特許 7284433 合金

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2023-05-23

(45)【発行日】2023-05-31

(54)【発明の名称】合金

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20230524BHJP

   C22C 38/60 20060101ALI20230524BHJP

   C21D 8/10 20060101ALN20230524BHJP

   C21D 8/02 20060101ALN20230524BHJP

   C21D 8/06 20060101ALN20230524BHJP

   C21D 9/46 20060101ALN20230524BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 302R

C22C38/60

C21D8/10 D

C21D8/02 D

C21D8/06 B

C21D9/46 P

【請求項の数】 3

(21)【出願番号】P 2021567706

(86)(22)【出願日】2020-12-25

(86)【国際出願番号】 JP2020048927

(87)【国際公開番号】W WO2021132634

(87)【国際公開日】2021-07-01

【審査請求日】2022-04-28

(31)【優先権主張番号】P 2019238842

(32)【優先日】2019-12-27

(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP

(73)【特許権者】

【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】110001553

【氏名又は名称】アセンド弁理士法人

(72)【発明者】

【氏名】竹田 貴代子

(72)【発明者】

【氏名】大塚 俊一

【審査官】河野 一夫

(56)【参考文献】

【文献】特開平０５－１９５１６０（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開昭６３－０１４８４２（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開平０９－２６３８９１（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００

Ｃ２２Ｃ ３８／６０

Ｃ２１Ｄ ８／１０

Ｃ２１Ｄ ８／０２

Ｃ２１Ｄ ８／０６

Ｃ２１Ｄ ９／４６

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．１５～０．６０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｎｉ：３０．０～４０．０％、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．２５０％以下、
Ａｌ：０．０１５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０３００％以下、
Ｐｂ：０．００４０％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上の合計：０．０１５～０．１４５％未満、
Ｃｕ：０～０．３００％、
Ｓｎ：０～０．１００％、
Ｗ：０～０．２００％、及び、
Ｂ：０～０．００４０％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たす、合金。
（Ｎｂ＋３×Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦５．２０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、合金の化学組成中の各元素の含有量が質量％で代入される。

【請求項2】

請求項１に記載の合金であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０～０．３００％、Ｓｎ：０～０．１００％、及び、Ｗ：０～０．２００％からなる群から選択される１種以上を合計で０．０２０％以上含有する、
合金。

【請求項3】

前記合金は、管材、板材、及び棒材のいずれかである、
請求項１又は請求項２に記載の合金。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本開示は、合金に関し、さらに詳しくは、熱膨張係数の低い合金に関する。

【背景技術】

【0002】

ＬＮＧ（液化天然ガス）のような低温物質の輸送用配管や貯蔵用タンクの材料として、低温でも脆化しにくいオーステナイト系ステンレス鋼材が利用されている。

【0003】

低温物質の輸送用配管や貯蔵用タンクでは、低温物質が流れている場合、及び、低温物質を貯蔵している場合には温度が低下し、低温物質が流れていない場合、及び、低温物質を貯蔵していない場合には温度が上昇する。上述のオーステナイト系ステンレス鋼材の熱膨張係数は高い。そのため、低温物質の輸送用配管や貯蔵用タンクでは、温度変化に伴う熱膨張及び熱収縮が生じる。そこで、このような熱膨張及び熱収縮を吸収する機構として、低温物質の輸送用配管では、所定の長さ毎に、ループ配管を配置する。ループ配管は、熱膨張及び熱収縮による輸送用配管の変形を吸収する。しかしながら、ループ配管により配管の総長さは長くなり、製造コストが高くなる。そこで、低温物質の輸送用配管や貯蔵用タンクの材料として、オーステナイト系ステンレス鋼材よりも熱膨張係数の低い合金が求められている。

【0004】

熱膨張係数の小さい合金として、インバー合金が知られている。インバー合金は、自発体積磁歪（インバー効果）により、温度変化に対して、低い熱膨張係数を維持できる。そのため、熱の影響を受けても寸法が変化しにくい。インバー合金の熱膨張係数は、オーステナイト系ステンレス鋼材の熱膨張係数よりもはるかに小さい。そのため、低温物質の輸送用配管や貯蔵用タンク用途の材料として、インバー合金を用いれば、熱膨張及び熱収縮による輸送用配管や貯蔵用タンクの変形が抑えられる。

【0005】

ＬＮＧに代表される低温物質の輸送用配管及び貯蔵用タンクに用いられるインバー合金が特表２０１７－５１２８９９号公報（特許文献１）に開示されている。

【0006】

特許文献１に開示された合金は、３５ｗｔ％≦Ｎｉ≦３７ｗｔ％、Ｍｎ≦０．６ｗｔ％、Ｃ≦０．０７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．３５ｗｔ％、Ｃｒ≦０．５ｗｔ％、Ｃｏ≦０．５ｗｔ％、Ｐ≦０．０１ｗｔ％、Ｍｏ＜０．５ｗｔ％、Ｓ≦０．００３５ｗｔ％、Ｏ≦０．００２５ｗｔ％、０．０１１ｗｔ％≦［（３．１３８×Ａｌ＋６×Ｍｇ＋１３．４１８×Ｃａ）－（３．５０９×Ｏ＋１．７７０×Ｓ）］≦０．０３８ｗｔ％、０．０００３ｗｔ％＜Ｃａ≦０．００１５ｗｔ％、０．０００５ｗｔ％＜Ｍｇ≦０．００３５ｗｔ％、０．００２０ｗｔ％＜Ａｌ≦０．００８５ｗｔ％を含み、残部が鉄及び精錬から生じた残留元素であることを特徴とする。この文献に開示された合金は、液化ガスを受けるためのタンク又は配管に使用される、と特許文献１には記載されている。

