JP7009666B1 - 加工性、耐食性に優れる溶接管用Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金 - Google Patents
加工性、耐食性に優れる溶接管用Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】溶接部の加工性、耐食性に優れるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金を提供する。【解決手段】以下、質量％にて、Ｃ：０．００２～０．０２０％、Ｓｉ：０．０２～１．００％、Ｍｎ：０．０２～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１８．０～２４．０％、Ｍｏ：７．５～９．０％、Ｃｕ：０．０１～０．２０％、Ａｌ：０．００５～０．４００％、Ｔｉ：０．１～１．０％、Ｆｅ：３．０～６．０％、Ｎｂ：２．５～４．０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｎ：０．００２～０．０２０％、Ｓｎ：０．００３～０．０３０％、Ｗ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：２．５～４．５％、Ｃｕ＋１０Ｓｎ：０．４０以下、残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金。【選択図】図４
Description
本発明は、Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ合金に係り、特に、溶接後も加工性および耐食性を維持することができるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ合金に関する。
Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ合金は、極めて耐食性に優れた材料であるため、化学プラント、天然ガス田、油田など過酷な腐食環境下にて広く用いられている。また、ヒーターの被覆管などにも用いられ、こちらも腐食し易い厳しい環境で使用されている。このような分野で使用するには、様々な溶接や加工が必要となり、溶接部に加工を施す場合も多い。そのため、母材部と同様に溶接部においても加工性や耐食性が求められる。しかしながら、溶接部は凝固組織となるため、耐食性の低下とともに割れの発生や溶接部の延性低下により加工性が低下するため、改善が求められている。
このようなＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ合金について、耐食性を改善する目的でＭｏの偏析を低減した製造方法（例えば、特許文献１参照）や、耐食性へ影響を与える炭化物を制御する技術（例えば、特許文献２参照）が示されている。しかしながら、これら文献においては溶接性や溶接部の加工性については何ら述べられていない。
一方、溶接部の加工性や耐食性について、フェライト系ステンレス鋼における文献（例えば特許文献３、４参照）は知られているものの、合金系が異なるため、これらの技術をＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ合金にそのまま適用することはできない。
上記の技術を鑑み、本発明では、溶接部の加工性、耐食性に優れるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金を提供することを目的とする。
発明者らは、上記の課題の解決に向けて鋭意研究を行った。その結果、溶接部において優れた加工性とするためには、溶接部自体の延性を向上することが必要であり、材料自体の延性を向上させるためＣｕ、Ｃｏ、Ｃ、Ｎ量を制御するとともに、溶接部の凝固組織の微細化するためＮｂ、Ｔｉ、Ｖの適量添加が効果的であることを見出した。さらに、溶接部においては炭化物や炭窒化物、低融点化する共晶析出物の抑制することによって割れの発生を低減できることが分かった。特にＣｕとＳｎにおいては添加量を制御し、適切な量とすることによって溶接部の延性が向上できることが分かった。さらに耐食性においてはＳｎやＷといった元素の添加、耐食性劣化の原因となる炭化物や腐食の起点となる酸化物を低減することが効果的であることを見出した。
このように、本願発明は実験を通して完成したものであり、すなわち本発明は、以下、質量％にて、Ｃ：０．００２～０．０２０％、Ｓｉ：０．０２～１．００％、Ｍｎ：０．０２～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１８．０～２４．０％、Ｍｏ：７．５～９．０％、Ｃｕ：０．０１～０．２０％、Ａｌ：０．００５～０．４００％、Ｔｉ：０．１～１．０％、Ｆｅ：３．０～６．０％、Ｎｂ：２．５～４．０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｎ：０．００２～０．０２０％、Ｓｎ：０．００３～０．０３０％、Ｗ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：２．５～４．５％、Ｃｕ＋１０Ｓｎ：０．４０以下、残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金である。
本発明においては、Ｏ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％であることが好ましい。
発明者らは、上記の課題の解決に向けて以下の実験１～実験３を行って、本発明を完成させるに至った。以下にその検討について説明する。
＜実験１＞
溶接部の延性評価
実験室において、Ｎｉ－２１％Ｃｒ－８％Ｍｏ－４．５％Ｆｅを基本組成とし、これにＣ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗを添加した種々の成分を有するＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金を高周波誘導炉にて溶解し、鋳型に鋳込み合金塊を得た。これを熱間鍛造により厚さ８ｍｍの鍛造材とし、１１００℃にて焼鈍、その後酸洗を行い、冷間圧延により厚み３ｍｍ冷延板を得た。さらにこれを１１００℃にて焼鈍を行った後、母材部のみと溶接部を含む試験片を作製した。試験片は板厚３ｍｍ、幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍのサイズであり、引張方向が圧延方向に平行な方向で採取した。下記の定義する伸び比にて、溶接後の加工性を評価した。なお、伸び比は溶接部の延性が母材に対してどの程度維持されているかを示す。
