(57)【要約】【課題】溶接部の成形性を維持しつつ疲労特性を向上することができ、且つ母材表面で生じるフレッティング疲労の発生を抑えることができる耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管およびその製造方法を提供する。【解決手段】溶接部内部の窒素濃度を母材内部に対して０．００３〜０．０３０質量％高く、且つ冷延後に表面層が除去されていない母材部の表面にチタン窒化物を有する耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管である。その製造方法は、造管に用いる板または帯状の冷延後に表面層が除去されていないチタンを窒素ガス雰囲気で加熱することによって窒化熱処理して所定の窒化を施した後、その板または帯を管形状に成形し、そのつき合わせ部をアルゴンガスでシールドして溶材を使用せずに溶接するものである。また、さらには上記溶接管を窒素ガス雰囲気または酸化雰囲気で加熱して軽窒化または軽酸化の熱処理を実施するものである。【選択図】図１
2011251340.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面から５μｍの表層領域を除く窒素濃度が、母材部に比べて溶接部の方が０．００３〜０．０３０質量％高く、且つ冷延後に表面層が除去されていない母材部の表面にチタン窒化物を有することを特徴とする、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管。
【請求項２】
さらに溶接部の外表面が窒化または酸化によって着色されていることを特徴とする請求項１に記載の、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管。
【請求項３】
板または帯状の冷延後に表面層が除去されていないチタンを窒素ガス雰囲気で６７０〜８５０℃、３〜１２０秒間加熱することによって（１）式が成り立つように窒化熱処理し、続いてその板または帯を管形状に成形し、続いてそのつき合わせ部をアルゴンガスでシールドして溶材を使用せずに溶接することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管の製造方法。
０．００３  ≦  ＣＮ１−ＣＮ２  ≦  ０．０３０    ・・・（１）式
ただし、ＣＮ１：窒素ガス雰囲気で熱処理した後の板または帯において、その表面を研磨などで除去することなく分析したときの当該板または帯の窒素濃度（質量％）、ＣＮ２：窒素ガス雰囲気で熱処理した後の板または帯において、その表面を全面５μｍ以上研磨で除去した後に分析したときの当該板または帯の窒素濃度（質量％）である。
【請求項４】
前記溶接に続いて窒素ガス雰囲気で軽窒化熱処理することを特徴とする請求項３に記載の、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管の製造方法。
【請求項５】
前記溶接に続いて酸化雰囲気で軽酸化熱処理することを特徴とする請求項３に記載の、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタン溶接管の製造は、冷間圧延されたチタン板を真空あるいはアルゴンガス中で焼鈍した後に、管形状に成形し、そのつき合わせ部をアルゴンガスでシールドして溶接する方法が一般的である。溶接後にさらに大気中で熱処理することによって造管などで付与された歪みを除去する場合もある。
【０００３】
溶接部の健全性を確保するためには、非特許文献１の１０４〜１０９ページに記載されているように、溶接時のアルゴンガスによるシールドが重要である。これは、チタンは酸素や窒素との反応性が高いためにシールドガス中に大気や酸素、窒素などの不純ガスが混入すると溶接部が酸化や窒化されて脆くなる問題がある他に、ブローホールを引き起こす要因でもあるためである。したがって、チタンの溶接時には、不純ガスが混入しないようなアルゴンガスによるシールドを実施することによって、上記問題を解決している。
