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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022163425
(43)【公開日】2022-10-26
(54)【発明の名称】耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221019BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20221019BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20221019BHJP
C22C 30/02 20060101ALI20221019BHJP
C21C 7/06 20060101ALN20221019BHJP
C21C 7/064 20060101ALN20221019BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/58
C22C38/60
C22C30/02
C21C7/06
C21C7/064 Z
【審査請求】有
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021068346
(22)【出願日】2021-04-14
(71)【出願人】
【識別番号】503378420
【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110000637
【氏名又は名称】特許業務法人樹之下知的財産事務所
(72)【発明者】
【氏名】西田 幸寛
(72)【発明者】
【氏名】柘植 信二
(72)【発明者】
【氏名】小薄 孝裕
【テーマコード（参考）】
4K013
【Ｆターム（参考）】
4K013AA01
4K013BA05
4K013BA08
4K013EA18
4K013EA19
4K013EA25
(57)【要約】
【課題】耐溶接高温割れ性に優れたＡｌ，Ｔｉ含有高Ｎｉ基合金を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１６～３０％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．５％、Ｎ：０．３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｍｏ：８％以下、Ｃｕ：４％以下、Ｃｏ：３％以下、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｇ：０．００４５％以下を含有し、ＯまたはＳが検出された介在物の平均Ｃａ，Ｍｇ，Ａｌ濃度より算出した介在物中ＣａＯ、ＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３の質量比が式（１）を満足することを特徴とする耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
【選択図】図１
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１６～３０％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．５％、Ｎ：０．３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｍｏ：８％以下、Ｃｕ：４％以下、Ｃｏ：３％以下、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｇ：０．００４５％以下を含有し、ＯまたはＳが検出された介在物の平均Ｃａ，Ｍｇ，Ａｌ濃度より算出した介在物中ＣａＯ、ＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３の質量比が式（１）を満足することを特徴とする耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１６～３０％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．５％、Ｎ：０．３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｍｏ：８％以下、Ｃｕ：４％以下、Ｃｏ：３％以下、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｇ：０．００４５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物よりなり、ＯまたはＳが検出された介在物の平均Ｃａ濃度，平均Ｍｇ濃度，平均Ａｌ濃度より算出した介在物中ＣａＯ、ＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３の質量比が式（１）を満足することを特徴とする耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
【請求項2】
前記Ｆｅの一部に替え、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２～０．００３０％，Ｓｎ：０．０５％以下，Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｂｉ：０．００１０％以下，Ｚｒ：０．５％以下、Ｈｆ：０．５％以下、Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ：０．００５０％以下、Ｗ：３％以下、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．００２～１．０％、Ｔａ：０．００２～１．０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
【請求項3】
溶接構造物に用いられる請求項１または請求項２記載の耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、高温用材料として使用される、耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金に係わる。
【背景技術】
【0002】
Ａｌ、Ｔｉを含有する高Ｎｉ合金としては、アロイ８００、８２５が代表的な商用合金である。近年、発展途上国での需要の拡大が進み、安価で表面品質および使用特性が良好な商品を供給できるようにするための技術開発が求められている。このために、従来の鋼塊法から連続鋳造法への製造方法の転換が進められているが、高Ｎｉ合金は鋳造時のスラブ内部割れ，熱間加工時の耳割れ，および製品の表面疵に対する感受性が高いことから、従来より連続鋳造法における製造性改善の観点から合金の化学組成の設計、製錬、鋳造、熱間加工技術の改善、開発が進められてきた。
【0003】
連続鋳造技術に関する特許文献として、例えば、特許文献１では、表面疵発生を抑制する方法として、Ｔｉ，Ｎ，Ｓｉの含有量を低位に低減した成分系および製造方法に関する技術が開示されている。特許文献２では、Ｃａ合金を添加しない製造方法によってノズル閉塞を防止し、表面疵を防止する方法が開示されている。この文献の中には、Ｃａ合金を添加することにより溶融合金中で酸素と結合して酸化物系の非金属介在物を生成し、凝集・大型化し最終製品合金板表面の線状欠陥発生につながるという問題がある、と記載されている。特許文献３では、表面疵生成の原因となるＴｉＮ系介在物の粗大凝集を防止するために、ＣａＯ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物を必須成分として含み、全介在物個数に占めるＣａＯとＭｇＯの個数の割合が５０％以下となるよう規定している。