伸び比＝（溶接部を含む試験片の伸び％）／（母材部のみの試験片の伸び％）
溶接部の延性評価
実験室において、Ｎｉ－２１％Ｃｒ－８％Ｍｏ－４．５％Ｆｅを基本組成とし、これにＣ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗを添加した種々の成分を有するＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金を高周波誘導炉にて溶解し、鋳型に鋳込み合金塊を得た。これを熱間鍛造により厚さ８ｍｍの鍛造材とし、１１００℃にて焼鈍、その後酸洗を行い、冷間圧延により厚み３ｍｍ冷延板を得た。さらにこれを１１００℃にて焼鈍を行った後、母材部のみと溶接部を含む試験片を作製した。試験片は板厚３ｍｍ、幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍのサイズであり、引張方向が圧延方向に平行な方向で採取した。下記の定義する伸び比にて、溶接後の加工性を評価した。なお、伸び比は溶接部の延性が母材に対してどの程度維持されているかを示す。
伸び比＝（溶接部を含む試験片の伸び％）／（母材部のみの試験片の伸び％）
溶接部はノンフィラープラズマ溶接によって作製した。溶接条件は、電流１００Ａ、電圧３０Ｖ、速度５００ｍｍ／ｍｉｎ、センターガスおよびバックガスは１００％Ａｒガス、シールドガスは９３％Ａｒ＋７％Ｈ２ガスを使用、開先形状はＩ型である。また、溶接部はビードカットにより平滑となるようにした。試験片は溶接ビードが引張方向と垂直かつ溶接部が試験片平行部中央になるようになるように採取した。
表１に上記の試験結果を示す。種々の成分の影響を調査した結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか１つが無添加の試料（番号８、９、１０）およびＴｉ、Ｎｂ、Ｖが全て含まれていても合計Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ量の低い試料（番号１１）において伸びが著しく低下していた。また、Ｃ量、Ｎ量が高い（番号１２、１３）場合においても伸びが著しく低下していた。
図１に番号１～７の試料のＣｏ量と伸び比の関係、図２に番号１～６のＣｕ量と伸び比の関係を示す。ＣｕやＣｏ無添加（番号６、７）に比べて添加した場合、伸びの改善が確認され、Ｃｕ量およびＣｏ量の増加にともなう溶接部の伸びの向上がみられた。
溶接部の延性を向上するためには材料自体の延性を確保するためＣｕ、Ｃｏ、Ｃ、Ｎ量を制御することが効果的であることを見出した。さらに、溶接部においては炭化物や炭窒化物、低融点化する共晶析出物が割れの起点となって加工性が低下する場合がある。そこで以下のように溶接部の割れの評価を行った。
＜実験２＞
溶接部の割れ評価
実験室において、Ｎｉ－２１％Ｃｒ－８％Ｍｏ－４．５％Ｆｅ－３．５％Ｎｂ－０．０１０％Ｃ－０．０１０％Ｎを基本組成とし、これにＭｎ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗを添加した種々の成分を有するＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金を高周波誘導炉にて溶解し、鋳型に鋳込み合金塊を得た。これを熱間圧延により厚さ８ｍｍのコイル材とし、１１００℃にて焼鈍、その後酸洗を行い、冷間圧延により厚み０．７ｍｍとした。されにこれを１１００℃にて焼鈍を行った後、スリットを行い狭幅コイル（３１．４ｍｍ）とした。これを連続ラインにて成形、溶接を施した。溶接部はノンフィラープラズマ溶接によって作製した。溶接条件は、電流１００Ａ、電圧１０Ｖ、速度１０００ｍｍ／ｍｉｎ、センターガスおよびバックガスは１００％Ａｒガス、シールドガスは９３％Ａｒ＋７％Ｈ２ガスを使用した。このようにして、外径１０ｍｍのパイプを作製し曲げ試験を実施した。
溶接部の割れ評価
実験室において、Ｎｉ－２１％Ｃｒ－８％Ｍｏ－４．５％Ｆｅ－３．５％Ｎｂ－０．０１０％Ｃ－０．０１０％Ｎを基本組成とし、これにＭｎ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗを添加した種々の成分を有するＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金を高周波誘導炉にて溶解し、鋳型に鋳込み合金塊を得た。これを熱間圧延により厚さ８ｍｍのコイル材とし、１１００℃にて焼鈍、その後酸洗を行い、冷間圧延により厚み０．７ｍｍとした。されにこれを１１００℃にて焼鈍を行った後、スリットを行い狭幅コイル（３１．４ｍｍ）とした。これを連続ラインにて成形、溶接を施した。溶接部はノンフィラープラズマ溶接によって作製した。溶接条件は、電流１００Ａ、電圧１０Ｖ、速度１０００ｍｍ／ｍｉｎ、センターガスおよびバックガスは１００％Ａｒガス、シールドガスは９３％Ａｒ＋７％Ｈ２ガスを使用した。このようにして、外径１０ｍｍのパイプを作製し曲げ試験を実施した。
すなわち、パイプの造管方向に５００ｍｍの長さの試験片を採取し、鉄鋼製の１３５Ｒ（ｍｍ）のシリンダをプレス曲げ方式に基づいて曲げ試験を行った。なお、ビードはパイプの下側になるように配置して、上側よりシリンダを押し込んだ。
曲げ部の欠陥（割れ）の確認は光学顕微鏡を用いて２０～４００倍に拡大して、欠陥の有無を確認した。なお、割れは０．１ｍｍを超える場合、欠陥有りとした。
表２に上記の試験結果を示す。また、図３は１３５Ｒでの曲げ試験結果をプロットしたものであり、横軸がＳｎ量、縦軸がＣｕ量を示したものである。欠陥が無かったものを○、欠陥が観察されたものを×で表した。図中にはＣｕ＋１０×Ｓｎが０．４０以下となる領域においては割れの発生は観察されなかったが、０．４０を超えるＣｕとＳｎが高い場合、割れの発生が観察された。よって、Ｃｕ量とＳｎ量の制限とともにＣｕ＋１０×Ｓｎを０．４０以下とする必要がある。
＜実験３＞
溶接部の耐食性評価
実験１と同様の試料を用いて溶接部の耐食性の評価として腐食試験を実施した。溶接部はビードカットにより平滑となるようにした後、＃１２０のエメリー紙で研磨して仕上げた。この試験片を６％ＦｅＣｌ３と１％ＨＣｌからなる６００ｍｌの溶液に１２０時間浸漬した。試験温度は８０、８５、９０、９５℃にて試験を行い、臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定した。孔食は２５μｍ以上のものを孔食発生とみなした。結果を表１に併記した。