【０００４】
またチタン管の溶接部は溶融凝固した部分（Ｄｅｐｏ部）と熱影響部（ＨＡＺ部）からなり、いずれもβ変態点（この温度以上でβ相単相となる温度）超の高温域から急冷された組織であり、純チタンとα型チタン合金およびα＋β型チタン合金は粗大な旧β相結晶粒（β変態点超の温度域でβ相であった結晶粒）が、β型チタン合金ではβ相の粗大な結晶粒が、各々素地となっている。このように溶接部は粗大な結晶粒からなっている。その化学組成は、上述のように不純ガスが混入しないようにアルゴンガスでシールドしているため、酸素や窒素の濃度はほとんど増加しない。
【０００５】
造管して溶接した状態で使用される場合、つまり溶接後に大気中で熱処理が施されない場合には、チタン管の表面は、母材部、溶接部ともに無着色の金属色であり、酸化や窒化による着色を呈していない。したがって、溶接管の内外表面は干渉色や物質色を呈しない程度の極薄い酸化膜で覆われており、その酸化膜の厚さは１００Å程度である。一方、溶接後に大気中で熱処理を実施すると、母材部、溶接部ともに表面に数１００Åと厚い酸化膜が形成されて着色される。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】（社）日本チタン協会  編集、日刊工業新聞社  発行の「チタンの加工技術」
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述の通りチタン溶接管の溶接部はＤｅｐｏ部とＨＡＺ部ともに旧β相或いはβ相の粗大な結晶粒からなることから、疲労には必ずしも有利ではない。溶接部の強度を高めることによって疲労特性を高める方法がある。その手段として、シールドガス中の大気、酸素、窒素などの不純物ガス量を一定に制御して、溶接部内部の酸素や窒素の濃度を高める方法が考えられるが、上述のように僅かな不純物ガス量の違いでも顕著に材質特性が変化し急激に脆くなり加工性が低下することがあるとともに、ブローホールが発生する可能性がある。
【０００８】
またチタンは非常に活性な金属であることから耐摩耗性が問題となることがある。チタン溶接管においても管と接触する支持治具などとの間で、その潤滑および応力状態によってはフレッティング疲労が生じる場合が想定される。
【０００９】
その対策として、上述のように溶接後のチタン管を大気中で熱処理することによって表面に厚い酸化膜を形成し、管がその支持治具などと擦れる際の保護膜或いは潤滑膜として活用する方法が考えられる。しかしながら、表面の酸化膜が厚くなる程度の熱処理では、溶接部内部まで強度が増す程に酸素や窒素が拡散することはなく、上述の溶接部の疲労特性に関する課題は依然そのままである。
【００１０】
このように従来の技術ではチタン溶接管は、溶接部が粗大な結晶粒になるために疲労特性は必ずしも良くないとともに、管表面が無着色の金属色まま、つまり干渉色や物質色を呈しないほどに薄い皮膜（膜厚が１００Å程度）では、管の支持治具などと擦れてフレッティング疲労を生じる場合があった。またシールドガス中の不純ガス量を制御して溶接部の強度を安定して高めることは困難であった。
【００１１】
本発明は、溶接部の疲労特性が安定して高く且つフレッティング疲労を生じにくいチタン溶接管とその製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
発明者らは、上述の課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、溶接部内部の窒素濃度を所定の範囲内で高めることによって溶接部の成形性を維持しつつ疲労特性を向上させ、且つチタン窒化物を有する母材表面とすることによって潤滑性を高めフレッティング疲労の発生を抑えることができるチタン溶接管を見出し、以下に示すような本発明のチタン溶接管とその製造方法を完成するに至った。