【0007】

ところで、インバー合金は、低い熱膨張係数を有するものの、強度が低い。低い熱膨張係数を有する合金の強度が高ければ、輸送用配管の薄肉化が可能となり、輸送用配管及び貯蔵用タンクの構造安定性も高まる。そのため、高強度を有するインバー合金が求められている。

【0008】

インバー合金の強度を高める技術がたとえば、特開平１０－０１７９９７号公報（特許文献２）及び特開平１０－１９５５３１号公報（特許文献３）に開示されている。

【0009】

特許文献２に開示されたインバー合金は、重量割合にて、Ｃ：０．０１５～０．１０％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｉ：３５～３７％、Ｍｏ：０～０．５％、Ｖ：０～０．０５％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．１５％以上１．０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有すると共に残部がＦｅ及び不可避的不純物より成ることを特徴とする。これにより、熱間加工性に優れた高強度のインバー合金が得られる、と特許文献２に記載されている。

【0010】

特許文献３に開示されたアンバー合金の製造方法は、重量％で、Ｎｉ：３０～４５％と、Ｃ：０．００１～０．０４％とを含むＦｅ－Ｎｉ系アンバー合金を製造する方法において、合金を９００～１１５０℃に加熱し、下記（１）式で表されるＴ_Ｒ℃以下の温度で、累積圧下率５％以上の熱間圧延を行うことを特徴とする。これにより、強度及び靱性に優れたアンバー合金が得られる、と特許文献３に記載されている。
Ｔ_Ｒ（℃）＝２，５００×Ｃ％＋７５０・・・（１）

【先行技術文献】

【特許文献】

【0011】

【文献】特表２０１７－５１２８９９号公報

【文献】特開平１０－０１７９９７号公報

【文献】特開平１０－１９５５３１号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0012】

上述の特許文献２及び特許文献３に開示された技術により、インバー合金の強度を高めることができる。しかしながら、従前の技術では、インバー合金の強度を高めることはできるものの、熱膨張係数が増加する場合があった。そのため、十分に高い強度を有しつつ、熱膨張係数も十分に低い合金が求められている。

【0013】

本開示の目的は、高強度を有し、低い熱膨張係数を有する合金を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0014】

本開示による合金は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．１５～０．６０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｎｉ：３０．０～４０．０％、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．２５０％以下、
Ａｌ：０．０１５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０３００％以下、
Ｐｂ：０．００４０％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上の合計：０．０１５～０．１４５％未満、
Ｃｕ：０～０．３００％、
Ｓｎ：０～０．１００％、
Ｗ：０～０．２００％、及び、
Ｂ：０～０．００４０％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たす。
（Ｎｂ＋３×Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦６．００ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、合金の化学組成中の各元素の含有量が質量％で代入される。

【発明の効果】

【0015】

本開示による合金は、高強度を有し、低い熱膨張係数を有する。

【図面の簡単な説明】

【0016】

【図1A】図１Ａは、試験番号４の合金の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。

【図1B】図１Ｂは、図１ＡのＴＥＭ写真の模式図である。

【図2】図２は、式（１）と熱膨張係数との関係を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0017】

本発明者らは、高強度を有し、低い熱膨張係数が得られる合金について、調査及び検討を行った。

【0018】

Ｎｉ含有量が３０．０～４０．０質量％のＮｉ－Ｆｅ系合金であれば、インバー効果により合金の熱膨張係数が低くなることが知られている。このようなＮｉ－Ｆｅ系合金はそもそも、熱膨張係数が低いという基本性能を要求される。そのため、Ｎｉ含有量が３０．０～４０．０質量％のＮｉ－Ｆｅ系合金においては、高強度化を検討する場合であっても、熱膨張係数の増大を抑制しつつ、高強度化することが求められてきた。

【0019】

合金を高強度化する方法の１つに、析出強化がある。析出強化では、炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を析出させて合金を強化する。しかしながら、合金中に炭化物や窒化物等の析出物が生成した場合、析出物が熱膨張することにより、合金の熱膨張係数が増大してしまう。Ｎｉ含有量が３０．０～４０．０質量％のＮｉ－Ｆｅ系合金においては、熱膨張係数を抑制しつつ、高強度化することが検討されてきたため、析出強化による高強度化は避けられてきた。そこで、従前では、析出強化に代えて、固溶強化、結晶粒径の細粒化、又は、冷間加工により、合金の強度を高めることが試みられてきた。