溶接部の耐食性評価
実験１と同様の試料を用いて溶接部の耐食性の評価として腐食試験を実施した。溶接部はビードカットにより平滑となるようにした後、＃１２０のエメリー紙で研磨して仕上げた。この試験片を６％ＦｅＣｌ３と１％ＨＣｌからなる６００ｍｌの溶液に１２０時間浸漬した。試験温度は８０、８５、９０、９５℃にて試験を行い、臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定した。孔食は２５μｍ以上のものを孔食発生とみなした。結果を表１に併記した。
Ｗ、Ｓｎを添加していない番号１、番号３およびＣ量、Ｎ量が高い番号１２、番号１３においては試験温度が８０℃においても孔食の発生が確認された。一方でＷやＳｎの添加量が高かった番号５においてはＣＰＴが９５℃であり、番号６においてもＣＰＴが９０℃であり耐食性の向上が確認された。この結果より、溶接部の耐食性においてはＳｎやＷといった元素の添加、耐食性劣化の原因となる炭化物や腐食の起点となる酸化物を低減することが効果的である。
次に、本発明のＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金の成分組成を限定する理由について説明する。なお、％はすべてｍａｓｓ％（質量％）である。
Ｃ：０．００２～０．０２０％
Ｃは加工性および耐食性に影響する元素である。Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金中においてＣはＮｂ、Ｔｉ、Ｖと結合し、炭化物を形成する。溶接部の過剰な炭化物は延性を低下させるとともに溶接時の割れの起点となる。さらに、熱処理工程や溶接による熱影響部において、耐食性の維持に有効なＣｒ、Ｍｏと結合し、Ｍ６Ｃ（Ｍは主にＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ）、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは主にＣｒ、Ｍｏ、Ｆｅ）の炭化物を形成しやすい。これらの炭化物の周囲にはＣｒ、Ｍｏの欠乏層が生じてしまい、必要とされる耐食性を低下させてしまうため０．０２０％以下とする。一方で、溶接部の炭化物は凝固組織を微細化することによって延性を向上するため０．００２％以上の含有が必要である。
以上のことから、Ｃは０．００２～０．０２０％と規定した。好ましくは０．００３～０．０１５％である。最も好ましくは、０．００３～０．０１０％である。
Ｃ：０．００２～０．０２０％
Ｃは加工性および耐食性に影響する元素である。Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金中においてＣはＮｂ、Ｔｉ、Ｖと結合し、炭化物を形成する。溶接部の過剰な炭化物は延性を低下させるとともに溶接時の割れの起点となる。さらに、熱処理工程や溶接による熱影響部において、耐食性の維持に有効なＣｒ、Ｍｏと結合し、Ｍ６Ｃ（Ｍは主にＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ）、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは主にＣｒ、Ｍｏ、Ｆｅ）の炭化物を形成しやすい。これらの炭化物の周囲にはＣｒ、Ｍｏの欠乏層が生じてしまい、必要とされる耐食性を低下させてしまうため０．０２０％以下とする。一方で、溶接部の炭化物は凝固組織を微細化することによって延性を向上するため０．００２％以上の含有が必要である。
以上のことから、Ｃは０．００２～０．０２０％と規定した。好ましくは０．００３～０．０１５％である。最も好ましくは、０．００３～０．０１０％である。
Ｓｉ：０．０２～１．００％
Ｓｉは脱酸のために有効な元素であるとともに溶接時の湯流れ性を向上するため０．０２％以上は必要である。しかしながら、湯流れ性が良くなりすぎると、溶接部形状においては凸ビードを確保できなくなるため、１．００％以下に抑えなければならない。また、Ｍ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６の形成を助長して、耐粒界腐食性を低下させる元素である。したがって、Ｓｉは０．０２～１．００％と規定した。好ましくは０．０３～０．８０％、より好ましくは、０．０５～０．５０％である。
Ｓｉは脱酸のために有効な元素であるとともに溶接時の湯流れ性を向上するため０．０２％以上は必要である。しかしながら、湯流れ性が良くなりすぎると、溶接部形状においては凸ビードを確保できなくなるため、１．００％以下に抑えなければならない。また、Ｍ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６の形成を助長して、耐粒界腐食性を低下させる元素である。したがって、Ｓｉは０．０２～１．００％と規定した。好ましくは０．０３～０．８０％、より好ましくは、０．０５～０．５０％である。
Ｍｎ：０．０２～１．００％
Ｍｎは粒界に偏析して、溶接割れを起こすＰ、Ｓを固定して溶接割れを抑制するため、０．０２％以上は必要である。しかしながら、ＭｎＳの形成を助長し、耐孔食性を低下させる元素であるため１．００％以下とする必要がある。したがって、Ｍｎは０．０２～１．００％と規定した。好ましくは、０．０３～０．８０％であり、より好ましくは、０．０５～０．５０％である。
Ｍｎは粒界に偏析して、溶接割れを起こすＰ、Ｓを固定して溶接割れを抑制するため、０．０２％以上は必要である。しかしながら、ＭｎＳの形成を助長し、耐孔食性を低下させる元素であるため１．００％以下とする必要がある。したがって、Ｍｎは０．０２～１．００％と規定した。好ましくは、０．０３～０．８０％であり、より好ましくは、０．０５～０．５０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは粒界に偏析および、熱間加工性と耐食性を劣化させる元素である。またＮｉと低融点の共晶を生成することで溶接割れ感受性を高める。そのため、Ｐは低減することが望ましい。よって、Ｐは０．０３０％以下とした。好ましくは、０．０２８％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｐは粒界に偏析および、熱間加工性と耐食性を劣化させる元素である。またＮｉと低融点の共晶を生成することで溶接割れ感受性を高める。そのため、Ｐは低減することが望ましい。よって、Ｐは０．０３０％以下とした。好ましくは、０．０２８％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、Ｐと同様に粒界に偏析して、熱間加工性を低下させる元素であるとともに、ＭｎＳを形成し耐食性を低下させるため、極力低減することが望ましい。また、溶接時に湯流れ性を良くするが、湯流れ性が良くなりすぎると、溶接部形状においては凸ビードを確保できなくなる。よって、Ｓは０．００５％以下と定めた。好ましくは、０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