１） 表面から５μｍ表層領域を除く窒素濃度が、母材部に比べて溶接部の方が０．００３〜０．０３０質量％高く、且つ冷延後に表面層が除去されていない母材部の表面にチタン窒化物を有することを特徴とする、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管。
２） さらに溶接部の外表面が窒化または酸化によって着色されていることを特徴とする上記１）に記載の、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管。
３） 板または帯状の冷延後に表面層が除去されていないチタンを窒素ガス雰囲気で６７０〜８５０℃、３〜１２０秒間加熱することによって（１）式が成り立つように窒化熱処理し、続いてその板または帯を管形状に成形し、続いてそのつき合わせ部をアルゴンガスでシールドして溶材を使用せずに溶接することを特徴とする上記１）又は２）に記載の耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管の製造方法。
０．００３  ≦  ＣＮ１−ＣＮ２  ≦  ０．０３０    ・・・（１）式
ただし、ＣＮ１：窒素ガス雰囲気で熱処理した後の板または帯において、その表面を研磨などで除去することなく分析したときの当該板または帯の窒素濃度（質量％）、ＣＮ２：窒素ガス雰囲気で熱処理した後の板または帯において、その表面を全面５μｍ以上研磨で除去した後に分析したときの当該板または帯の窒素濃度（質量％）である。
４） 前記溶接に続いて窒素ガス雰囲気で軽窒化熱処理することを特徴とする上記３）に記載の、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管の製造方法。
５） 前記溶接に続いて酸化雰囲気で軽酸化熱処理することを特徴とする上記３）に記載の、耐フレッティング疲労部材用チタン溶接管の製造方法。
【００１３】
ここで、上記１）、２）に規定する母材部および溶接部の窒素濃度は、チタン溶接管の母材部と溶接部から試料を切り出し、表面を５μｍ以上研磨した後、ＪＩＳ  Ｈ１６１２に規定されている洗浄、乾燥をしてから、例えばＬＥＣＯ−ＴＣ４３６の自動窒素・酸素分析装置を用いて不活性ガス溶融−熱伝導度法にて測定することにより求めることができる。そして、上記１）、２）で母材部の表面にチタン窒化物を有するとは、薄膜法などのＸ線回折測定にてチタン窒化物であるＴｉ2ＮｉやＴｉＮのピークが検出さることである。
【００１４】
通常、アルゴンガスでシールドされた状態で溶接された場合の溶接部表面は無着色の金属色（光沢のある銀色）であるが、上記２）の溶接部の外表面が窒化または酸化によって着色されている状態とは、溶接部の外表面が酸化膜や窒化膜によって青色や金色などの着色を呈している状態のことである。
【００１５】
上記３）に規定するＣＮ１は、板または帯の表面を除去せず、そのままの状態でＪＩＳ  Ｈ１６１２に規定されている洗浄、乾燥をしてから、不活性ガス溶融−熱伝導度法等によって分析した窒素濃度である。またＣＮ２は、板または帯の表面を５μｍ以上研磨した後、ＪＩＳ  Ｈ１６１２に規定されている洗浄、乾燥をしてから、不活性ガス溶融−熱伝導度法等にて測定した窒素濃度である。不活性ガス溶融−熱伝導度法による測定にはＬＥＣＯ−ＴＣ４３６の自動窒素・酸素分析装置を用いることができる。ＣＮ１は板または表面を除去しない状態での、ＣＮ２は板または帯の表面を５μｍ以上研磨した状態での、それぞれ板または帯の厚み方向平均窒素濃度が測定される。
【００１６】
上記３）、４）、５）の溶接方法は、チタン溶接管で汎用されているＴＩＧ溶接のみに限定するものではなく、溶接棒などの溶材を使用しない方法であればプラズマなどのアーク溶接をはじめ、レーザー溶接、電子ビーム溶接などでもよい。
【発明の効果】