【0020】

たとえば、上述の特許文献２では、合金に、合金元素としてＮｂを０．１５％以上を含有することで強度を高めている（特許文献２の段落［００１２］及び［００２３］）。特許文献２の実施例では、合金中のＣ含有量を低く抑えている。したがって、特許文献２では、多量のＮｂを固溶させ、固溶強化により合金の強度を高めている。また、特許文献３では、圧延条件を調整することにより合金の残留歪を調整して、合金の強度を高めている（特許文献３の段落［００１１］）。つまり、特許文献２及び特許文献３では、析出強化以外の方法で合金が高強度化されている。

【0021】

上述のとおり、熱膨張係数の増大を抑制しつつ、高強度化する場合、従前は、析出強化による高強度化は避けられてきた。また、Ｎｂを使った強化では、０．１５％以上のＮｂを含有しさらにＣ含有量を低下させて炭化物の生成を抑制し、Ｎｂを固溶させることで固溶強化する技術が提案されている。この技術では、析出物が熱膨張することによって、合金の熱膨張係数が増大するのを回避することを試みている。

【0022】

Ｎｉ含有量が３０．０～４０．０質量％のＮｉ－Ｆｅ系合金においては、Ｎｂを用いて強化する場合、析出強化ではなく、固溶Ｎｂによる固溶強化が行われてきたことは、上述のとおりである。しかしながら本発明者らの検討の結果、多量の固溶Ｎｂはむしろ、熱膨張係数に影響を与える可能性があることが分かった。

【0023】

そこで、本発明者らは、固溶Ｎｂ量を低減しても、低い熱膨張係数と高強度とを両立できる合金について検討を行った。図１Ａは、後述する実施例における、試験番号４の合金（本発明例）の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。図１Ｂは、図１ＡのＴＥＭ写真の模式図である。図１（図１Ａ及び図１Ｂ）中、矢印で示した黒点部分の成分を分析したところ、Ｃを除く組成でＮｂを８６．３％含む析出物であることが分かった。つまり、図１のＴＥＭ写真中の黒点は、Ｎｂを含む析出物（炭窒化物）である。図１のＴＥＭ写真に示すとおり、試験番号４の合金には、ナノサイズの微細な炭窒化物が析出している。従前の検討によれば、炭窒化物は合金の熱膨張係数を増加させる。しかしながら、予想に反して、後述する実施例に記載のとおり、試験番号４の合金の熱膨張係数は低かった。

【0024】

本発明者らはこの結果を詳細に検討し、従来の知見とは異なる知見を得た。本発明者らは、ナノサイズの微細炭窒化物（以下、単にナノ炭窒化物とも称する）を析出させることにより、強度を高めつつ、さらに低い熱膨張係数を得られると考えた。ナノ炭窒化物は転位を固着する。そのため、合金を強化できる。ナノ炭窒化物はさらに、体積が非常に小さいため、温度変化に対する体積膨脹が小さい。そのため、本発明者らは、固溶Ｎｂによる固溶強化ではなく、ナノ炭窒化物の析出強化によりＮｉ－Ｆｅ系合金を高強度化すれば良いと考えた。これにより、固溶Ｎｂ量を低減でき、熱膨張係数をさらに低下できると考えられる。なお、本明細書において「炭窒化物」とは、炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を含む。

【0025】

本発明者らは、合金の低い熱膨張係数と高強度とを両立できる、ナノ炭窒化物の大きさや個数密度を特定しようと検討した。しかしながら、図１に示すとおり、ナノ炭窒化物は非常に小さく、適切な大きさや個数密度の正確な特定を行うことは困難であった。そこで本発明者らは、このようなナノ炭窒化物を微細分散できるＮｉ－Ｆｅ系合金の化学組成について検討を行った。本発明者らは、炭窒化物を形成するＮｂ、Ｔｉ及びＶの１種以上を含有し、かつ、Ｃ含有量及びＮ含有量を高めた化学組成であれば、ナノ炭窒化物を析出できるのではないかと考えた。具体的には、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１５～０．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎｉ：３０．０～４０．０％、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｏ：０．２５０％以下、Ａｌ：０．０１５０％以下、Ｃａ：０．００５０以下、Ｍｇ：０．０３００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０３００％以下、Ｐｂ：０．００４０％以下、Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０～０．３００％、Ｓｎ：０～０．１００％、Ｗ：０～０．２００％、及び、Ｂ：０～０．００４０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる合金において、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上を合計で０．０１５～０．１４５％未満含有する合金であれば、ナノ炭窒化物を析出でき、その結果、強度を高めつつ、熱膨張係数をさらに小さくできる可能性があると考えた。

【0026】

しかしながら、上記の化学組成を有するだけの合金では、強度を高めることはできても、熱膨張係数をさらに小さくすることはできなかった。本発明者らは、その原因を詳細に調査した。その結果、上記の化学組成を有するだけでは、炭窒化物が過剰に析出する場合があることが分かった。そこで本発明者らは、ナノ炭窒化物を適切な量で析出できる合金についてさらに検討を行った。その結果、次の知見を得た。