Ｓは、Ｐと同様に粒界に偏析して、熱間加工性を低下させる元素であるとともに、ＭｎＳを形成し耐食性を低下させるため、極力低減することが望ましい。また、溶接時に湯流れ性を良くするが、湯流れ性が良くなりすぎると、溶接部形状においては凸ビードを確保できなくなる。よって、Ｓは０．００５％以下と定めた。好ましくは、０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
Ｃｒ：１８．０～２４．０％
Ｃｒは合金の表面に不働態被膜を形成して耐食性を維持するために、とても重要な元素である。しかしながら、過剰なＣｒの添加はＭ２３Ｃ６の析出を助長するために、耐食性の低下を引き起こしてしまう。したがって、Ｃｒは１８．０～２４．０％と規定した。好ましくは２０．０～２４．０％であり、より好ましくは、２１．０～２３．０％である。
Ｃｒは合金の表面に不働態被膜を形成して耐食性を維持するために、とても重要な元素である。しかしながら、過剰なＣｒの添加はＭ２３Ｃ６の析出を助長するために、耐食性の低下を引き起こしてしまう。したがって、Ｃｒは１８．０～２４．０％と規定した。好ましくは２０．０～２４．０％であり、より好ましくは、２１．０～２３．０％である。
Ｍｏ：７．５～９．０％
ＭｏはＣｒと同様に不働態被膜を形成して耐食性を維持するために重要な元素である。しかしながら、過剰なＭｏの添加はＭ６Ｃの析出を助長することによる耐食性の低化を引き起こしてしまう。また、過剰なＭｏの添加は強度が上昇する一方で、延性を低下させる。したがって、Ｍｏは７．５～９．０％と規定した。好ましくは、８．０～９．０％であり、より好ましくは８．０～８．５％である。
ＭｏはＣｒと同様に不働態被膜を形成して耐食性を維持するために重要な元素である。しかしながら、過剰なＭｏの添加はＭ６Ｃの析出を助長することによる耐食性の低化を引き起こしてしまう。また、過剰なＭｏの添加は強度が上昇する一方で、延性を低下させる。したがって、Ｍｏは７．５～９．０％と規定した。好ましくは、８．０～９．０％であり、より好ましくは８．０～８．５％である。
Ｃｕ：０．０１～０．２０％
Ｃｕは母材部および溶接部の延性を向上する重要な元素であるので、０．０１％は必要となる。しかしながら、過度の添加は熱間加工性を低下させ、溶接割れを引き起こす。また、溶接時に湯流れ性を良くするが、湯流れ性が良くなりすぎると、溶接部形状においては凸ビードを確保できなくなる。したがって、Ｃｕは０．０１～０．２０％と規定した。好ましくは、０．０２～０．１５％であり、より好ましくは０．０２～０．１０％である。
Ｃｕは母材部および溶接部の延性を向上する重要な元素であるので、０．０１％は必要となる。しかしながら、過度の添加は熱間加工性を低下させ、溶接割れを引き起こす。また、溶接時に湯流れ性を良くするが、湯流れ性が良くなりすぎると、溶接部形状においては凸ビードを確保できなくなる。したがって、Ｃｕは０．０１～０．２０％と規定した。好ましくは、０．０２～０．１５％であり、より好ましくは０．０２～０．１０％である。
Ａｌ：０．００５～０．４００％
Ａｌは、脱酸に効果的な元素であるので、０．００５％は必要となる。Ａｌを０．００５％以上とすることにより、Ｏを０．００５％以下とすることができる。しかしながら、過度の添加は熱間加工性を低下させる。また、アルミナのクラスターを形成し、合金板表面に線状の欠陥をもたらしてしまう。そのため、Ａｌは０．００５～０．４００％と定めた。好ましくは、０．０２０～０．３００％であり、より好ましくは０．０５０～０．３００％である。
Ａｌは、脱酸に効果的な元素であるので、０．００５％は必要となる。Ａｌを０．００５％以上とすることにより、Ｏを０．００５％以下とすることができる。しかしながら、過度の添加は熱間加工性を低下させる。また、アルミナのクラスターを形成し、合金板表面に線状の欠陥をもたらしてしまう。そのため、Ａｌは０．００５～０．４００％と定めた。好ましくは、０．０２０～０．３００％であり、より好ましくは０．０５０～０．３００％である。
Ｔｉ：０．１～１．０％
ＴｉはＣ、Ｎと結合し炭化物（ＴｉＣ）、窒化物（ＴｉＮ）を形成することにより溶接部の凝固組織を微細化、延性を向上するとともに、耐食性の低下を引き起こすＭ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６の形成を抑制する。一方で、過剰の添加は、多量の炭化物（ＴｉＣ）、窒化物（ＴｉＮ）および酸化物（ＴｉＯ２）を形成して熱間加工性や延性の低下を引き起こす。したがって、Ｔｉは０．１～１．０％と規定した。好ましくは、０．１～０．８％であり、より好ましくは０．１～０．５％である。
ＴｉはＣ、Ｎと結合し炭化物（ＴｉＣ）、窒化物（ＴｉＮ）を形成することにより溶接部の凝固組織を微細化、延性を向上するとともに、耐食性の低下を引き起こすＭ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６の形成を抑制する。一方で、過剰の添加は、多量の炭化物（ＴｉＣ）、窒化物（ＴｉＮ）および酸化物（ＴｉＯ２）を形成して熱間加工性や延性の低下を引き起こす。したがって、Ｔｉは０．１～１．０％と規定した。好ましくは、０．１～０．８％であり、より好ましくは０．１～０．５％である。
Ｆｅ：３．０～６．０％
Ｆｅは製造コストを低減させるために添加されると同時に、合金中のＯ量を低下する効果がある。しかしながら、過剰な添加は耐食性の低下を引き起こすため３．０～６．０％以下と規定した。好ましくは、３．０～５．０％であり、より好ましくは３．０～４．５％である。
Ｆｅは製造コストを低減させるために添加されると同時に、合金中のＯ量を低下する効果がある。しかしながら、過剰な添加は耐食性の低下を引き起こすため３．０～６．０％以下と規定した。好ましくは、３．０～５．０％であり、より好ましくは３．０～４．５％である。
