭｏは、耐食性を向上させ、高温強度も顕著に向上させるため、非常に厳しい環境で使用される場合に添加される。これら効果を得るには少なくとも０．０３％の添加が必要である。しかしながら、高価な元素であり過剰な添加はコストの上昇を招く。さらに、オーステナイト相の安定度を低下させ、耐食性や靭性に悪影響をおよぼすシグマ相の生成を促進する。このため、上限は４．５％とすべきである。好ましくは、０．０５～４．０％、より好ましくは、０．０７～３．５％である。
ＥＢＤＳで測定した平均結晶粒径６０μｍ以下
　結晶粒径は材料の強度、延性に影響を及ぼす。これらのバランスを保つには、著しく粗大な結晶粒は適当ではない。さらに、粗大な結晶粒をもつ材料は、せん断面／破断面の境界が大きく乖離し、せん断面が多くなることが判った。このため、平均結晶粒径は６０μｍ以下とする必要がある。好ましくは４０μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下である。
ＥＢＳＤで測定した平均結晶粒径の４倍以上となる結晶粒の面積率が２５％以下
　結晶粒が不均一となる、いわゆる混粒組織となった場合、せん断面／破断面の境界が大きく乖離し、品質低下を招く。結晶粒径が細かい場合、数倍程度の結晶粒径の違いは起こりうるもので、４倍を越えないものの影響は顕著ではなかった。また、４倍を越えるような結晶粒が存在する場合でも、２５％を超えない程度であれば、影響は限定的であった。よって、ＥＢＳＤで測定した平均結晶粒径の４倍以上となる結晶粒の面積率が２５％以下と規定する。好ましくは、平均結晶粒径の４倍以上となる結晶粒の面積率が１５％以下、より好ましくは、平均結晶粒径の４倍以上となる結晶粒の面積率が５％以下である。
　次に、実施例を提示して、本発明の構成および作用効果をより明らかにするが、本発明は以下の実施例にのみ限定されるものではない。
　表１に示した各種成分組成を有するＮｏ．１～５０のＦｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金を、まず、６０ｔ電気炉にてスクラップ、ニッケル、クロム、モリブデンなどの原料を溶解して、その後ＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）あるいはＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ　Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）にて、酸素とＡｒの混合ガスを吹き込み脱炭し、その後、フェロシリコン合金および／またはアルミニウムを添加して、Ｃｒ還元し、その後、石灰石、蛍石を添加して、脱酸、脱硫を実施した。その後、連続鋳造法にて２００ｍｍ厚×１０００ｍｍ幅のスラブとした。次いで、上記スラブの表面を研削し、温度１０００～１３００℃に加熱した後、熱間圧延して板厚４ｍｍの熱延帯とし、焼鈍―酸洗、冷間圧延を繰り返すことで板厚０．７～０．３ｍｍとし、これに焼鈍―酸洗を行い冷延焼鈍帯とした。
　得られた冷延焼鈍帯について、幅２５ｍｍとなるように、ラップ０．２０ｍｍ、板厚の１１％のクリアランスで切断速度７０ｍ／ｍｉｎの条件でスリットを行い評価に供した。管への溶接は、連続溶接管製造ラインにて、ＴＩＧにより溶接を行った。ライン速度は１２ｍ／ｍｉｎ、溶接電流は１３５Ａ、内面、外面のシールガスはＡｒ＋５％Ｈ２とした。さらに、ＣＯ２レーザーにより溶接で行い、これでも評価した。その条件は、ライン速度は２５０ｍ／ｍｉｎ、出力２．０ｋＷ、シールガスはＨｅとした。
（１）Ｔｉ窒化物の大きさ、個数の測定
　圧延方向に対し平行断面を観察できるよう埋め込み試料を作製、鏡面まで研磨を行い、これを光学顕微鏡で観察した。観察倍率は２００倍で複数視野を観察、観察面積が合計で５ｍｍ２となるようにした。観察視野それぞれについて画像解析し、色調からＴｉ窒化物のみを抽出、個数を測定した。さらに、Ｔｉ窒化物１つ１つの面積を求め、その面積に相当する円の直径を、その粒子の大きさとした。
（２）スリット断面の評価
　得られたスリット材について、図８に示すように、倍率８０倍で、測定長さが８ｍｍとなるようにスリット破面全体を観察、これを観察面積とした。図８の破線Ａは、例として図１（ａ）において理想的にはせん断面３と破断面４の境界となるべき線を示すものであり、図６（ｂ）においてスリット手段１ａまたは１ｂの端部が位置する箇所の直線である。この破線Ａからせん断面３側にはみ出た部分と、破断面４側にはみ出た部分（図８において塗りつぶされた部分）を、せん断面／破断面が乖離している部分とみなし、この部分を六角形以上の多角形で囲み、それぞれ面積を求めて合計面積を算出し、観察面積に対する乖離部分の合計面積の割合で評価した。乖離部分の合計面積が１％以下の場合◎（優）、１％を越えて２．５％以下の場合○（良）、２．５％を越えて４％以下の場合△（可）、４％を越えている場合×（不可）とした。なお、せん断面／破断面の乖離は、境界（破線Ａ）から上、下いずれの方向に存在しても測定している。