【0027】

図２は、式（１）と熱膨張係数との関係を示す図である。図２は後述する実施例のうち、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である合金における、式（１）と熱膨張係数との関係を示している。図２の横軸は、Ｆｎ１＝（Ｎｂ＋３×Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）の値を示す。ここで、各元素記号には、合金の化学組成中の各元素の含有量が質量％で代入される。図２の縦軸は、合金の熱膨張係数である。合金の熱膨張係数は、後述する測定方法により測定した。

【0028】

図２を参照して、Ｆｎ１が６．００以下であれば、合金の熱膨張係数が著しく低下する。式（１）は、ナノ炭窒化物を形成するＮｂ、Ｔｉ及びＶと、Ｃ及びＮとの含有量の関係を規定する式である。Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量を０．１４５％未満に制限し、かつ、Ｆｎ１が６．００以下であれば、ナノ炭窒化物を微細分散させつつ、過剰なナノ炭窒化物の析出を抑制できる。このため、強度を高めつつ、合金の熱膨脹係数をさらに低下できる。

【0029】

以上をまとめると、次のとおりである。合金に、Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上を合計で０．０１５％以上含有させる。これにより、Ｎｂ、Ｔｉ及び／又はＶのナノ炭窒化物を分散させる。ナノ炭窒化物は転位を固着する。これにより、合金の強度が高まる。一方で、Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上の合計量を０．０１５～０．１４５％未満に制限する。さらに、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量及びＶ含有量と、Ｃ含有量及びＮ含有量とが式（１）を満たすよう調整する。これにより、Ｎｂ、Ｔｉ及び／又はＶのナノ炭窒化物の過剰な析出を抑制する。Ｎｂ、Ｔｉ及び／又はＶのナノ炭窒化物は非常に小さいため、ナノ炭窒化物が熱膨張しても体積変化が極めて小さい。そのため、合金の熱膨張係数を低く維持しつつ、高い強度を得る事ができる。なお、式（１）は次に示すとおりである。
（Ｎｂ＋３×Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦６．００ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、合金の化学組成中の各元素の含有量が質量％で代入される。

【0030】

以上のとおり、本実施形態による合金は、従前の技術とは全く異なる思想に基づいて完成した。本実施形態による合金は次の構成を有する。

【0031】

［１］
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．１５～０．６０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｎｉ：３０．０～４０．０％、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．２５０％以下、
Ａｌ：０．０１５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０３００％以下、
Ｐｂ：０．００４０％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上の合計：０．０１５～０．１４５％未満、
Ｃｕ：０～０．３００％、
Ｓｎ：０～０．１００％、
Ｗ：０～０．２００％、及び、
Ｂ：０～０．００４０％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たす、合金。
（Ｎｂ＋３×Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦６．００ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、合金の化学組成中の各元素の含有量が質量％で代入される。

【0032】

［１］の合金は、高強度を有し、さらに低い熱膨張係数を有する。

【0033】

［２］
［１］に記載の合金であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０～０．３００％、Ｓｎ：０～０．１００％、及び、Ｗ：０～０．２００％からなる群から選択される１種以上を合計で０．０２０％以上含有する、
合金。

【0034】

［２］の合金は、高強度と、低い熱膨張係数とを有し、さらに、優れた耐食性を有する。

【0035】

［３］
前記合金は、管材、板材、及び棒材のいずれかである、
［１］又は［２］に記載の合金。

【0036】

以下、本実施形態の合金について詳しく説明する。以下、化学組成における「％」は特に断りがない限り、質量％を意味する。

【0037】

［化学組成］
本実施形態の合金の化学組成は、次の元素を含有する。

【0038】

Ｃ：０．１０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、製鋼工程において、合金を脱酸する。Ｃはさらに、合金の強度を高める。Ｃが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。

【0039】

Ｓｉ：０．５０％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは製鋼工程において、合金を脱酸する。Ｓｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の自発体積磁歪が減少し、合金の熱膨張係数が高まる。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えればさらに、合金の熱間加工性が低下する。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えればさらに、介在物が過剰に多く生成して合金の耐食性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

【0040】

Ｍｎ：０．１５～０．６０％
マンガン（Ｍｎ）は、製鋼工程において、合金を脱酸する。Ｍｎはさらに、硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳを形成し、合金の熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が０．１５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の自発体積磁歪が減少する。その結果、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１５～０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１６％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１９％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２１％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。

【0041】

Ｐ：０．０１５％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは合金の溶接性及び熱間加工性を低下する。Ｐ含有量が０．０１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の溶接性及び熱間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

【0042】

Ｓ：０．００３０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは合金の溶接性及び熱間加工性を低下する。Ｓ含有量が０．００３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の溶接性及び熱間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００３０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。

【0043】

Ｎｉ：３０．０～４０．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、合金の自発体積磁歪を高め、その結果、合金の熱膨張係数を低下する。Ｎｉはさらに、合金の耐食性を高める。Ｎｉ含有量が３０．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が４０．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱膨張係数がかえって増大する。したがって、Ｎｉ含有量は３０．０～４０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３１．０％であり、さらに好ましくは３２．０％であり、さらに好ましくは３３．０％であり、さらに好ましくは３４．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３９．０％であり、さらに好ましくは３８．０％であり、さらに好ましくは３７．０％である。