Ｎｂ：２．５～４．５％
ＮｂはＴｉと同様Ｃ、Ｎと結合し炭化物（ＮｂＣ）、窒化物（ＮｂＮ）を形成することにより溶接部の凝固組織を微細化、延性を向上する。また、耐食性の低下を引き起こすＭ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６の形成を抑制する。一方で、固溶して強度が上昇する一方で、延性を低下させる。また、Ｎｂの過剰の添加は延性発現温度が低下による熱間加工性が低下を引き起こす。そこで、Ｎｂは２．５～４．５％と規定した。好ましくは、２．８～４．０％であり、より好ましくは２．８～３．８％である。
ＮｂはＴｉと同様Ｃ、Ｎと結合し炭化物（ＮｂＣ）、窒化物（ＮｂＮ）を形成することにより溶接部の凝固組織を微細化、延性を向上する。また、耐食性の低下を引き起こすＭ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６の形成を抑制する。一方で、固溶して強度が上昇する一方で、延性を低下させる。また、Ｎｂの過剰の添加は延性発現温度が低下による熱間加工性が低下を引き起こす。そこで、Ｎｂは２．５～４．５％と規定した。好ましくは、２．８～４．０％であり、より好ましくは２．８～３．８％である。
Ｃｏ：０．０１～０．５０％
Ｃｏは母材部および溶接部の延性を向上する重要な元素であるので、０．０１％は必要となる。しかしながら、過度の添加は熱間加工性を低下させ、溶接割れを引き起こす。したがって、Ｃｏは０．０１～０．５０％と規定した。好ましくは、０．０１～０．３０％である。より好ましくは０．０１～０．２０％である。
Ｃｏは母材部および溶接部の延性を向上する重要な元素であるので、０．０１％は必要となる。しかしながら、過度の添加は熱間加工性を低下させ、溶接割れを引き起こす。したがって、Ｃｏは０．０１～０．５０％と規定した。好ましくは、０．０１～０．３０％である。より好ましくは０．０１～０．２０％である。
Ｖ：０．０５～０．５０％
ＶはＮｂ、Ｔｉと同様Ｃ、Ｎと結合し炭化物（ＶＣ）、窒化物を形成することにより溶接部の凝固組織を微細化し、延性を向上する。また、耐食性の低下を引き起こすＭ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６の形成を抑制する。一方で、固溶して強度が上昇する一方で、延性を低下させる。Ｖは０．０５～０．５０％と規定した。好ましくは、０．１０～０．５０％である。より好ましくは０．１０～０．３０％である。
ＶはＮｂ、Ｔｉと同様Ｃ、Ｎと結合し炭化物（ＶＣ）、窒化物を形成することにより溶接部の凝固組織を微細化し、延性を向上する。また、耐食性の低下を引き起こすＭ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６の形成を抑制する。一方で、固溶して強度が上昇する一方で、延性を低下させる。Ｖは０．０５～０．５０％と規定した。好ましくは、０．１０～０．５０％である。より好ましくは０．１０～０．３０％である。
Ｎ：０．００２～０．０２０％
ＮはＮｂ、Ｔｉ、Ｖと結合し、窒化物や炭窒化物を形成する。最適な量の窒化物、炭窒化物は溶接部の凝固組織を微細化することによって、延性を向上する。一方で溶接部の過剰な窒化物、炭窒化物は延性を低下させるとともに溶接時の割れの起点となる。また、Ｎ量が高くなると溶接部のブローホール数が増加する。したがって、Ｎは０．００２～０．０２０％と規定した。好ましくは、０．００２～０．０１６％である。さらに好ましくは、０．００２～０．０１０％である。
ＮはＮｂ、Ｔｉ、Ｖと結合し、窒化物や炭窒化物を形成する。最適な量の窒化物、炭窒化物は溶接部の凝固組織を微細化することによって、延性を向上する。一方で溶接部の過剰な窒化物、炭窒化物は延性を低下させるとともに溶接時の割れの起点となる。また、Ｎ量が高くなると溶接部のブローホール数が増加する。したがって、Ｎは０．００２～０．０２０％と規定した。好ましくは、０．００２～０．０１６％である。さらに好ましくは、０．００２～０．０１０％である。
Ｓｎ：０．００３～０．０３０％
Ｓｎは微量の添加により耐食性を向上させる元素である。一方で、低融点の化合物を形成することにより、溶接部での割れの原因となる。したがって、Ｓｎは０．００３～０．０３０％と規定した。好ましくは、０．００４～０．０２０％であり、より好ましくは０．００６～０．０１０％である。
Ｓｎは微量の添加により耐食性を向上させる元素である。一方で、低融点の化合物を形成することにより、溶接部での割れの原因となる。したがって、Ｓｎは０．００３～０．０３０％と規定した。好ましくは、０．００４～０．０２０％であり、より好ましくは０．００６～０．０１０％である。
Ｗ：０．０５～０．５０％
ＷはＭｏと同様に耐食性を向上する効果があるが、過度の添加は炭化物を形成して、耐食性を低下する。したがって、Ｗは０．０５～０．５０％と規定した。好ましくは、０．１０～０．４０％である。より好ましくは、０．１０～０．３０％である。
ＷはＭｏと同様に耐食性を向上する効果があるが、過度の添加は炭化物を形成して、耐食性を低下する。したがって、Ｗは０．０５～０．５０％と規定した。好ましくは、０．１０～０．４０％である。より好ましくは、０．１０～０．３０％である。
Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：２．５～４．５％
Ｎｂ、Ｔｉ、ＶはＣやＮと結合し、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成する。最適な量の窒化物、炭窒化物は溶接部の凝固組織を微細化することによって、溶接部の延性を向上する。一方で溶接部の過剰な窒化物、炭窒化物は延性を低下させるとともに溶接時の割れの起点となる。Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：２．５～４．５％とする。好ましくは、２．８～４．５％であり、より好ましくは３．０～４．０％である。
Ｎｂ、Ｔｉ、ＶはＣやＮと結合し、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成する。最適な量の窒化物、炭窒化物は溶接部の凝固組織を微細化することによって、溶接部の延性を向上する。一方で溶接部の過剰な窒化物、炭窒化物は延性を低下させるとともに溶接時の割れの起点となる。Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：２．５～４．５％とする。好ましくは、２．８～４．５％であり、より好ましくは３．０～４．０％である。