【００１７】
チタン溶接管において、溶接部内部の窒素濃度を所定の範囲内で高めることによって溶接部の成形性を維持しつつ疲労特性を向上させ、且つチタン窒化物を有する母材表面とすることによってフレッティング疲労の発生を抑えた。造管に用いる板または帯状のチタンを窒素ガス雰囲気で加熱することによって窒化熱処理して所定の窒化を施した後、その板または帯を管形状に成形し、そのつき合わせ部をアルゴンガスでシールドして溶接することによって、安定して溶接部の窒素濃度を増加できるとともにブローホールの発生を抑制し上記チタン溶接管を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】溶接管の「溶接部と母材部の窒素濃度差」（溶接部―母材部）と「溶接部の四点曲げ疲労試験の寿命」、および「へん平試験による溶接部の割れ発生有無」の関係を示す図である。
【図２】造管に使用した板および帯（元板）の「ＣＮ１−ＣＮ２」、母材部のフレッティング疲労による破断発生率、つまり母材部が負荷支持部から破断する確率の関係を示す図である。あわせて、母材部の表面（つまり元板の表面）にチタン窒化物が有るか無いかを示す。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
溶接部の疲労特性を高めるために、溶接部の窒素濃度をある程度増加させると効果があるが、一方で窒素濃度を増加しすぎると成形性を維持できなくなる。図１に、溶接部の窒素濃度を変えた工業用純チタンＪＩＳ２種溶接管の「溶接部の四点曲げ疲労試験の寿命」と「溶接部と母材部を窒素濃度差」（以降、「溶接部の窒素増量」とする）の関係を示す。また図１にはへん平試験による溶接部の割れ発生有無（図１の○：割れ無し、×：割れ有り）との関係も示す。用いた溶接管は、外径２５．４ｍｍ、板厚０．５ｍｍで、ＴＩＧ溶接またはＣＯ2レーザービーム溶接したものである。
【００２０】
ここで、四点曲げ疲労試験は以下の条件で実施した。支持間隔２００ｍｍ、中央の負荷間隔５０ｍｍで、管の溶接ビードが曲げ負荷部にくるように設置した。応力振幅は１９６ＭＰａ、応力比−１、繰り返し５Ｈｚで繰り返し曲げた。但し、未破断の場合、１．００×１０7回で疲労試験を終了した。なお、四点の支持用治具には硬質樹脂を用いた。また疲労試験の管の曲げ負荷部に欠陥がないことをＸ線透過検査によって確認した。
【００２１】
へん平試験は以下の要領で実施した。５０ｍｍ長の管を２枚の平板の間に挟み平板間の距離がＨ（ｍｍ）となるまで押しつぶした後、溶接部の割れの有無を目視にて評価した。このとき溶接部を圧縮方向に対して直角方向に向けて該試験を実施した。Ｈの値はＪＩＳ  Ｈ４６３５のへん平試験で定められている  Ｈ＝（１＋ｅ）ｔ／（ｅ＋ｔ／Ｄ）  から決めた。図１の試験に用いた溶接管は、板厚ｔが０．５ｍｍ、外径Ｄが２５．４ｍｍで、ＪＩＳ２種であることからｅは０．０７であることから、Ｈを６ｍｍとしてへん平させた（６ｍｍまで押しつぶした）。
【００２２】
図１より、横軸の溶接部の窒素増量を０．００３質量％以上にすると、窒素増量が０質量％の場合に比べて疲労寿命（曲げ回数）が一桁超も向上する。また０．０３質量％以上で若干低下する傾向にある。一方で０．０３質量％を超えるとへん平試験で溶接部に割れが発生してしまう。
【００２３】
次に、図２に、母材部のフレッティング疲労による破断発生率、つまり母材部が負荷支持部から破断する確率と造管に使用した板および帯（元板）の「ＣＮ１−ＣＮ２」の関係を示す。図２には母材部の表面（つまり元板の表面）にチタン窒化物が有るか否かを併せて示す。ここで用いた溶接管は図１同様に、工業用ＪＩＳ２種で、外径２５．４ｍｍ、板厚０．５ｍｍで、ＴＩＧ溶接またはＣＯ2レーザービーム溶接したものである。
【００２４】