【0044】

Ｃｒ：０．５０％以下
クロム（Ｃｒ）は不可避に含有される。つまり、Ｃｒ含有量は０％超である。Ｃｒは合金の耐食性を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％である。

【0045】

Ｍｏ：０．５０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｏ含有量は０％超である。Ｍｏは合金の強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％である。

【0046】

Ｃｏ：０．２５０％以下
コバルト（Ｃｏ）は不可避に含有される。つまり、Ｃｏ含有量は０％超である。Ｃｏは、Ｎｉと同様に、合金の強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．２５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱膨張係数がかえって高まってしまう。したがって、Ｃｏ含有量は０．２５０％以下である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

【0047】

Ａｌ：０．０１５０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は不可避に含有される。つまり、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは合金を脱酸する。Ａｌが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０１５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の自発体積磁歪が減少する。その結果、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１５０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０１２０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００３５％未満である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。本実施形態において、Ａｌ含有量とは、全Ａｌ（Ｔｏｔａｌ－Ａｌ）の含有量である。

【0048】

Ｃａ：０．００５０％以下
カルシウム（Ｃａ）は不可避に含有される。つまり、Ｃａ含有量は０％超である。ＣａはＭｎＳを微細化して、合金の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な介在物が過剰に多く生成して、合金の熱間加工性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。

【0049】

Ｍｇ：０．０３００％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｇ含有量は０％超である。ＭｇはＣａと同様に、ＭｎＳを微細化して、合金の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な介在物が過剰に多く生成して、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０３００％以下である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。

【0050】

Ｎ：０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、合金の熱間加工性を低下する。Ｎ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、窒化物を過剰に多く形成して、合金の熱膨張係数が増大し、かつ、合金の耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００９５％であり、さらに好ましくは０．００９０％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎの過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。

【0051】

Ｏ：０．０３００％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは粗大な介在物を生成し、合金の熱間加工性を低下する。Ｏ含有量が０．０３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０３００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。

【0052】

Ｐｂ：０．００４０％以下
鉛（Ｐｂ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐｂ含有量は０％超である。Ｐｂは低融点の金属であり、合金の熱間加工性を低下する。Ｐｂ含有量が０．００４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０．００４０％以下である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｐｂ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐｂ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

【0053】

Ｚｎ：０．０２０％以下
亜鉛（Ｚｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｚｎ含有量は０％超である。Ｚｎは低融点の金属であり、合金の熱間加工性を低下する。Ｚｎ含有量が０．０２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｚｎ含有量は０．０２０％以下である。Ｚｎ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｚｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｚｎ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｚｎ含有量の好ましい下限は０．００１％である。

【0054】

Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上の合計：０．０１５～０．１４５％未満
ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）及びバナジウム（Ｖ）はいずれも、合金の強度を高める。合金の化学組成中の各元素の含有量が上述の範囲内であり、かつ、後述する式（１）を満たす場合、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶはいずれも、ナノレベルの炭窒化物を形成し、ナノレベルの炭窒化物の微細分散析出により、合金の強度を高める。Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．０１５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．１４５％以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ナノレベルの炭窒化物が過剰に生成する。この場合、合金の熱膨張係数が高まり、かつ、合金の耐食性が低下する。したがって、Ｎｂ：０～０．１４５％未満、Ｔｉ：０～０．１４５％未満、及び、Ｖ：０～０．１４５％未満からなる群から選択される１種以上の合計含有量は０．０１５～０．１４５％未満である。Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量の好ましい下限は０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１７％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量の好ましい上限は０．１４０％であり、さらに好ましくは０．１３５％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。

【0055】

本実施形態の合金の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、合金を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の合金に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

【0056】

［任意元素について］
［任意元素第１群（Ｃｕ、Ｓｎ、Ｗ）］
本実施形態の低熱膨張合金の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｓｎ、及び、Ｗからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金の耐食性を高める。

【0057】

Ｃｕ：０～０．３００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは、合金の耐食性を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．３００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

【0058】

Ｓｎ：０～０．１００％
錫（Ｓｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。Ｓｎが含有される場合、つまり、Ｓｎ含有量が０％超である場合、Ｓｎは、合金の耐食性を高める。Ｓｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０～０．１００％である。Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

【0059】

Ｗ：０～０．２００％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗが含有される場合、つまり、Ｗ含有量が０％超である場合、Ｗは、合金の耐食性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が０．２００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．２００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

【0060】

［好ましいＣｕ、Ｓｎ及びＷの合計含有量］
好ましくは、本実施形態の合金の化学組成では、Ｃｕ：０～０．３００％、Ｓｎ：０～０．１００％、及び、Ｗ：０～０．２００％からなる群から選択される１種以上を合計で０．０２０％以上含有する。

【0061】

Ｃｕ、Ｓｎ及びＷはいずれも、合金の耐食性を高める。Ｃｕ：０～０．３００％、Ｓｎ：０～０．１００％、及び、Ｗ：０～０．２００％からなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．０２０％以上であれば、合金の耐食性が顕著に高まる。Ｃｕ、Ｓｎ及びＷの合計含有量の好ましい下限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｃｕ、Ｓｎ及びＷの合計含有量の好ましい上限は０．６００であり、さらに好ましくは０．３００％であり、さらに好ましくは０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１８０％である。