Ｃｕ＋１０Ｓｎ：０．４０以下
ＣｕおよびＳｎを添加した場合、Ｃｕに対するＳｎの添加量が多くなると低融点の化合物を形成することにより、溶接部での割れの原因となる。そこで０．４０以下とする。好ましくは０．３５以下、より好ましくは、０．３０以下である。
ＣｕおよびＳｎを添加した場合、Ｃｕに対するＳｎの添加量が多くなると低融点の化合物を形成することにより、溶接部での割れの原因となる。そこで０．４０以下とする。好ましくは０．３５以下、より好ましくは、０．３０以下である。
本合金ではＯ、Ｍｇ、Ｃａの濃度を以下の通り制御することが望ましい。
Ｏ：０．００５％以下
Ｏは酸化物を形成し、溶接性、熱間加工性を低下させる。また溶接時のブローホールを形成、また、溶接時に湯流れ性を良くするが、湯流れ性が良くなりすぎると、溶接部形状においては凸ビードを確保できなくなる。そのため低減することが望ましい。さらにＡｌ２Ｏ３のクラスターやＴｉの酸化物の形成によって熱間加工性を低下させてしまうとともに、線状の欠陥をもたらしてしまう。よって、Ｏは０．００５％以下とした。好ましくは、０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
Ｏ：０．００５％以下
Ｏは酸化物を形成し、溶接性、熱間加工性を低下させる。また溶接時のブローホールを形成、また、溶接時に湯流れ性を良くするが、湯流れ性が良くなりすぎると、溶接部形状においては凸ビードを確保できなくなる。そのため低減することが望ましい。さらにＡｌ２Ｏ３のクラスターやＴｉの酸化物の形成によって熱間加工性を低下させてしまうとともに、線状の欠陥をもたらしてしまう。よって、Ｏは０．００５％以下とした。好ましくは、０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％
ＭｇはＭｎと同様に粒界に偏析して、溶接割れを起こすＰ、Ｓを固定して溶接割れを抑制する。一方で、Ｍｇを一定量以上に含有すると溶接ビード上に介在物が凝集、加工性の劣化や腐食の起点となることによる耐食性の低下を引き起こす。また、ＭｇＯの介在物を形成し、クラスター化することによりとなり、製品において表面欠陥の原因となる。したがって、Ｍｇは０．００１～０．０１０％と規定した。好ましくは、０．００２～０．００８％である。より好ましくは、０．００２～０．００５％である。
ＭｇはＭｎと同様に粒界に偏析して、溶接割れを起こすＰ、Ｓを固定して溶接割れを抑制する。一方で、Ｍｇを一定量以上に含有すると溶接ビード上に介在物が凝集、加工性の劣化や腐食の起点となることによる耐食性の低下を引き起こす。また、ＭｇＯの介在物を形成し、クラスター化することによりとなり、製品において表面欠陥の原因となる。したがって、Ｍｇは０．００１～０．０１０％と規定した。好ましくは、０．００２～０．００８％である。より好ましくは、０．００２～０．００５％である。
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、
ＣａはＭｎと同様に粒界に偏析して、溶接割れを起こすＰ、Ｓを固定して溶接割れを抑制する。一方で、Ｃａを一定量以上に含有すると溶接ビード上に介在物が凝集、加工性の劣化や腐食の起点となることによる耐食性の低下を引き起こす。また、ＣａＯの介在物を形成し、クラスター化することによりとなり、製品において表面欠陥の原因となる。したがって、Ｃａは０．００１０～０．０１００％と規定した。好ましくは、０．００２０～０．００７０％である。より好ましくは、０．００２０～０．００５０％である。
ＣａはＭｎと同様に粒界に偏析して、溶接割れを起こすＰ、Ｓを固定して溶接割れを抑制する。一方で、Ｃａを一定量以上に含有すると溶接ビード上に介在物が凝集、加工性の劣化や腐食の起点となることによる耐食性の低下を引き起こす。また、ＣａＯの介在物を形成し、クラスター化することによりとなり、製品において表面欠陥の原因となる。したがって、Ｃａは０．００１０～０．０１００％と規定した。好ましくは、０．００２０～０．００７０％である。より好ましくは、０．００２０～０．００５０％である。
溶接後の母材部、溶接部、熱影響部のビッカース硬さがそれぞれ２８０ＨＶ以下
溶接後の溶接部、熱影響部においては炭化物や炭窒化物の形成や組織の変化によって硬さが大きくなる可能性があるが、硬さが上昇すると、加工性が悪くなる。そこで、溶接ままでの母材部、溶接部、熱影響部のビッカース硬さがそれぞれ２８０ＨＶ以下とする。好ましくは２７０ＨＶ以下、さらに好ましくは２６０以下である。ここでは特に限定しないが、強度を保つ観点から１８０ＨＶ以上が好ましい。
溶接後の溶接部、熱影響部においては炭化物や炭窒化物の形成や組織の変化によって硬さが大きくなる可能性があるが、硬さが上昇すると、加工性が悪くなる。そこで、溶接ままでの母材部、溶接部、熱影響部のビッカース硬さがそれぞれ２８０ＨＶ以下とする。好ましくは２７０ＨＶ以下、さらに好ましくは２６０以下である。ここでは特に限定しないが、強度を保つ観点から１８０ＨＶ以上が好ましい。
本発明のＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金では、上記の残部はＮｉおよび不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物とはＮｉ基合金を工業的に製造する際、種々の要因によって混入してくる成分であり、本発明の作用効果に悪影響を及ぼさない範囲で含有を許容されるものを意味する。
また、加工性の向上には、加工を受けた全体部分、および溶接部を含む部分に熱処理を施すとより望ましい。本発明合金であれば、大気雰囲気中１０００℃×１ｍｉｎ程度の熱処理でも十分である。つまり、高温、例えば１１６０℃まで、長時間、例えば最長１ｈ程度の熱処理を避けることができる。このような、高温、長時間の熱処理の場合、大気雰囲気では酸化スケールが生成し、これを酸洗あるいは機械的研磨などにより除去する必要がでてくるが、これを回避できる利点がある。