【0004】
上記の先行技術は製造性、なかでも特に表面疵抑制の観点から成分系と介在物組成を規定したものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特開２００３－１４７４９２号公報
【特許文献2】特開２０１４－１８９８２６号公報
【特許文献3】特開２０１８－５９１４８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
本発明者は、Ｎｉ基合金を実使用するにあたり、製造性の問題点だけではなく、オーステナイト単相鋼であるが故の高い溶接高温割れ感受性を呈し、溶接施工時に割れが発生しやすいという問題点があることを知見した。本発明では、Ｃａおよび／またはＭｇ合金を微量含有するＡｌ，Ｔｉ含有高Ｎｉ合金において、従来検討されてこなかった溶接高温割れ感受性、特にＨＡＺ割れ感受性を低位安定化させることが発明の課題である。
【0007】
Ａｌ，Ｔｉ含有高Ｎｉ合金は比較的熱間加工性が良好であるといわれる合金である。しかしながら、数ｐｐｍ以上のＳを含有すると凝固組織を有する鋳片の熱間加工においては熱間加工性が十分でなくなるため、Ｃａ合金やＭｇ合金を微量添加して熱間加工性の改善を図る必要がある。ところが、ＣａまたはＭｇ合金を添加する方法で本発明が対象とする高Ｎｉ合金の連続鋳造をおこない、そのスラブ、ブルームまたはビレットより製造した鋼材を用いて溶接施工により構造物を製造すると、入熱により発生する熱応力により溶接高温割れが生じることがある。特にＡｌ，Ｔｉ含有高Ｎｉ合金においてはＨＡＺ部にて生じる液化割れが問題となることがある。
本発明は、高温用材料として使用される、耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金を提供することを課題とする。
本発明は、高温用材料として使用される、耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明者は上記課題の原因解明と解決を図るために、本発明が対象とするＡｌ，Ｔｉ含有高Ｎｉ合金を基本組成とし、Ｃａ，Ｍｇの添加量を種々変化したラボ真空溶解をおこない、得られた鋳片について熱間圧延，焼鈍，熱処理を施した鋼材を用いてバレストレイン試験により溶接時のＨＡＺ割れ感受性を評価した。あわせてＦＥ－ＳＥＭ－ＥＤＳによる合金中の非金属介在物および析出物の調査を実施し、課題解決のための研究をおこなった。
【0009】
本発明者の研究で調査した高Ｎｉ合金中の酸化物系介在物はＣａＯ、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ、ＣａＯ－ＭｇＯ、ＣａＯ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３等であった。これらに加え、単独もしくは酸化物系介在物を包括するようにＴｉＣ、ＴｉＮ、またはＴｉＮＣが生成していた。このうち、液化割れの起点として作用するサイズの大きなＴｉＣの析出挙動に着目した。特にＨＡＺ割れの起点として作用しうるサイズの大きなＴｉＣ系析出物が、ＭｇＯまたはＭｇＯとＡｌ２Ｏ３を含む介在物に形成される傾向にあることがわかった。そこで、介在物の組成に着目した結果、酸化物系介在物の平均組成が（１）式を満足することで良好なＨＡＺ割れ感受性を有することを見出し、本発明に至った。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］ （質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％） ≧ ０．２０ … （１）
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］ （質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％） ≧ ０．２０ … （１）
【0010】
すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１６～３０％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．５％、Ｎ：０．３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｍｏ：８％以下、Ｃｕ：４％以下、Ｃｏ：３％以下、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｇ：０．００４５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、ＯまたはＳが検出された介在物の平均Ｃａ濃度，平均Ｍｇ濃度，平均Ａｌ濃度より算出した介在物中ＣａＯ、ＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３の質量比が式（１）を満足することを特徴とする耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
［２］前記Ｆｅの一部に替え、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２～０．００３０％，Ｓｎ：０．０５％以下、Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｂｉ：０．００１０％以下，Ｚｒ：０．５％以下、Ｈｆ：０．５％以下、Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ：０．００５０％以下、Ｗ：３％以下、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．００２～１．０％、Ｔａ：０．００２～１．０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］記載の耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金
［３］溶接構造物に用いられる［１］または［２］記載の耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
［１］質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｒ：１６～３０％、Ｎｉ：１８～５０％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．５％、Ｎ：０．３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｍｏ：８％以下、Ｃｕ：４％以下、Ｃｏ：３％以下、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｇ：０．００４５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、ＯまたはＳが検出された介在物の平均Ｃａ濃度，平均Ｍｇ濃度，平均Ａｌ濃度より算出した介在物中ＣａＯ、ＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３の質量比が式（１）を満足することを特徴とする耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