フレッティング疲労による破断発生率は以下の方法で求めた。上述の四点曲げ疲労試験で負荷部の支持治具を鋼製に変えて、５回の疲労試験を実施し、負荷支持部（支持用治具下）から疲労破断した場合が５回中何回生じたかで評価した。その際に溶接ビードが負荷部から９０°の位置になるように溶接管を設置した。その他の条件（支持間隔や応力振幅など）は上述条件と同一である。
【００２５】
板の両表面を研磨で除去した後の窒素濃度ＣＮ２の分析に供した試料は、板の両表面を各５〜１０μｍ深さ研磨で除去した。また研磨後の色調は無着色の金属色であった。この研磨量は、各片面を研磨した後に質量を測定してその質量変化から計算した値である。板表面の研磨量を種々変えて窒素濃度を分析した結果、研磨量が５μｍ以上になるとＣＮ２の値はほぼ一定となることから、板の両表面を各５μｍ以上研磨で除去した試料を用いて分析した窒素濃度であるＣＮ２は母材部の窒素濃度に相当する。
【００２６】
ここで、母材部（元板）の表面にチタン窒化物が存在するか否かは、薄膜法Ｘ線回折測定にてチタン窒化物（Ｔｉ2ＮやＴｉＮ）のピークが検出されるか否かで判定した。チタン窒化物のピークが検出された場合は表面にチタン窒化物が有ると判定し、検出されない場合にはチタン窒化物が無いと判定した。薄膜法Ｘ線回折測定は、理学電機社製Ｘ線回折装置ＲＡＤ−３Ｃ型を用いており、ＣｕＫα線、管電圧４０ｋＶ、管電流４０ｍＡ、ドライビングスリット０．２°、入射角１°の諸条件で実施した。
【００２７】
図２より、横軸の「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．００２質量％以下の場合にはフレッティング疲労が２０〜４０％の確率で発生するが、０．００３質量％以上にすると発生確率は０％になる。薄膜法Ｘ線回折測定の結果、「ＣＮ１−ＣＮ２」を０．００３質量％以上にする母材部の表面にチタン窒化物が存在している。これより、母材表面のチタン窒化物によって、金属チタンと支持治具の鋼との接触が抑制され、その効果によってフレッティング疲労の発生が低減したものと考えられる。
【００２８】
以上の図１と図２で用いた元板の「ＣＮ１−ＣＮ２」および「表面のチタン窒化物の有無」は以下の方法で制御した。まず、硝フッ酸水溶液に浸漬して脱スケールした板厚３．５ｍｍの熱間圧延板を板厚０．５ｍｍまで冷間圧延した後にアルカリ水溶液中で洗浄した。その冷間圧延板を窒素ガス雰囲気中で６５０〜８５０℃，３〜３００秒の加熱して焼鈍するとともに、窒化熱処理の温度と時間を変化させることによって表面の窒化程度を種々制御した。また、図１の溶接部の窒素増量（横軸）が０となった元板と図２で「ＣＮ１−ＣＮ２」（横軸）が０となった元板の双方は、冷間圧延板を真空中で焼鈍熱処理したチタン板である。但し、焼鈍と同時に窒化熱処理することに限定するものではなく、例えば真空焼鈍後に、窒化のための窒化熱処理を施しても同等の板を得ることができる。
【００２９】
以上、図１と図２に示したように、請求項１では溶接部の疲労寿命が向上し、へん平試験で割れが発生しないことから、「溶接部の窒素増量」を０．００３〜０．０３０質量％とした。好ましくは疲労寿命が高位に安定することから０．００５〜０．０３０質量％とする。更にフレッティング疲労破断の発生確率が０％となることから、母材部の表面にチタン窒化物を有するものとした。
【００３０】
上述のような窒素濃度分布を有するチタン溶接管は、後に詳述するとおり、まず板または帯状のチタンを窒化熱処理して表面にチタン窒化物を有する層を形成し、その後成形及び溶接を行うことによって形成することができる。溶接時に溶接部表層に存在する窒素が溶接部内部に拡散し、その結果として溶接部の耐疲労特性を向上することができる。また、母材部の表面には窒化物が形成されているので、母材部の耐フレッティング疲労特性を向上することができる。
【００３１】