次に本発明のＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金の製造方法について説明する。本発明のＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金の製造方法は特に限定されるものではないが、以下の方法で製造するのが望ましい。まずスクラップ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの原料を電気炉で溶解し、ＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）および／またはＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）にて酸素吹精して脱炭を行う。その後、Ａｌと石灰石を投入してＣｒ還元を行い、さらに石灰石と蛍石を投入し、溶融合金上にＣａＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－Ｆ系スラグを形成して脱酸、脱硫を行い、得られた溶融合金を、連続鋳造機にて鋳造しスラブ製造し、その後、熱間圧延、必要に応じて冷間圧延を行い、厚板や熱延鋼板、冷延鋼板などの薄板とする。
以下の実施例によってさらに本発明を詳細に説明する。ただし、本発明はその趣旨を超えない限りこれらの例に限定されるものではない。まず、まずスクラップ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの原料を電気炉で溶解し、ＡＯＤおよびＶＯＤにて酸素吹精して脱炭を行った。その後、Ａｌと石灰石を投入してＣｒ還元を行い、さらに石灰石と蛍石を投入し、溶融合金上にＣａＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－Ｆ系スラグを形成して脱酸、脱硫を行った。このようにして精錬した溶融合金を、連続鋳造機にて鋳造しスラブを得た。その後、スラブをステッケルミルで熱間圧延し、引き続き冷間圧延して板厚３ｍｍの冷延板を製造した。表３に製造した合金の化学成分を、表４に測定条件、評価結果を示す。
溶接部の延性評価
３ｍｍｔの冷延板を１１００℃にて焼鈍を行った後、溶接部の延性評価を行った。図４に試験片の採取の模式図を示す。冷延板１は、溶接ビード２を含む。この溶接した冷延板１より、母材部のみを含む試験片３と、母材部および溶接部を含む試験片４を作製し、引張試験を実施した。溶接部はノンフィラープラズマ溶接によって作製した。溶接条件は、電流１００Ａ、電圧３０Ｖ、速度５００ｍｍ／ｍｉｎ、センターガスおよびバックガスは１００％Ａｒガス、シールドガスは９３％Ａｒ＋７％Ｈ２ガスを使用、開先形状はＩ型である。また、溶接部はビードカットにより平滑となるようにした。試験片４は溶接ビードが引張方向と垂直かつ溶接部が試験片平行部中央になるようになるように採取した。なお試験片３、４はいずれも板厚３ｍｍ、幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍのサイズであり、引張方向が圧延方向に平行な方向で採取した。下記の定義する伸び比にて、溶接後の加工性を評価した。伸び比が０．６未満の場合を×、０．６以上０．７未満を△、０．７以上０．８未満を○、０．８以上を◎とした。
伸び比＝（溶接部を含む試験片の伸び％）／（母材部のみの試験片の伸び％）
３ｍｍｔの冷延板を１１００℃にて焼鈍を行った後、溶接部の延性評価を行った。図４に試験片の採取の模式図を示す。冷延板１は、溶接ビード２を含む。この溶接した冷延板１より、母材部のみを含む試験片３と、母材部および溶接部を含む試験片４を作製し、引張試験を実施した。溶接部はノンフィラープラズマ溶接によって作製した。溶接条件は、電流１００Ａ、電圧３０Ｖ、速度５００ｍｍ／ｍｉｎ、センターガスおよびバックガスは１００％Ａｒガス、シールドガスは９３％Ａｒ＋７％Ｈ２ガスを使用、開先形状はＩ型である。また、溶接部はビードカットにより平滑となるようにした。試験片４は溶接ビードが引張方向と垂直かつ溶接部が試験片平行部中央になるようになるように採取した。なお試験片３、４はいずれも板厚３ｍｍ、幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍのサイズであり、引張方向が圧延方向に平行な方向で採取した。下記の定義する伸び比にて、溶接後の加工性を評価した。伸び比が０．６未満の場合を×、０．６以上０．７未満を△、０．７以上０．８未満を○、０．８以上を◎とした。
伸び比＝（溶接部を含む試験片の伸び％）／（母材部のみの試験片の伸び％）
溶接部の割れ評価
３ｍｍｔの冷延板を１１００℃にて焼鈍、その後酸洗を行い、さらに冷間圧延により厚み０．７ｍｍｔまで圧延した。その後、連続ラインにて成形、溶接を施してハイプの製造を行った。溶接部の割れの評価として０．７ｍｍ材を用いて直径１０ｍｍのパイプを作製し曲げ試験を実施した。溶接条件は、電流１００Ａ、電圧１０Ｖ、速度１０００ｍｍ／ｍｉｎ、センターガスおよびバックガスは１００％Ａｒガス、シールドガスは９３％Ａｒ＋7％Ｈ２ガスを使用した。また、パイプの造管方向に５００ｍｍの長さの試験片を採取し、鉄鋼製のシリンダを使用して、プレス曲げ方式に基づいて１３５Ｒ、１１５Ｒ、９５Ｒの曲げ試験を行った。なお、ビードはパイプの下側になるように配置して、上側よりシリンダを押し込んだ。
３ｍｍｔの冷延板を１１００℃にて焼鈍、その後酸洗を行い、さらに冷間圧延により厚み０．７ｍｍｔまで圧延した。その後、連続ラインにて成形、溶接を施してハイプの製造を行った。溶接部の割れの評価として０．７ｍｍ材を用いて直径１０ｍｍのパイプを作製し曲げ試験を実施した。溶接条件は、電流１００Ａ、電圧１０Ｖ、速度１０００ｍｍ／ｍｉｎ、センターガスおよびバックガスは１００％Ａｒガス、シールドガスは９３％Ａｒ＋7％Ｈ２ガスを使用した。また、パイプの造管方向に５００ｍｍの長さの試験片を採取し、鉄鋼製のシリンダを使用して、プレス曲げ方式に基づいて１３５Ｒ、１１５Ｒ、９５Ｒの曲げ試験を行った。なお、ビードはパイプの下側になるように配置して、上側よりシリンダを押し込んだ。
曲げ部の欠陥（割れ）の確認は光学顕微鏡を用いて２０～４００倍に拡大して、欠陥の有無を確認した。なお、割れは０．１ｍｍを超える場合、欠陥有りとした。１３５Ｒにて割れが発生したものを×、１３５Ｒにて割れが発生しておらず、１１５Ｒにて割れが発生したものを△、１１５Ｒにて割れが発生しておらず、９５Ｒにて割れが発生したものを○、９５Ｒにおいても割れが発生しなかったものを◎とした。
溶接部の耐食性評価
溶接部の耐食性の評価として腐食試験を実施した。試験片は３ｍｍ材を用いた。また、溶接部はビードカットにより平滑となるようにした後、＃１２０ のエメリー紙で研磨して仕上げた。この試験片を６％ＦｅＣｌ３と１％ＨＣｌからなる６００ｍｌの溶液に１２０時間浸漬した。試験温度は８０、８５、９０、９５℃にて試験を行い、臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定した。孔食は２５μｍ以上のものを孔食発生とみなした。ＣＰＴが８０℃のものを×、ＣＰＴが８５℃のものを△、ＣＰＴが９０℃のものを○、ＣＰＴが９５℃のものを◎とした。