［２］前記Ｆｅの一部に替え、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２～０．００３０％，Ｓｎ：０．０５％以下、Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｂｉ：０．００１０％以下，Ｚｒ：０．５％以下、Ｈｆ：０．５％以下、Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ：０．００５０％以下、Ｗ：３％以下、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．００２～１．０％、Ｔａ：０．００２～１．０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］記載の耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金
［３］溶接構造物に用いられる［１］または［２］記載の耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金。
【発明の効果】
【0011】
本発明により、高温用材料として使用されるＡｌ，Ｔｉ含有高Ｎｉ合金を用いた溶接構造物を安定的に製造することが容易になる。熱間加工性に優れることに加え、溶接構造物を製造する際に溶接熱影響部の割れが生じにくく、高温でのクリープ特性、耐酸化性に優れたＡｌ、Ｔｉ含有高Ｎｉ合金を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0012】
【図1】介在物の平均組成をＣａＯ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３三元系状態図上にプロットした図である。
【発明を実施するための形態】
【0013】
以下に、先ず、本発明の請求項１記載の限定理由について説明する。なお、各成分の含有量は質量％を示す。
＜成分組成＞
＜成分組成＞
【0014】
Ｃ：０．１５％以下
Ｃは、高温材料、耐熱合金の強度を確保するために添加される。特に高温強度特性が必要な場合は０．０１５％以上，好ましくは０．０５％以上添加する。その上限を０．１５％以下の含有量に制限する。本合金ではＣはＴｉＣ析出物として合金中に存在するが、０．１５％を超えて含有させるとＣｒ炭化物が生成するようになり、高温特性および耐食性が劣化する。好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０８５％以下である。
Ｃは、高温材料、耐熱合金の強度を確保するために添加される。特に高温強度特性が必要な場合は０．０１５％以上，好ましくは０．０５％以上添加する。その上限を０．１５％以下の含有量に制限する。本合金ではＣはＴｉＣ析出物として合金中に存在するが、０．１５％を超えて含有させるとＣｒ炭化物が生成するようになり、高温特性および耐食性が劣化する。好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０８５％以下である。
【0015】
Ｓｉ：０．０５～２．０％
Ｓｉは、脱酸および耐酸化性向上のため０．０５％以上、好ましくは０．２％以上添加する。しかしながら、２．０％を超えて添加すると鋼の凝固割れ感受性を低下させるとともに金属間化合物が析出しやすくなり、高温特性が劣化する。そのため、上限を２．０％に限定する。好ましい上限は１．５％，更に好ましい上限は０．８％である。
Ｓｉは、脱酸および耐酸化性向上のため０．０５％以上、好ましくは０．２％以上添加する。しかしながら、２．０％を超えて添加すると鋼の凝固割れ感受性を低下させるとともに金属間化合物が析出しやすくなり、高温特性が劣化する。そのため、上限を２．０％に限定する。好ましい上限は１．５％，更に好ましい上限は０．８％である。
【0016】
Ｍｎ：０．０５～２．０％
Ｍｎはオーステナイト相の安定度を増加させ耐熱性を改善する効果を有する。このため、本発明合金では積極的に添加することが好ましい。耐熱特性の改善のため０．０５％以上、好ましくは０．２％以上，更に好ましくは０．３％以上添加する。しかしながら、２．０％を超えて添加すると逆に金属間化合物が析出しやすくなり耐熱特性が劣化する。そのため、上限を２．０％に規定する。好ましい上限は１．５％、さらに好ましい上限は１．３％である。
Ｍｎはオーステナイト相の安定度を増加させ耐熱性を改善する効果を有する。このため、本発明合金では積極的に添加することが好ましい。耐熱特性の改善のため０．０５％以上、好ましくは０．２％以上，更に好ましくは０．３％以上添加する。しかしながら、２．０％を超えて添加すると逆に金属間化合物が析出しやすくなり耐熱特性が劣化する。そのため、上限を２．０％に規定する。好ましい上限は１．５％、さらに好ましい上限は１．３％である。
【0017】
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは原料から不可避に混入する元素であり、凝固割れ感受性を高める作用を有するため、０．０３５％以下に限定する。好ましくは、０．０３０％以下である。
Ｐは原料から不可避に混入する元素であり、凝固割れ感受性を高める作用を有するため、０．０３５％以下に限定する。好ましくは、０．０３０％以下である。
【0018】
Ｓ：０．００１５％以下
Ｓは原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性、耐酸化性をも劣化させるため、０．００１５％、好ましくは０．００１０％以下に限定する。Ｓは精錬により含有量を低下させることが可能な元素であるが、極端な含有量の低下はコストアップとなる。このためＳ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましい。
Ｓは原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性、耐酸化性をも劣化させるため、０．００１５％、好ましくは０．００１０％以下に限定する。Ｓは精錬により含有量を低下させることが可能な元素であるが、極端な含有量の低下はコストアップとなる。このためＳ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましい。
【0019】
Ｃｒ：１６～３０％
Ｃｒは、高温用材料としての耐熱合金の耐酸化性をになう必須の元素であり、１６％以上、好ましくは１８％以上を含有させる。一方で、３０％を超えて含有させると、Ｎｉを多く含有させたとしても高温組織安定性が低下し、金属間化合物が析出するようになり、耐熱特性を劣化させる。好ましい上限の値は２８％，更に好ましい上限は２６％である。なお、最適な含有量はＮｉ，Ｓｉ，Ｍｏやその他の元素の含有量により異なってくる。たとえばＮｉが３０％程度の場合、Ｃｒは２０％程度が最適である。あるいはＮｉ＋Ｃｕが４５％程度の場合、Ｃｒ＋Ｍｏが２５％程度が最適な含有量である。