母材部のフレッティング疲労破断の発生は、前述のとおり母材部表面のチタン窒化物の形成で抑制することができる。しかしながら、溶接部は溶接ままでは無着色の金属色を呈しており、その表面には干渉色や物質色を呈しないほどに薄い皮膜（膜厚が１００Å程度）しか存在しない。溶接部は上記の窒素増加によっても強度が増すためにフレッティング疲労破断は発生しにくい方向となるが、よりフレッティング疲労破断を生じにくくするために、請求項２では請求項１に加えて溶接部表面の潤滑性を高めるために、酸化膜または窒化膜を溶接部の表面に形成されることとした。つまり、請求項２に規定するチタン溶接管では溶接部表面を軽窒化熱処理と軽酸化熱処理によって着色された状態とする。このとき酸化膜または窒化膜の膜厚は数１００Å程度であり、溶接部の疲労寿命には影響しない。
【００３２】
次に、製造方法について説明する。溶接のシールドに用いるアルゴンガス中に大気や窒素ガスを混入させて、溶接部の窒素濃度を増加させる方法もあるが、後述の本発明例の如くブローホールが発生する。通常チタンを溶接する場合に用いられるアルゴンシールドガスを使用した場合には溶接部の窒素濃度は増加しない。そこで、請求項３では、ブローホールの発生を抑制して溶接部の窒素濃度を安定して増加させる方法として、溶接に用いる板または帯状のチタンを予め窒素ガス雰囲気中で窒化熱処理することによって、その表面を窒化させてチタン窒化物を有する状態としたのち、アルゴンガスでシールドして溶接することとした。また、この方法は溶接部の溶融時間は冷却時間の影響を受けにくいため安定して溶接部の窒素濃度を増加することができる。
【００３３】
ここで、請求項３に規定する製造方法における元板の窒化熱処理による窒化程度は、請求項１のチタン溶接管に対応して溶接部の窒素増量を０．００３〜０．０３質量％とするために、「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．００３〜０．０３０質量％であることとする。好ましくは「ＣＮ１−ＣＮ２」を０．００５〜０．０３０質量％とする。即ち、請求項３に規定する製造方法により、請求項１に規定するチタン溶接管を製造することができる。「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．００３〜０．０３０質量％を満足するチタン板の表面を薄膜法Ｘ線評価法によって評価すると、チタン窒化物が存在している。
【００３４】
ここで、請求項３に規定する窒化熱処理は、焼鈍後に新たに実施しても良いし、焼鈍を窒素ガス雰囲気で窒化熱処理を実施することによって焼鈍と同時に表面を窒化させても良い。
【００３５】
請求項４に規定する製造方法は、請求項３のように溶接した後に、窒素ガス雰囲気で溶接管を窒化熱処理することによって、溶接部の表面を窒化させて着色させるものであり、この製造方法によって請求項２に規定するチタン溶接管を製造することができる。また、請求項５に規定する製造方法は、請求項３のように溶接した後に、酸化雰囲気で溶接管を軽酸化熱処理することによって、溶接部の表面を酸化させて着色させるものであり、この製造方法によって請求項２に規定するチタン溶接管を製造することができる。
【００３６】
ここで請求項５に規定する酸化雰囲気とは、チタンが熱処理温度で酸化されて着色される程度に酸素を含む雰囲気であれば良く、例えば大気、あるいは酸素を３００ｐｐｍ含有するアルゴンガス雰囲気や露点が−２０℃と高いアルゴンガス雰囲気などである。
【００３７】
以上の本発明の実施形態におけるチタン板の溶接方法として、ＴＩＧ溶接とＣＯ2レーザー溶接を中心に説明してきたが、チタン溶接管で汎用されているＴＩＧ溶接のみに限定するものではなく、溶接棒などの溶材を使用しない方法であればプラズマなどのアーク溶接をはじめ、レーザー溶接、電子ビーム溶接などでも上記同様の本発明の効果が得られる。
【実施例】
【００３８】
以下、実施例により、本発明の効果を説明する。
【００３９】
表１に工業用純チタンＪＩＳ２種（表中では純チタンＪＩＳ２種と表記）溶接管の、元板のＣＮ１とＣＮ２および「ＣＮ１−ＣＮ２」、溶接条件、溶接部の窒素増量（溶接部−母材部）、溶接部のＸ線透過検査結果、四点曲げ疲労寿命、へん平試験結果、さらに母材部が支持部から疲労破断する確率（フレッティング疲労破断の発生率）を示す。