溶接部の耐食性の評価として腐食試験を実施した。試験片は３ｍｍ材を用いた。また、溶接部はビードカットにより平滑となるようにした後、＃１２０ のエメリー紙で研磨して仕上げた。この試験片を６％ＦｅＣｌ３と１％ＨＣｌからなる６００ｍｌの溶液に１２０時間浸漬した。試験温度は８０、８５、９０、９５℃にて試験を行い、臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定した。孔食は２５μｍ以上のものを孔食発生とみなした。ＣＰＴが８０℃のものを×、ＣＰＴが８５℃のものを△、ＣＰＴが９０℃のものを○、ＣＰＴが９５℃のものを◎とした。
溶接部の硬さ評価
溶接部の硬さ評価として母材および溶接部、熱影響部でのビッカース硬さを測定した。試験片は３ｍｍ材を用い、断面を＃１２０のエメリー紙で研磨して仕上げた。測定時の荷重１ｋｇｆにて母材および溶接部、熱影響部それぞれで三点測定を行い平均の硬さを評価した。
溶接部の硬さ評価として母材および溶接部、熱影響部でのビッカース硬さを測定した。試験片は３ｍｍ材を用い、断面を＃１２０のエメリー紙で研磨して仕上げた。測定時の荷重１ｋｇｆにて母材および溶接部、熱影響部それぞれで三点測定を行い平均の硬さを評価した。
以下に表３、４に示した実施例について説明する。番号１～２０は、判定のうち△が１個までしかなく許容範囲内であり、発明例であり、本発明の範囲を満たすことから溶接部においても加工性、耐食性に優れる。
番号２１～３８は、×を含むか、含まないとしても△が２個以上あり、許容範囲外であり、比較例である。以下に番号２１～３８の比較例について説明する。
番号２１はＣｏが添加されていないため、延性が×であり範囲外である。
番号２２はＣ量が高いため、延性、割れ、耐食性が△であり、溶接部の硬さも高く、範囲外である。
番号２３はＮｂ＋Ｔｉ＋Ｖが高く外れたため、割れが×であり、溶接部での硬さも高く外れてしまっており、範囲外である。
番号２４はＮｂが低く、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖが低く外れたため、延性が×であり、範囲外である。
番号２５はＣｏが高く外れたため、割れが×であり、範囲外である。
番号２６はＳｎが低く外れたため、耐食性が×であり、範囲外である。
番号２７はＣｕが添加されていないため、延性が×であり、範囲外である。
番号２８はＣｕが高く外れたため、割れが×であり、範囲外である。
番号２９はＮｂが高く外れ、延性および割れが×であり、溶接部での硬さも高く外れてしまっており、範囲外である。
番号３０はＶが高く外れ、延性および割れが×であり、範囲外である。
番号３１はＶが添加されていないため、延性が×であり範囲外である。
番号３２はＮが高く外れ、延性および割れが×であり、範囲外である。
番号３３、３４はＣｕ＋１０Ｓｎが高く外れたため、割れが×であり、範囲外である。
番号３５はＷが低く外れており、耐食性が×であり、範囲外である。
番号３６はＷが高く外れており、耐食性が×であり、範囲外である。
番号３７はＣｕ＋１０Ｓｎが高く外れたため、割れが×であり、範囲外である。
番号３８はＣ、Ｎが低く外れたため、延性が×であり範囲外である。
番号２１はＣｏが添加されていないため、延性が×であり範囲外である。
番号２２はＣ量が高いため、延性、割れ、耐食性が△であり、溶接部の硬さも高く、範囲外である。
番号２３はＮｂ＋Ｔｉ＋Ｖが高く外れたため、割れが×であり、溶接部での硬さも高く外れてしまっており、範囲外である。
番号２４はＮｂが低く、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖが低く外れたため、延性が×であり、範囲外である。
番号２５はＣｏが高く外れたため、割れが×であり、範囲外である。
番号２６はＳｎが低く外れたため、耐食性が×であり、範囲外である。
番号２７はＣｕが添加されていないため、延性が×であり、範囲外である。
番号２８はＣｕが高く外れたため、割れが×であり、範囲外である。
番号２９はＮｂが高く外れ、延性および割れが×であり、溶接部での硬さも高く外れてしまっており、範囲外である。
番号３０はＶが高く外れ、延性および割れが×であり、範囲外である。
番号３１はＶが添加されていないため、延性が×であり範囲外である。
番号３２はＮが高く外れ、延性および割れが×であり、範囲外である。
番号３３、３４はＣｕ＋１０Ｓｎが高く外れたため、割れが×であり、範囲外である。
番号３５はＷが低く外れており、耐食性が×であり、範囲外である。
番号３６はＷが高く外れており、耐食性が×であり、範囲外である。
番号３７はＣｕ＋１０Ｓｎが高く外れたため、割れが×であり、範囲外である。
番号３８はＣ、Ｎが低く外れたため、延性が×であり範囲外である。
１：（焼鈍された）冷延板、２：溶接ビード、３：母材部のみを含む試験片、４：母材部と溶接部を含む試験片
Claims (2)
- 以下、質量％にて、Ｃ：０．００２～０．０２０％、Ｓｉ：０．０２～１．００％、Ｍｎ：０．０２～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１８．０～２４．０％、Ｍｏ：７．５～９．０％、Ｃｕ：０．０１～０．２０％、Ａｌ：０．００５～０．４００％、Ｔｉ：０．１～１．０％、Ｆｅ：３．０～６．０％、Ｎｂ：２．５～４．０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｎ：０．００２～０．０２０％、Ｓｎ：０．００３～０．０３０％、Ｗ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：２．５～４．５％、Ｃｕ＋１０Ｓｎ：０．４０以下、残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金。
- Ｏ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％であることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金。
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