Ｃｒは、高温用材料としての耐熱合金の耐酸化性をになう必須の元素であり、１６％以上、好ましくは１８％以上を含有させる。一方で、３０％を超えて含有させると、Ｎｉを多く含有させたとしても高温組織安定性が低下し、金属間化合物が析出するようになり、耐熱特性を劣化させる。好ましい上限の値は２８％，更に好ましい上限は２６％である。なお、最適な含有量はＮｉ，Ｓｉ，Ｍｏやその他の元素の含有量により異なってくる。たとえばＮｉが３０％程度の場合、Ｃｒは２０％程度が最適である。あるいはＮｉ＋Ｃｕが４５％程度の場合、Ｃｒ＋Ｍｏが２５％程度が最適な含有量である。
【0020】
Ｎｉ：１８～５０％
Ｎｉは、高温でのオーステナイト組織を安定にし、各種酸に対する耐食性、靭性をも改善するため、１８％以上、好ましくは２０％以上、更に好ましくは２５％以上含有させる。Ｎｉ含有量を増加することにより、耐熱特性のために必要なＣｒ，Ｍｏ，Ａｌ，Ｔｉをより多く含有させることが可能になる。一方Ｎｉは高価な合金であり、本発明鋼ではコストの観点より上限を５０％、好ましくは４８％、更に好ましくは４５％に規定する。
Ｎｉは、高温でのオーステナイト組織を安定にし、各種酸に対する耐食性、靭性をも改善するため、１８％以上、好ましくは２０％以上、更に好ましくは２５％以上含有させる。Ｎｉ含有量を増加することにより、耐熱特性のために必要なＣｒ，Ｍｏ，Ａｌ，Ｔｉをより多く含有させることが可能になる。一方Ｎｉは高価な合金であり、本発明鋼ではコストの観点より上限を５０％、好ましくは４８％、更に好ましくは４５％に規定する。
【0021】
Ａｌ：０．０１～１．０％
Ａｌは、脱酸元素であるとともに高Ｎｉ合金中でＮｉＡｌ規則相を形成し高温強度を高める作用を有する。本発明では、酸化物の組成を制御して熱間加工性を高めるために、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上の含有が必要である。一方でＡｌが１．０％を超えると金属間化合物が析出しやすくなって耐熱特性を阻害するようになる。また、過剰に含有すると溶接高温割れ感受性、本発明においては溶接時のＨＡＺ割れ感受性を低下させる。このためその含有量の上限を１．０％と定めた。好ましい上限は０．６０％である。
Ａｌは、脱酸元素であるとともに高Ｎｉ合金中でＮｉＡｌ規則相を形成し高温強度を高める作用を有する。本発明では、酸化物の組成を制御して熱間加工性を高めるために、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上の含有が必要である。一方でＡｌが１．０％を超えると金属間化合物が析出しやすくなって耐熱特性を阻害するようになる。また、過剰に含有すると溶接高温割れ感受性、本発明においては溶接時のＨＡＺ割れ感受性を低下させる。このためその含有量の上限を１．０％と定めた。好ましい上限は０．６０％である。
【0022】
Ｔｉ：０．０１～１．５％
Ｔｉは、高Ｎｉ合金中でＮｉＴｉ規則相を形成し高温強度を高める作用を有する。このためには０．０１％以上、好ましくは０．１５％以上の含有が必要である。一方でＴｉが１．５％を超えると金属間化合物が析出しやすくなって耐熱特性を阻害するようになる。また、過剰に含有すると溶接高温割れ感受性、本発明においては溶接時のＨＡＺ割れ感受性を低下させる。好ましい上限は１．０％である。
Ｔｉは、高Ｎｉ合金中でＮｉＴｉ規則相を形成し高温強度を高める作用を有する。このためには０．０１％以上、好ましくは０．１５％以上の含有が必要である。一方でＴｉが１．５％を超えると金属間化合物が析出しやすくなって耐熱特性を阻害するようになる。また、過剰に含有すると溶接高温割れ感受性、本発明においては溶接時のＨＡＺ割れ感受性を低下させる。好ましい上限は１．０％である。
【0023】
Ｎ：０．３５％以下
Ｎは、高温強度向上に有効な元素であり０．３５％までの添加が可能である。ただし、本発明ではＴｉ，Ａｌを積極的に添加する。ＡｌまたはＴｉを合計で０．３％以上添加する場合は、ＡｌＮまたはＴｉＮを生成して非金属介在物となり材料特性を劣化するとともに、酸化物と複合化して連続鋳造時のノズル閉塞を促進する有害な元素となる。このため、これらの元素が０．３％以上添加されている場合、Ｎの含有量の上限は０．０２％以下とすることが好ましく、さらに好ましい含有量は０．０１％以下である。
Ｎは、高温強度向上に有効な元素であり０．３５％までの添加が可能である。ただし、本発明ではＴｉ，Ａｌを積極的に添加する。ＡｌまたはＴｉを合計で０．３％以上添加する場合は、ＡｌＮまたはＴｉＮを生成して非金属介在物となり材料特性を劣化するとともに、酸化物と複合化して連続鋳造時のノズル閉塞を促進する有害な元素となる。このため、これらの元素が０．３％以上添加されている場合、Ｎの含有量の上限は０．０２％以下とすることが好ましく、さらに好ましい含有量は０．０１％以下である。
【0024】
Ｏ：０．００３％以下
酸素は、本発明合金中でＣａ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｔｉとの間に酸化物系介在物を形成する。酸素の含有量は酸化物系介在物の総量に対応し、合金の脱酸状態の指標ともなる重要なものである。その含有量が０．００３％を超えると所望の脱酸平衡を満足しなくなるとともに、連続鋳造時のノズル閉塞を発生しやすくなる。加えて、本発明の骨子である溶接高温割れ感受性に対しても、高温割れ感受性増大の主要因である液化割れの起点として作用する粗大なＴｉＣ系析出物の生成を促進する。そのため、酸素含有量の上限を０．００３％と定めた。好ましい上限は０．００２５％であり、更に好ましくは０．００２％である。一方、酸素含有量の低減は酸化物系介在物や粗大なＴｉＣ系介在物を低減させることで、ノズル閉塞および溶接高温割れの抑制に有利に働くものの、合金中に過剰Ｃａや過剰Ｍｇを発生させ熱間加工性低下の要因となる。このため、酸素含有量は０．０００３％以上あることが好ましい。
酸素は、本発明合金中でＣａ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｔｉとの間に酸化物系介在物を形成する。酸素の含有量は酸化物系介在物の総量に対応し、合金の脱酸状態の指標ともなる重要なものである。その含有量が０．００３％を超えると所望の脱酸平衡を満足しなくなるとともに、連続鋳造時のノズル閉塞を発生しやすくなる。加えて、本発明の骨子である溶接高温割れ感受性に対しても、高温割れ感受性増大の主要因である液化割れの起点として作用する粗大なＴｉＣ系析出物の生成を促進する。そのため、酸素含有量の上限を０．００３％と定めた。好ましい上限は０．００２５％であり、更に好ましくは０．００２％である。一方、酸素含有量の低減は酸化物系介在物や粗大なＴｉＣ系介在物を低減させることで、ノズル閉塞および溶接高温割れの抑制に有利に働くものの、合金中に過剰Ｃａや過剰Ｍｇを発生させ熱間加工性低下の要因となる。このため、酸素含有量は０．０００３％以上あることが好ましい。
【0025】
Ｍｏ：８％以下
Ｍｏは、耐熱合金の強度を高める元素である。耐熱性改善の目的のために添加する場合は０．０５％以上、好ましくは０．２％以上含有させる。一方で高価な元素であり、本発明鋼では本鋼の合金コストを抑制する観点より８％の含有量を上限とする。好ましい上限は３％、更に好ましい上限は２％である。Ｍｏは含有しなくても良い。
Ｍｏは、耐熱合金の強度を高める元素である。耐熱性改善の目的のために添加する場合は０．０５％以上、好ましくは０．２％以上含有させる。一方で高価な元素であり、本発明鋼では本鋼の合金コストを抑制する観点より８％の含有量を上限とする。好ましい上限は３％、更に好ましい上限は２％である。Ｍｏは含有しなくても良い。