【００４０】
表２に工業用純チタンＪＩＳ２種（表中では純チタンＪＩＳ２種と表記）溶接管を造管後に熱処理した場合の例を示す。表２には、表１同様の種々特性評価結果と、造管後の熱処理条件と溶接ビード部の外観色も示す。
【００４１】
表３に工業用純チタンＪＩＳ１種、ＪＩＳ３種（表中では各々、純チタンＪＩＳ１種、純チタンＪＩＳ３種と表記）、チタン合金であるＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖの例を示す。
【００４２】
表１、表２、表３の元板の「ＣＮ１−ＣＮ２」は以下の方法で制御した。まず、硝フッ酸水溶液に浸漬して脱スケールした板厚３．５ｍｍの熱間圧延板を板厚０．５ｍｍまで冷間圧延した後にアルカリ水溶液中で洗浄した。その冷間圧延板を窒素ガス雰囲気中で６５０〜８５０℃，３〜３００秒の窒化熱処理を施すことによって焼鈍するとともに、窒化熱処理の温度と時間によって表面の窒化程度を種々制御した。また、元板の「ＣＮ１−ＣＮ２」が０となっているＮｏ．１，１４，１５，１６，１７，１８，２５，２８，３１は冷間圧延板を真空中で焼鈍熱処理したものである。表４に各実施例の元板の窒化熱処理条件を示すともに、表１、表２、表３には元板の種類の欄に窒化熱処理条件を表４の記号を用いて示す。
【００４３】
表１、表２、表３の＃１、＃２、＃３、＃４のマークは各々の以下の試験方法にて実施したことを意味する。
【００４４】
＃１；Ｘ線透過検査を以下の条件で実施した。長さ２ｍの溶接管を用いて、Ｘ線透過検査（ＲＴ）によって溶接欠陥を評価した。記号ＮＤは欠陥なし、記号ＢＨ０．１のＢＨはブローホールを意味して、後ろの数字はブローホールの直径（ｍｍ）を示す。つまり、ＢＨ０．１は直径０．１ｍｍのブローホールが検出されたことを示す。
【００４５】
＃２；四点曲げ疲労試験は以下の条件で実施した。支持間隔２００ｍｍ、中央の負荷間隔５０ｍｍで、管の溶接ビードが曲げ負荷部にくるように設置した。応力振幅は１９６ＭＰａ（ＪＩＳ１種と２種）、２９４（ＪＩＳ３種）、３９２（Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ）、応力比−１、繰り返し５Ｈｚ  で繰り返し曲げた。但し、未破断の場合、１．００×１０7で疲労試験を終了した。なお、四点の支持用治具には硬質樹脂を用いた。また疲労試験の管の曲げ負荷部に欠陥がないことをＸ線透過検査によって確認した。表１〜３において、例えば破断回数２．２４×１０5回を「２．２４Ｅ＋０５」と表示している。
【００４６】
＃３；へん平試験は以下の要領で実施した。５０ｍｍ長の管を２枚の平板の間に挟み平板間の距離がＨ（ｍｍ）となるまで押しつぶした後、溶接部の割れの有無を目視にて評価した。このとき溶接部を圧縮方向に対して直角方向に向けて該試験を実施した。Ｈの値はＪＩＳ  Ｈ４６３５のへん平試験で定められている  Ｈ＝（１＋ｅ）ｔ／（ｅ＋ｔ／Ｄ）  から決めた。板厚ｔが０．５ｍｍ、外径Ｄが２５．４ｍｍで、ｅが０．０７（ＪＩＳ１種と２種）、０．０６（３種）、０．０４（Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ）であることから、ＨをＪＩＳ１種と２種では６ｍｍ、ＪＩＳ３種では６．５ｍｍ、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖでは８．５ｍｍとしてへん平させた（Ｈの値まで押しつぶした）。但し、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖはｅの値に既定がないことから同程度の材質であるＪＩＳ４種の値０．０４を使用した。
【００４７】