（３）ＥＢＳＤによる結晶粒径
　圧延方向に対し平行断面を測定できるように試料を作製、これをＦＥ－ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、ステップサイズ５μｍの条件で合計１０ｍｍ２の視野を観察し、平均結晶粒径を求めた。さらに、粒径毎の面積率を計算し、混粒の程度を評価した。
（４）溶接試験　
　連続溶接管製造ラインにて製造した管を、過流探傷試験により評価した。基準とした欠陥サイズは、表面に１．０ｍｍ深さ、３ｍｍ長さのスリットを溶接進行方向に対し直角方向に放電加工で導入したもとした。これを試験し得られた波形高さの８０％を閾値とし、これを超えたものを欠陥とした。評価長さは２０００ｍとして、この長さでの欠陥発生個数で評価した。欠陥個数が、１０個以下の場合　◎（優）、１０個を超えて２５個以下場合　○（良）、２５個を越えて４０個以下の場合　△（可）、４０個を越えた場合×（不可）とした。
　評価結果を表１に併記する。本発明例であるＮｏ．１～４４においては、スリット断面の品質は問題なく、このため、ＴＩＧ溶接、さらに、これよりも溶接速度が速く難しいレーザー溶接でも欠陥が発生することなく、管製造が可能となっている。
　なお、発明例のうちＮｏ．１９～２４、４３、４４は、結晶粒径および／または混粒割合が好ましい範囲を外れるか高めのため、また、Ｎｏ．２７、２８は、ＴｉＮの個数が好ましい範囲より多いか少ないため、スリット断面や溶接性の品質は可にとどまったが、それ以外の発明例ではスリット断面の品質は良好であった。
　これに対し、Ｎｏ．４５、４６は１５μｍを越えるような大きさのＴｉＮが多く、このためスリット断面品質が悪く、結果として溶接性に劣るものとなっている。
　Ｎｏ．４５～４７は、化学組成のうち、Ｔｉ、Ｎ、Ｃが本発明を満足してない。このため、ＴｉＮあるいはＴｉ（Ｎ,Ｃ）が粗大化、あるいは過剰に生成し、スリット断面品質に劣り、結果として溶接性も悪い。
　Ｎｏ．４８は、酸素量が本発明を満足していない。このためスリット断面品質は問題ないレベルであるが、溶接性が著しく悪く、ＴＩＧ、レーザーいずれの方法で上手く製造できない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
１ａ、１ｂ：スリット手段
２、２ａ、２ｂ：鋼材
３、３ａ、３ｂ：せん断面
４、４ａ、４ｂ：破断面
Ａ：せん断面と破断面の境界線

Claims (6)

  1. 　重量％で、Ｃ：０．００１～０．０３％、Ｓｉ：０．０５～１．２５％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．００１～０．０３０％、Ｓ：０．０００１～０．００３０％、Ｎｉ：１５～５０％、Ｃｒ：１７～２５％、Ａｌ：０．１０～０．８０％、Ｔｉ：０．１０～１．５％、Ｎ：０．００３～０．０２５％、Ｏ：０．０００２～０．００７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、材料に含まれるＴｉ窒化物の個数とその大きさを任意の視野５ｍｍ２の範囲で評価し、前記大きさが１５μｍ以下のものが前記Ｔｉ窒化物全体の９９．３％以上であることを特徴とするＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金。
  2. 　さらにＭｏ：０．０３～４．５％を含有することを特徴とする請求項１に記載のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金。
  3. 　前記５ｍｍ２の範囲のＴｉ窒化物の個数が３００～４０００であることを特徴とする請求項１または２に記載のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金。
  4. 　スリット手段を用いて材料にスリットを行い、前記スリット手段の端部が位置する材料上下面に平行な直線をスリット破面の理想状態におけるせん断面と破断面の境界線と想定し、
    　測定長さを８ｍｍとして前記スリット破面全体の観察を行い、前記境界線からせん断面／破断面が乖離している部分の面積を六角形以上の多角形で囲み、前記乖離している部分のそれぞれの面積を求めて合計面積を算出し、前記スリット破面全体の面積に対する前記乖離している部分の合計面積が４％以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金。
  5. 　ＥＢＳＤで測定した結晶粒径が平均値で６０μｍ以下であることを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金。
  6. 　ＥＢＳＤで測定した平均結晶粒径の４倍以上となる結晶粒の面積率が２５％以下であることを特徴とする請求項１～５のいずれかに記載のＴｉ含有Ｆｅ－Ｎｉ－Ｃｒ合金。
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