【0026】
Ｃｕ：４％以下
Ｃｕは、合金の酸に対する耐食性および高温機器でしばしば問題となる耐露点腐食性を高める元素であり、かつ高温強度および組織安定性を改善する作用を有する元素である。これらの耐熱性・耐食性改善のために添加する場合は０．０５％以上、好ましくは０．１％以上含有させる。一方、４％を超えて含有させると凝固時に脆化を発生するようになるので上限を４％とした。Ｃｕの好ましい上限は３．０％，更に好ましい上限は２．０％である。Ｃｕは含有しなくても良い。
Ｃｕは、合金の酸に対する耐食性および高温機器でしばしば問題となる耐露点腐食性を高める元素であり、かつ高温強度および組織安定性を改善する作用を有する元素である。これらの耐熱性・耐食性改善のために添加する場合は０．０５％以上、好ましくは０．１％以上含有させる。一方、４％を超えて含有させると凝固時に脆化を発生するようになるので上限を４％とした。Ｃｕの好ましい上限は３．０％，更に好ましい上限は２．０％である。Ｃｕは含有しなくても良い。
【0027】
Ｃｏ：３．０％以下
Ｃｏは合金の高温組織安定性と耐食性を高めるために有効な元素であり、添加する場合はこれらの特性改善のために０．１％以上含有させる。３．０％を超えて含有させると高価な元素であるためコストに見合った効果が発揮されないようになるため上限を３．０％と定めた。Ｃｏの好ましい上限は１．５％である。Ｃｏは含有しなくても良い。
Ｃｏは合金の高温組織安定性と耐食性を高めるために有効な元素であり、添加する場合はこれらの特性改善のために０．１％以上含有させる。３．０％を超えて含有させると高価な元素であるためコストに見合った効果が発揮されないようになるため上限を３．０％と定めた。Ｃｏの好ましい上限は１．５％である。Ｃｏは含有しなくても良い。
【0028】
Ｃａ：０．０００３～０．００５０％
Ｃａは、合金の熱間加工性および溶接高温割れ感受性を改善するための重要な元素であり、合金中のＳをＣａＳとして固定し、熱間加工性を改善するために含有させる。この反応は、以下のようになる。Ｃａは、合金中の酸素と結合してＣａＯ、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を生成し、合金中の溶存酸素（Ｆｒｅｅ酸素）をほとんどゼロとしたのちに、残余のＣａと合金中のＳが反応してＣａＳを生成する。本発明合金ではその目的のためにＣａを０．０００３％以上、好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００１５％以上含有させる。一方で、過剰なＣａ添加は１１００℃付近の高温の延性を低下させる。このため、Ｃａの含有量の上限を０．００５０％とした。Ｃａの望ましい含有量の上限は０．００４５％である。
Ｃａは、合金の熱間加工性および溶接高温割れ感受性を改善するための重要な元素であり、合金中のＳをＣａＳとして固定し、熱間加工性を改善するために含有させる。この反応は、以下のようになる。Ｃａは、合金中の酸素と結合してＣａＯ、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を生成し、合金中の溶存酸素（Ｆｒｅｅ酸素）をほとんどゼロとしたのちに、残余のＣａと合金中のＳが反応してＣａＳを生成する。本発明合金ではその目的のためにＣａを０．０００３％以上、好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００１５％以上含有させる。一方で、過剰なＣａ添加は１１００℃付近の高温の延性を低下させる。このため、Ｃａの含有量の上限を０．００５０％とした。Ｃａの望ましい含有量の上限は０．００４５％である。
【0029】
Ｍｇ：０．００４５％以下
Ｍｇは、一般的には微量であれば合金の熱間加工性の改善の効果が得られる元素である。本発明においてはＭｇ添加により、溶接時のＨＡＺ割れ感受性を高めるＭｇＯ系の介在物生成を促進するという悪影響がある。加えて酸化物を生成しない余剰なＭｇは粒界に偏析して高温域（例えば９００℃）における粒界強度を低下させることにより高温域の熱間加工性の低下およびＨＡＺ割れ感受性の増大を生じさせる。本発明の鋼を製造するにあたり、後述のように脱酸強化を行うと、スラグや炉壁等から必然的にＭｇのピックアップが生じる。以上の知見より本発明ではＭｇの含有量を極力低減することが必要であり、Ｍｇの合金添加は行わない。Ｍｇ含有量の上限を０．００４５％とした。好ましい上限は０．００４０％である。
Ｍｇは、一般的には微量であれば合金の熱間加工性の改善の効果が得られる元素である。本発明においてはＭｇ添加により、溶接時のＨＡＺ割れ感受性を高めるＭｇＯ系の介在物生成を促進するという悪影響がある。加えて酸化物を生成しない余剰なＭｇは粒界に偏析して高温域（例えば９００℃）における粒界強度を低下させることにより高温域の熱間加工性の低下およびＨＡＺ割れ感受性の増大を生じさせる。本発明の鋼を製造するにあたり、後述のように脱酸強化を行うと、スラグや炉壁等から必然的にＭｇのピックアップが生じる。以上の知見より本発明ではＭｇの含有量を極力低減することが必要であり、Ｍｇの合金添加は行わない。Ｍｇ含有量の上限を０．００４５％とした。好ましい上限は０．００４０％である。
【0030】
＜介在物組成比＞
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
上記（１）式左辺（［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％））の値は、合金断面の一定の測定視野におけるＦＥ－ＳＥＭ－ＥＤＳ分析によってＯまたはＳが検出された介在物のＣａ，Ｍｇ，Ａｌの平均濃度より、それらがそれぞれＣａＯ，ＭｇＯ，またはＡｌ２Ｏ３を形成していると考えて、それらの介在物中のＣａＯ，ＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３の質量比を算出し関係を導き出した。ここでＴｉＣの生成過程について説明する。高温液相中ではＴｉＮが優先的に生成していくのに対し、ＴｉＣは固液共存域から固相域で析出する。ＴｉＣの大半は０．２μｍ程度もしくはそれ以下で微細析出するが、一部高温域で生成するＴｉＣはその多くが酸化物系介在物の周囲に生成し、中には１μｍ～数μｍ程度まで粗大化するものもある。このように粗大化したＴｉＣ系析出物が粒界に存在すると、溶接時の入熱によりＴｉＣ中のＣ，Ｔｉがマトリックスに拡散しＴｉＣ／素材界面の融点を低下させ、ＨＡＺ部で生じる液化割れの起点となる。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
上記（１）式左辺（［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％））の値は、合金断面の一定の測定視野におけるＦＥ－ＳＥＭ－ＥＤＳ分析によってＯまたはＳが検出された介在物のＣａ，Ｍｇ，Ａｌの平均濃度より、それらがそれぞれＣａＯ，ＭｇＯ，またはＡｌ２Ｏ３を形成していると考えて、それらの介在物中のＣａＯ，ＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３の質量比を算出し関係を導き出した。ここでＴｉＣの生成過程について説明する。高温液相中ではＴｉＮが優先的に生成していくのに対し、ＴｉＣは固液共存域から固相域で析出する。ＴｉＣの大半は０．２μｍ程度もしくはそれ以下で微細析出するが、一部高温域で生成するＴｉＣはその多くが酸化物系介在物の周囲に生成し、中には１μｍ～数μｍ程度まで粗大化するものもある。このように粗大化したＴｉＣ系析出物が粒界に存在すると、溶接時の入熱によりＴｉＣ中のＣ，Ｔｉがマトリックスに拡散しＴｉＣ／素材界面の融点を低下させ、ＨＡＺ部で生じる液化割れの起点となる。