【0062】

［任意元素第２群（Ｂ）］
本実施形態の低熱膨張合金の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。

【0063】

Ｂ：０～０．００４０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは合金の熱間加工性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０である。

【0064】

［式（１）について］
本実施形態の合金の化学組成は、式（１）を満たす。
（Ｎｂ＋３×Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦６．００ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、合金の化学組成中の各元素の含有量が質量％で代入される。

【0065】

Ｆｎ１＝（Ｎｂ＋３×Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）と定義する。本実施形態の合金では、化学組成が、上述の各元素の含有量を満たし、かつ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．０１５～０．１４５％未満であることを前提として、Ｆｎ１が６．００以下であれば、合金中において、ナノ炭窒化物が適切な量で微細分散する。そのため、高強度が得られ、かつ、熱膨張係数も低く維持することができる。一方、化学組成が上述の各元素の含有量を満たし、かつ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．０１５～０．１４５％未満であっても、Ｆｎ１が６．００を超えれば、ナノ炭窒化物が過剰に多く析出する。この場合、合金の強度を高めることはできても、合金の熱膨張係数が高くなってしまう。したがって、Ｆｎ１は６．００以下である。Ｆｎ１の上限は好ましくは５．２０、さらに好ましくは４．２０、さらに好ましくは３．２０である。Ｆｎ１の下限は特に限定されないが、たとえば０．１３である。

【0066】

［合金の形状について］
本実施形態の合金の形状は特に限定されない。合金の形状はたとえば、管材、板材、及び棒材である。合金は、ＬＮＧに代表される低温物質の輸送用配管、及び、低温物質の貯蔵用タンクの素材として使用される。具体的には、合金管、合金板、合金棒は、低温物質の輸送用配管及び低温物質の貯蔵用タンクに、溶接等により組み込まれる素材として使用される。

【0067】

以上の構成を有する本実施形態の合金は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖからなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．０１５～０．１４５％未満であり、かつ、式（１）を満たす。そのため、本実施形態の合金は、十分に低い熱膨張係数と高い強度とを両立できる。好ましくは、本実施形態の合金はさらに、Ｃｕ、Ｓｎ及びＷからなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．０２０％以上である。この場合、本実施形態の合金は、低い熱膨張係数と、高い強度とを有し、さらに、優れた耐食性を有する。

【0068】

［製造方法］
本実施形態の合金の製造方法の一例を以下に説明する。なお、本実施形態の合金は、以下の製造方法に限定されない。以下に説明する製造方法は、本実施形態の合金の製造方法の好ましい一例である。

【0069】

本実施形態の合金の製造方法は、一例として、素材準備工程と、熱間加工工程と、必要に応じて実施される（つまり任意の工程である）冷間加工工程と、必要に応じて実施される（つまり任意の工程である）熱処理工程とを備える。以下、各工程について説明する。

【0070】

［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有する素材を準備する。素材は第三者から供給されてもよいし、製造してもよい。素材はインゴットであってもよいし、スラブ、ブルーム、ビレットであってもよい。素材を製造する場合、次の方法により、素材を製造する。上述の化学組成を有する溶融合金を製造する。製造された溶融合金を用いて、造塊法によりインゴットを製造する。製造された溶融合金を用いて、連続鋳造法によりスラブ、ブルーム、ビレット（円柱素材）を製造してもよい。製造されたインゴット、スラブ、ブルームに対して熱間加工を実施して、ビレットを製造してもよい。たとえば、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、円柱状のビレットを製造し、このビレットを素材（円柱素材）としてもよい。この場合、熱間鍛造開始直前の素材の温度は特に限定されないが、たとえば、９００～１３００℃である。熱間鍛造後の素材の冷却方法は特に限定されない。

【0071】

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、素材準備工程において準備された素材に対して熱間加工を実施して、中間材を製造する。中間材はたとえば管材であってもよいし、板材であってもよいし、棒材であってもよい。

【0072】

中間材が管材（合金管）である場合、熱間加工工程では、次の加工を実施する。初めに、円柱素材を準備する。機械加工により、円柱素材の中心軸に沿った貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出を実施して、中間材（合金管）を製造する。熱間押出直前の素材の温度は特に限定されない。熱間押出直前の素材の温度はたとえば、９００～１３００℃である。熱間押出法に代えて、熱間押抜き製管法を実施してもよい。

【0073】

熱間押出に代えて、マンネスマン法による穿孔圧延を実施して、合金管を製造してもよい。この場合、穿孔機により円柱素材を穿孔圧延する。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して中間材（合金管）を製造する。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、たとえば、２０～８０％である。

【0074】

中間材が板材（合金板）である場合、熱間加工工程はたとえば、一対のワークロールを備える１又は複数の圧延機を用いる。スラブ等の素材に対して圧延機を用いて熱間圧延を実施して、合金板を製造する。熱間圧延直前の素材の温度はたとえば、８００～１３００℃である。

【0075】

中間材が棒材である場合、熱間加工工程はたとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、たとえば、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。粗圧延工程直前の素材温度は特に限定されないが、たとえば、９００～１３００℃である。仕上げ圧延工程では、初めにビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、棒材を製造する。仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、８００～１３００℃である。