【0031】
一方、例えば特許文献３では、ＴｉＮの粗大化を防止するために、ＴｉＮが生成する温度域よりも融点が低いＣａＯ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物が安定に生成する溶製条件とすることで、粗大なＴｉＮ系介在物生成の際に核として作用するＣａＯ，ＭｇＯ系酸化物の生成を抑制している。しかしながら、ＴｉＮが主に母相の凝固開始温度よりも高い温度域で生成するのに対し、大半が母相の凝固開始温度以下で生成するＴｉＣ系の析出物に対してはＣａＯ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３系の介在物も接種核として作用し、粗大化したＴｉＣ系析出物が粒界に多数形成されるようになるので、特許文献３の手法はＨＡＺ割れ感受性の改善方法としては有効ではない。本発明ではＴｉＣ系析出物生成の接種核となり得る介在物個数の低減、その中でも特に粗大なＴｉＣ系析出物を形成しやすい介在物の個数低減が重要となる。加えて酸素と結合しないフリーＭｇの粒界への偏析による粒界強度の低下の影響も考慮する必要がある。
【0032】
介在物個数を低減させるためには精錬時の脱酸強化による酸素濃度の低減が有効な手段となる。脱酸強化にはＡｌによる脱酸に加え、Ｃａ合金を添加することで脱酸力を強化する。一方、溶鋼中の酸素分圧の低下はスラグ、炉壁等からのＭｇのピックアップを生じさせる。ＭｇはＣａＯ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３，ＭｇＯ等の酸化物系介在物を形成し、ＣａＯ－ＭｇＯ―Ａｌ２Ｏ３に対するＭｇＯの個数比は酸素分圧が低くなるほど高くなる。発明者らはＦＥ－ＳＥＭ－ＥＤＳを用いてＴｉＣ系析出物の核となる介在物組成を統計的に確認したところ、ＴｉＣの粒径が大きくなるほどＭｇＯ，またはＭｇＯとＡｌ２Ｏ３を含むＴｉＣの比率が増大し、ＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３を含まずＣａＯのみを含むＴｉＣの比率が減少することを確認した。粒界に存在するＴｉＣは粒径が大きいものほど液化割れ感受性におよぼす悪影響も大きいため、良好なＨＡＺ割れ感受性を呈するには、粗大なＴｉＣ生成を助長するＭｇＯの生成を抑制する手段が有効となる。
【0033】
液化割れにおよぼすＴｉＣの粒径の影響について説明する。ＴｉＣの円相当径が１μｍより小さい場合、合金との界面にて共晶融解が生じる前にバルク中にＣが拡散しＴｉＣが消失するため、液化割れの起点としてほとんど作用しないため液化割れ感受性にほとんど影響を与えない。一方でＴｉＣの個数は粒径が大きいものほど少なく、溶金／母材界面に存在する確率もまた急激に低下する。円相当径５μｍ以上のＴｉＣの個数は１～５μｍの個数と比較すると１％未満でしかなく、液化割れ感受性への影響も無視できる。
【0034】
フリーＭｇの粒界への偏析による粒界強度の低下を防止するためには、Ｍｇ含有量そのものの低減が有効であり、Ｍｇ含有量の低減のためにはＭｇのピックアップを抑制する製鋼条件で製造することが重要である。
以下に本発明の製造方法について記載する。
酸素濃度の低減に加えてＭｇピックアップの抑制を両立させるためには、二次精錬時にＳｉよりも脱酸力の強いＡｌ，Ｔｉを活用した脱酸・脱硫を十分行ったのちに、二次精錬工程の出鋼直前、または連続鋳造時のＣａ添加による脱酸・脱硫が不可欠となる。加えて二次精錬時に生じるＭｇのピックアップを極力抑制できるスラグ組成にて製造する必要がある。具体的にはスラグ中に含まれるＭｇＯを極力低減させたスラグ組成で管理する必要があり、スラグ組成の塩基度が高ければ高いほどＭｇＯ投入量を更に制限する必要がある。高塩基度なスラグ組成、具体的には質量比で、スラグ中のＣａＯとＡｌ２Ｏ３の比率Ｃ／Ａは１．０以上、ＣａＯとＳｉＯ２の比率Ｃ／Ｓは１１．２以上とした上で、スラグ中のＡｌ２Ｏ３とＭｇＯの比率をＡ／Ｍと定義すると、請求項範囲内のＡｌ，Ｔｉを含有する鋼においてはＡ／Ｍ≧４．０となるようにスラグ中のＭｇＯ含有量を制限し、かつ出鋼直前にＣａ合金を添加する必要がある。なお、融点調整のために炉体損傷が生じない範囲（１０～２５質量％）でＣａＦ２の添加が必要となる。
以下に本発明の製造方法について記載する。
酸素濃度の低減に加えてＭｇピックアップの抑制を両立させるためには、二次精錬時にＳｉよりも脱酸力の強いＡｌ，Ｔｉを活用した脱酸・脱硫を十分行ったのちに、二次精錬工程の出鋼直前、または連続鋳造時のＣａ添加による脱酸・脱硫が不可欠となる。加えて二次精錬時に生じるＭｇのピックアップを極力抑制できるスラグ組成にて製造する必要がある。具体的にはスラグ中に含まれるＭｇＯを極力低減させたスラグ組成で管理する必要があり、スラグ組成の塩基度が高ければ高いほどＭｇＯ投入量を更に制限する必要がある。高塩基度なスラグ組成、具体的には質量比で、スラグ中のＣａＯとＡｌ２Ｏ３の比率Ｃ／Ａは１．０以上、ＣａＯとＳｉＯ２の比率Ｃ／Ｓは１１．２以上とした上で、スラグ中のＡｌ２Ｏ３とＭｇＯの比率をＡ／Ｍと定義すると、請求項範囲内のＡｌ，Ｔｉを含有する鋼においてはＡ／Ｍ≧４．０となるようにスラグ中のＭｇＯ含有量を制限し、かつ出鋼直前にＣａ合金を添加する必要がある。なお、融点調整のために炉体損傷が生じない範囲（１０～２５質量％）でＣａＦ２の添加が必要となる。
【0035】
上記のとおり、ＨＡＺ割れ感受性に悪影響をおよぼす因子には粗大なＴｉＣ系介在物の影響と、Ｍｇ偏析による悪影響の両者の影響を複合的に考慮する必要がある。発明者らが鋭意検討した結果、介在物の平均Ｃａ濃度，平均Ｍｇ濃度，平均Ａｌ濃度より算出した介在物中ＣａＯ，ＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３の質量比が式（１）を満足することで、粗大なＴｉＣが析出しにくくなり、ＨＡＺ割れ感受性が大幅に低減することがわかった。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
なお、過剰なＣａ添加によりノズル詰り等の問題が発生することがあるため、介在物中のＣａ比率の上限を０．９０≧［ＣａＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）とすることが好ましい。
［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）≧０．２０ … （１）
なお、過剰なＣａ添加によりノズル詰り等の問題が発生することがあるため、介在物中のＣａ比率の上限を０．９０≧［ＣａＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）とすることが好ましい。
【0036】
本発明の高Ｎｉ合金の成分組成は、前述の各成分を含有し、残部がＦｅおよび不純物よりなる。次に、請求項２記載の限定理由について述べる。さらに前記Ｆｅの一部に替え、選択的に以下に示す成分（質量％）を含有することができる。
【0037】
＜成分組成＞
Ｂ：０．０００２～０．００３０％
Ｂは鋼の熱間加工性を改善する元素であり、熱間加工の高温域の絞りを格段に向上する。このため、請求項２ではＢが含有される。Ｂの熱間加工性の向上機構は明確ではないが、粒界に偏析することで粒界強度を高めると言われる。Ｂ含有による熱間引張の改善効果は０．０００２％以上で発現することから、Ｂ添加する場合は下限を０．０００２％とする。一方で、過剰な添加は凝固割れを促進するため、その含有量の上限を０．００３０％に定めた。好ましい上限は０．００１５％である。
Ｂ：０．０００２～０．００３０％
Ｂは鋼の熱間加工性を改善する元素であり、熱間加工の高温域の絞りを格段に向上する。このため、請求項２ではＢが含有される。Ｂの熱間加工性の向上機構は明確ではないが、粒界に偏析することで粒界強度を高めると言われる。Ｂ含有による熱間引張の改善効果は０．０００２％以上で発現することから、Ｂ添加する場合は下限を０．０００２％とする。一方で、過剰な添加は凝固割れを促進するため、その含有量の上限を０．００３０％に定めた。好ましい上限は０．００１５％である。
【0038】
Ｓｎ：０．０５％以下
Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｂｉ：０．００１０％以下
Ｚｒ：０．５％以下
Ｈｆ：０．５％以下
Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ：０．００５０％以下
Ｓｎは鋼の耐食性、高温クリープ強度を向上させる元素であり、必要に応じ添加することができる。ただし、０．０５％を超える添加は熱間加工性を低下させるため、上限を０．０５％と規定した。また、Ｐｂ，Ｚｎ，Ｂｉもオーステナイト単相系の合金では熱間加工性を著しく低下させるため、上限を厳しく規定する必要があり、Ｐｂ，Ｚｎ，Ｂｉの合計で０．００１０％に規定した。
Ｚｒ，ＨｆはいずれもＰ，Ｓを固定することで鋼の凝固割れ感受性，耐高温酸化性を向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。一方で０．５％を超える多量の添加は熱間加工性等の製造性および表面性状を低下させる。従い、これらの添加量上限を０．５％に規定した。
Ｌａ，Ｃｅ，ＮｄはいずれもＰ，Ｓの固定により耐酸化性、凝固割れ感受性を改善する元素であるが、その一方で合計で０．００５０％を超える添加はＴｉＣ系析出物の増加を促進し鋼の液化割れ感受性を増大させる。従い、含有量の上限をこれらの元素の総和で０．００５０％と規定した。なお、これらの元素の添加方法としては、各々の金属もしくは合金での添加、ミッシュメタルでの添加などの方法がある。
Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｂｉ：０．００１０％以下
Ｚｒ：０．５％以下
Ｈｆ：０．５％以下
Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ：０．００５０％以下
Ｓｎは鋼の耐食性、高温クリープ強度を向上させる元素であり、必要に応じ添加することができる。ただし、０．０５％を超える添加は熱間加工性を低下させるため、上限を０．０５％と規定した。また、Ｐｂ，Ｚｎ，Ｂｉもオーステナイト単相系の合金では熱間加工性を著しく低下させるため、上限を厳しく規定する必要があり、Ｐｂ，Ｚｎ，Ｂｉの合計で０．００１０％に規定した。
Ｚｒ，ＨｆはいずれもＰ，Ｓを固定することで鋼の凝固割れ感受性，耐高温酸化性を向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。一方で０．５％を超える多量の添加は熱間加工性等の製造性および表面性状を低下させる。従い、これらの添加量上限を０．５％に規定した。
Ｌａ，Ｃｅ，ＮｄはいずれもＰ，Ｓの固定により耐酸化性、凝固割れ感受性を改善する元素であるが、その一方で合計で０．００５０％を超える添加はＴｉＣ系析出物の増加を促進し鋼の液化割れ感受性を増大させる。従い、含有量の上限をこれらの元素の総和で０．００５０％と規定した。なお、これらの元素の添加方法としては、各々の金属もしくは合金での添加、ミッシュメタルでの添加などの方法がある。
【0039】
Ｗ：３％以下
Ｗは、Ｍｏと同様に耐熱合金の強度を高める元素であり、必要に応じて添加することができる。本発明鋼において耐熱性を高める目的のためには３％を上限に含有させる。
Ｗは、Ｍｏと同様に耐熱合金の強度を高める元素であり、必要に応じて添加することができる。本発明鋼において耐熱性を高める目的のためには３％を上限に含有させる。
【0040】
Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．００２～１．０％、Ｔａ：０．００２～１．０％
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａについて説明する。Ｖ，Ｎｂ，Ｔａは何れも必要に応じて添加することができ、合金の高温特性を向上させる作用を有する。コストに見合った含有量とするため、Ｎｂ、Ｔａの含有量の上限を１．０％と定めた。好ましい含有量上限は０．８％である。Ｖの含有量上限は０．５％とした。添加する場合の含有量の下限はＶの場合は０．０１％，Ｎｂ、Ｔａの場合は０．００２％、好ましくは０．０３％である。また、好ましい含有量範囲は、０．０３％～０．８％である。
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａについて説明する。Ｖ，Ｎｂ，Ｔａは何れも必要に応じて添加することができ、合金の高温特性を向上させる作用を有する。コストに見合った含有量とするため、Ｎｂ、Ｔａの含有量の上限を１．０％と定めた。好ましい含有量上限は０．８％である。Ｖの含有量上限は０．５％とした。添加する場合の含有量の下限はＶの場合は０．０１％，Ｎｂ、Ｔａの場合は０．００２％、好ましくは０．０３％である。また、好ましい含有量範囲は、０．０３％～０．８％である。
【0041】
上記本発明の高Ｎｉ合金は、溶接構造物に用いることが好ましい。溶接施工により構造物を製造するに際し、溶接高温割れ感受性、特にＨＡＺ割れ感受性を低位安定化させることができるからである。
【実施例0042】
以下に実施例について記載する。本発明者らは５０ｋｇ真空溶解炉により高Ｎｉ合金をＭｇＯるつぼ中で溶解し、Ａｌ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｍｇを添加して１７ｋｇ扁平鋳型に鋳造し、表１－１、表１－２に示す組成の高Ｎｉ合金を得た。本溶解では２次精錬のスラグ組成を模擬するため、ＣａＯ，ＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＳｉＯ２，ＣａＦ２の５種類の粉末試薬を溶解直前に所定の組成に調合し、るつぼ内のフラックス量が３４０ｇとなる分量を投入し、その後Ｃａ合金を投入する方法で行った。フラックスはＴｉ，Ａｌ投入の２分後に、Ｃａ合金はフラックス投入の５分後にそれぞれ投入した。出鋼（鋳型への鋳造開始）はＣａ合金投入より２．５分経過したタイミングで行った。ただし、表１－１、表１－２のＢ８鋼ではＣａ合金の添加を行わずにフラックス投入後７．５分経過したタイミングで出鋼した。なお表１に記載されている成分は残部がＦｅおよび不純物元素であり、単位は全て質量％である。また表１－１、表１－２に示した成分について空欄は不純物レベルであることを示している。
【0043】
【表1-1】
【0044】
【表1-2】
【0045】