【0076】

［冷間加工工程］
冷間加工工程は必要に応じて実施する。つまり、冷間加工工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、中間材に対して、脱スケール処理を実施した後、冷間加工を実施する。脱スケール処理はたとえば、ショットブラスト及び／又は酸洗である。中間材が管材又は棒材である場合、冷間加工はたとえば、冷間抽伸又は冷間ピルガー圧延である。中間材が板材である場合、冷間加工はたとえば、冷間圧延である。冷間加工工程を実施することにより、熱処理工程前に、中間材に歪を付与する。これにより、熱処理工程時において再結晶の発現及び整粒化を行うことができる。冷間加工工程における減面率は特に限定されないが、たとえば、１０～７０％である。

【0077】

［熱処理工程］
熱処理工程は必要に応じて実施する。つまり、熱処理工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、熱間加工工程後又は冷間加工工程後の中間材に対して、再結晶を目的とした熱処理を実施する。熱処理温度は７５０～９５０℃である。熱処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、５～３０分である。保持時間経過後の中間材を水冷して、製品である合金を製造する。

【0078】

以上の製造工程により、本実施形態の合金を製造できる。なお、本実施形態の化学組成を満たせば、合金の製造方法は特に限定されない。

【実施例】

【0079】

以下、実施例により本実施形態の合金の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の合金の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の合金は、この一条件例に限定されない。

【0080】

表１中の各試験番号の溶融合金を真空溶解により製造し、溶融合金を用いて、表１に示す化学組成の円柱状のインゴットを製造した。インゴットの外径は２５０ｍｍであった。

【0081】

【表1】

【0082】

表１中の空白欄は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。つまり、空白部分は、対応する元素含有量の最小桁において、検出限界未満であったことを意味する。たとえば、表１中のＴｉ含有量の場合、最小桁は小数第３位である。したがって、試験番号１のＴｉ含有量は、小数第３位までの桁数において、検出されなかった（有効数字が小数第３位までの含有量において、０％であった）ことを意味する。

【0083】

インゴットを１２００℃に加熱した。加熱後のインゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ４０ｍｍ、幅１００ｍｍの素材を製造した。素材に対して熱間圧延を実施して、中間材（合金板）を製造した。熱間圧延での素材の加熱温度は１２００℃であった。中間材に対して冷間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍ、幅１００ｍｍの中間材（合金板）とした。冷間圧延後の中間材に対して、８５０℃の熱処理温度で熱処理を実施した。熱処理温度での保持時間は３０分であった。保持時間経過後の中間材を水冷して、各試験番号の合金（合金板）を製造した。なお、熱間圧延での減面率、冷間圧延での減面率は、いずれの試験番号でも同じとした。

【0084】

［評価試験］
［グリーブル試験］
各試験番号の合金の熱間加工性を、グリーブル試験によって評価した。各試験番号の熱間鍛造後のインゴットから、外径１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍの棒状試験片を採取し、９００℃の絞り値を求めた。具体的には、グリーブル試験機（ＤＹＮＡＭＩＣ ＳＹＳＴＥＭ Ｉｎｃ．社製 Ｇｌｅｅｂｌｅ ３５００－ＧＴＣ）に棒状試験片を設置した。棒状試験片を、直接通電により１２００℃に加温して１分間保持した。その後、１分間で９００℃まで降温し、歪み速度１０／秒で破断まで引っ張り、断面の絞り値（試験後の棒状試験片の破断面積／試験前の棒状試験片の長手方向に垂直な断面積）を算出した。各試験番号の中間材の９００℃での絞り値（％）を表２に示す。なお、９００℃での絞り値が７０％未満であった場合、熱間加工性が低いと判定した。熱間加工性が低かった試験番号の中間材については、熱間加工工程以降の工程を実施せず、以下に示す評価試験（熱膨張係数評価試験、引張強さ評価試験、耐食性評価試験）を実施しなかった（表２中の「線膨張係数」欄、「引張強さ」欄、「腐食速度」欄において「－」で表記）。

【0085】

【表2】

【0086】

［熱膨張係数評価試験］
各試験番号の合金板の板幅中央位置であって、板厚中心位置から、直径５ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を採取した。試験片の長手方向は、合金板の長手方向と平行であった。試験片の中心軸は、合金板の板厚中心位置とほぼ一致した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２８５（２００３）に基づいて、熱膨張係数を求めた。熱膨張係数の測定には、水平型示差膨張式機械分析装置（ＮＥＴＺＳＣＨ社 ＤＩＬ４０２ Ｅｘｐｅｄｉｓ Ｓｕｐｒｅｍｅ）を用いた。具体的には、試験片を５℃／ｍｉｎの速度で昇温し、３０～１００℃の熱膨張係数を１℃ピッチで求めた。求めた熱膨張係数の平均を、線膨張係数（×１０^－６／Ｋ）とした。各試験番号の合金の線膨張係数（×１０^－６／Ｋ）を表２に示す。