溶解材を鋳造した鋳片は４８ｍｍ厚×１７０ｍｍ幅×２２５ｍｍ高さの寸法を有する。この鋳片に対し以下の処理を行いＨＡＺ割れ感受性を評価するロンジ・バレストレイン試験片を作製した。まず表面を２ｍｍ研削して鋳片表面の疵を除去したのちに４４ｍｍ厚×８５ｍｍ幅×１７０ｍｍ長さの形状に切り出し、１１８０℃に１時間加熱後、１２．５ｍｍ厚まで熱間圧延した。次にこの厚板に１１６５℃×１０分の熱処理をおこない、両面研削により板厚を１２ｍｍとし、４０ｍｍ幅×３００ｍｍ長さの形状に切り出した試験片とした。
【0046】
ロンジ・バレストレイン試験は、板幅中央部の長手方向に溶接電流２００Ａ，電圧１２Ｖ，速度１５ｃｍ／分の条件でＴＩＧなめ付け溶接を施し、溶接の途中で表層に２％の歪が加わるよう溶接方向と平行に曲げ応力を瞬間的に付与した。曲げ応力付与により溶接割れが発生した個所を光学顕微鏡にて観察可能なサイズに切り出した後に溶接部表面のスケールをバフ研磨にて除去し、光学顕微鏡にてＨＡＺ割れの有無および程度を観察した。溶金と母材の境界を起点として溶接方向と垂直な方向に伝搬したＨＡＺ割れの長さを個々に測定し、それらの値の総和を総割れ長さと定義した。試験は１成分につきｎ＝２で実施し、総割れ長さｎ＝２の平均値が１ｍｍ以下であった場合は良好、１ｍｍを超えた場合は不適と判断した。０．４ｍｍ以下の試験結果が得られた場合は優良と判断した。
【0047】
介在物の測定は、ＦＥ－ＳＥＭ－ＥＤＳ分析によった。なお、ＦＥ－ＳＥＭは株式会社日立ハイテクノロジー社製ＳＵ５０００を、解析ソフトはＥＭＡＸＥｖｏｌｕｔｉｏｎをそれぞれ用いた。ロンジ・バレストレイン試験片の熱影響を受けていない箇所より２５ｍｍ×２５ｍｍのサイズに切り出し表層が観察面となるように樹脂埋めを施した後、表層の酸化物、硫化物、窒化物、炭化物等の析出物が溶解しないように、ダイヤモンド砥粒にて鏡面研磨仕上げをおこなった。測定面積を２．５ｍｍ２以内に限定し、反射電子像のコントラストの情報より解析ソフトが粒子と認識したもののうち、面積より換算した円相当径が０．６μｍ以上の粒子についてＥＤＸによる自動定量分析を行った。なお、測定時間は粒子１個あたり０．５秒の条件で行った。検出した粒子のうち、ＯまたはＳが検出されたものを介在物系粒子として抽出し、以下のとおり個々の元素について平均含有量を演算した。
・各成分の平均含有量（質量％）＝Σ（各粒子の分析値（質量％）×表面積（ｍｍ２））／（粒子数×平均表面積（ｍｍ２））
Ｃａ，Ｍｇ，Ａｌの平均含有量より、各成分が全量酸化物で存在すると仮定してＣａＯ，ＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３に換算した質量％を算出し、これらの総質量％（［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％））に対するＣａＯ，ＭｇＯまたはＡｌ２Ｏ３の質量比を求め、表２に示した。表２にはＨＡＺ割れ長さの結果を投入したフラックスの組成と合わせて示す。また、図１には介在物組成質量比（組成（質量％）を［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）で除した値）とＨＡＺ割れ性との関係を示す。図１中の実線は、［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）＝０．２の線である。なお、表２のフラックス質量比：ＣａＯ／Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ／ＳｉＯ２、およびＡｌ２Ｏ３／ＭｇＯは、ＣａＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、および／またはＭｇＯの投入量より計算した質量比であり、ＭｇＯ、ＣａＦ２の質量％はＣａＦ２も加えたフラックス全投入量に対するＭｇＯ、ＣａＦ２の投入量から換算した値である。
・各成分の平均含有量（質量％）＝Σ（各粒子の分析値（質量％）×表面積（ｍｍ２））／（粒子数×平均表面積（ｍｍ２））
Ｃａ，Ｍｇ，Ａｌの平均含有量より、各成分が全量酸化物で存在すると仮定してＣａＯ，ＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３に換算した質量％を算出し、これらの総質量％（［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％））に対するＣａＯ，ＭｇＯまたはＡｌ２Ｏ３の質量比を求め、表２に示した。表２にはＨＡＺ割れ長さの結果を投入したフラックスの組成と合わせて示す。また、図１には介在物組成質量比（組成（質量％）を［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）で除した値）とＨＡＺ割れ性との関係を示す。図１中の実線は、［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％）＝０．２の線である。なお、表２のフラックス質量比：ＣａＯ／Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ／ＳｉＯ２、およびＡｌ２Ｏ３／ＭｇＯは、ＣａＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、および／またはＭｇＯの投入量より計算した質量比であり、ＭｇＯ、ＣａＦ２の質量％はＣａＦ２も加えたフラックス全投入量に対するＭｇＯ、ＣａＦ２の投入量から換算した値である。
【0048】
【表2】
【0049】
表２および図１に示すとおり、式（１）左辺：［ＣａＯ―０．６×ＭｇＯ］（質量％）／［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３］（質量％） の値が０．２０以上を満足する鋼番Ａ１～Ａ１４（図１中○）においては、溶接高温割れ試験にて発生したＨＡＺ割れ総割れ長さの値がｎ＝２平均で１ｍｍ以下と良好な値を示したのに対し、この関係を満足しなかったＢ１～Ｂ１０（図１中◆）のＨＡＺ割れ総長さの値は１ｍｍを大幅に上回りＨＡＺ割れ感受性が急激に増大していることが明らかである。Ｂ１～Ｂ４に関しては、請求項を満足する成分にもかかわらずＡ／Ｍの値が４．０を下回り、式（１）を満足する介在物組成が得られなかった。同様にＡ／Ｍの値が４．０を下回ったＢ５は酸素濃度が、Ｂ６，Ｂ７はＭｇ濃度が請求項の範囲を外れていた。Ｂ８～Ｂ１０はＡ／Ｍの値は４以上であったが、Ｂ８はＣａ合金を添加しなかったためＣａ含有量が本発明の範囲を外れており、またＢ９，Ｂ１０はＴｉ，Ａｌが本発明範囲よりも高かったためにフラックスからのＭｇのピックアップが生じたと考えられる。このため、Ｂ８～Ｂ１０はいずれも式（１）の要件を満たさず、高いＨＡＺ割れ感受性を呈した。
【0050】
以上の実施例からわかるように、本発明により溶接高温割れ感受性が低い高Ｎｉ合金を製造することができることが明確となった。
【産業上の利用可能性】
【0051】
本発明により、高温用途のＡｌ，Ｔｉを含有する高Ｎｉ合金を用いた溶接構造物を好適に製造することができるようになり、設計上の自由度向上および溶接補修コストの低減化が見込まれる。また、これらの合金は高温用途のみならず、高耐食用途で用いられる溶接構造物に関しても幅広く使用することができる。
拡大する高Ｎｉ合金の需要に対して安定的な溶接品質を提供することができるようになり、産業の発展に寄与するところは極めて大である。
拡大する高Ｎｉ合金の需要に対して安定的な溶接品質を提供することができるようになり、産業の発展に寄与するところは極めて大である。
【図1】