【0087】

［引張強さ評価試験］
各試験番号の合金の板幅中央位置であって、板厚中心位置から、試験片を採取した。試験片は、平行部長さ６５ｍｍ、平行部の直径６ｍｍの引張試験片とした。平行部長さは、合金の長手方向と平行であった。引張試験片の中心軸は、合金板の板厚中心位置とほぼ一致した。得られた試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、常温大気中にて、引張試験を実施して、引張強さ（ＭＰａ）を求めた。各試験番号の合金の引張強さ（ＭＰａ）を表２に示す。

【0088】

［耐食性評価試験］
各試験番号の合金の板幅中央位置であって、板厚中心位置から、厚さ１ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍの試験片を採取した。試験片の長手方向は、合金板の長手方向と平行であった。試験片の長手方向に垂直な断面の中心位置は、合金板の板厚中心位置とほぼ一致した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５７８（２０００）に準拠した塩化第二鉄腐食試験を実施した。具体的には、試験片を表面研磨した。表面研磨後の試験片を脱脂した後、乾燥した。試験前の試験片の質量を測定した。質量を測定後、試験片を、６％塩化第二鉄溶液中へ浸漬した。浸漬中の溶液の温度は３５±１℃とした。２４時間浸漬した後、試験片を溶液から取り出した。試験片に付着している腐食生成物を除去した後、試験片を洗浄及び乾燥した。乾燥後の試験片の質量を測定し、減量を求めた。求めた減量に基づいて、腐食速度（ｍｇ／ｃｍ^２／ｈ））を求めた。求めた腐食速度に基づいて、各試験番号の合金の耐食性を次のとおり評価した。
評価Ａ：腐食速度が、基準材の腐食速度の０．９０倍以下
評価Ｂ：腐食速度が、基準材の腐食速度の０．９０倍超～１．００倍
評価Ｘ：腐食速度が、基準材の腐食速度の１．００倍超
評価Ａの場合、特に優れた耐食性が得られたと判断した。得られた評価結果を表２中の「腐食速度」欄に示す。なお、試験番号１２（基準材）の腐食速度は、６．５ｍｇ／ｃｍ^２／ｈであった。

【0089】

［評価結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１～１１の合金の化学組成は適切であり、かつ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．０１５～０．１４５％未満であり、式（１）を満たした。そのため、試験番号１～１１の合金の引張強さは４７２ＭＰａ以上であった。また、試験番号１～１１の合金の熱膨張係数は１．００×１０^－６／Ｋ以下であった。なお、試験番号１～１１の合金の９００℃での絞り値は７０％以上であった。

【0090】

試験番号１～１１のうち、試験番号１～３、５、７、９及び１１はさらに、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．０３０％以上であった。そのため、引張強さは５０４ＭＰａ以上であり、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．０３０％未満の試験番号４、６、８及び１０と比較してさらに優れた強度が得られた。

【0091】

さらに、試験番号１～１１のうち、試験番号１、２、４、５、８及び９ではさらに、Ｃｕ、Ｓｎ及びＷの合計含有量が０．０２０％以上であった。そのため、高い強度、及びさらに低い熱膨張係数が得られるだけでなく、耐食性は評価Ａであり、優れた耐食性が得られた（５．９ｍｇ／ｃｍ^２／ｈ以下の腐食速度）。

【0092】

一方、試験番号１２では、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．０１５％未満であった。そのため、強度が低すぎた。

【0093】

試験番号１３では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．１４５％を超えた。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0094】

試験番号１４では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．１４５％を超えた。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0095】

試験番号１５では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．１４５％を超えた。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0096】

試験番号１６～１８では、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．０１５％未満であった。そのため、強度が低すぎた。

【0097】

試験番号１９では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．１４５％を超えた。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0098】

試験番号２０では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．１４５％を超えた。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0099】

試験番号２１では、Ｓｎ含有量が高すぎた。そのため、熱間圧延後の中間材に割れが確認され、熱間加工性が低かった。

【0100】

試験番号２２では、Ｔｉ含有量が高く、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．１４５％を超えた。さらに、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0101】

試験番号２３では、Ｐｂ含有量が高すぎた。そのため、熱間圧延後の中間材に割れが確認され、熱間加工性が低かった。

【0102】

試験番号２４では、Ｂ含有量が高すぎた。そのため、熱間圧延後の中間材に割れが確認され、熱間加工性が低かった。

【0103】

試験番号２５では、Ｃｕ含有量が高すぎた。そのため、熱間圧延後の中間材に割れが確認され、熱間加工性が低かった。

【0104】

試験番号２６では、Ｗ含有量が高すぎた。そのため、熱間圧延後の中間材に割れが確認され、熱間加工性が低かった。

【0105】

試験番号２７では、Ｎｂ含有量及びＴｉ含有量が高すぎた。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．１４５％を超えた。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0106】

試験番号２８では、各元素の含有量、及び、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0107】

試験番号２９では、各元素の含有量、及び、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、熱膨張係数が高すぎた。

【0108】

試験番号３０では、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの合計含有量が０．１４５％以上であった。そのため、熱膨張係数が高すぎた。さらに、耐食性が低かった。

【0109】

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定さることなく、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更して実施することができる。

【図1A】

【図1B】

【図2】