＃４；フレッティング疲労による破断発生率は以下の方法で求めた。上述の四点曲げ疲労試験で負荷部の支持治具を鋼製に変えて、５回の疲労試験を実施し、負荷支持部（支持用治具下）から疲労破断した場合が５回中何回生じたかで評価した。その際に溶接ビードが負荷部から９０°の位置になるように溶接管を設置した。
【００４８】
その他の条件（支持間隔や各品種毎の応力振幅など）は上述条件と同一である。表１〜３において、アンダーラインは本発明範囲から外れていることを示す。
【００４９】
【表１】
2011251340.tif 000003
【００５０】
【表２】
2011251340.tif 000004
【００５１】
【表３】
2011251340.tif 000005
【００５２】
【表４】
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【００５３】
比較例である表１のＮｏ．１，２は、元板に「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．０２質量％以下でチタン窒化物が無いものを用いており、溶接管の溶接部と母材部の窒素濃度差（溶接部の窒素増量）が０．０２質量％以下であるために、溶接部の疲労寿命が５．１３×１０5回以下と短く、母材部で支持部破断が発生する確率が２０％以上と高い。
【００５４】
これに対して、本発明例であるＮｏ．３〜１１は、元板に「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．０３〜０．３０質量％でチタン窒化物が有るものを用いており、溶接管の溶接部と母材部の窒素濃度差（溶接部の窒素増量）が０．０３〜０．３０質量％である。溶接部の疲労寿命が比較例Ｎｏ．１，２よりも一桁超長く３．７６×１０6回〜未破断１．００×１０7であり、且つ母材部で支持部破断が発生する確率も０％とフレッティング疲労破断が生じていない。さらにへん平試験でも溶接部は割れない。加えて、Ｘ線透過検査を実施しても溶接部から欠陥は検出されない。
【００５５】
一方で、元板に「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．３５〜０．３９質量％と高い比較例であるＮｏ．１２，１３はへん平試験で溶接部に割れが発生している。また、溶接時のシールドガスに空気を混合した比較例であるＮｏ．１４，１５は溶接部の窒素増量は０．０２６質量％以上と高いが、母材表面にチタン窒化物が無いために四点曲げ疲労試験で母材部が支持部から破断する場合があるとともに、溶接部からブローホールが検出されている。
【００５６】
表２は造管後に熱処理した場合であり、元板に「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．００質量％でチタン窒化物が無いものを用いた比較例であるＮｏ．１６，〜１８は、造管後に大気中や窒素ガス中で軽窒化熱処理しても、溶接部と母材部の窒素濃度差（溶接部の窒素増量）が０．００質量％であるために、溶接部の疲労寿命が２．３０×１０5回以下と短く、母材部で支持部破断が発生する確率が２０％以上と高い。
【００５７】
これに対して、本発明例であるＮｏ．１９〜２４は、元板に「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．０５質量％と０．０９質量％でチタン窒化物が有るものを用いており、造管後の大気中や窒素ガス中の軽窒化熱処理によって溶接ビード部は無着色の金属色ではなく金色や青色などに着色されている。溶接管の溶接部と母材部の窒素濃度差（溶接部の窒素増量）は０．０５質量％と０．０９質量％であり、溶接部の疲労寿命が比較例Ｎｏ．１６〜１８よりも一桁超長く７．４１×１０6回〜未破断１．００×１０7である。且つ母材部で支持部破断が発生する確率も０％とフレッティング疲労破断が生じていない。さらにへん平試験でも溶接部は割れない。
【００５８】
表３に示したように、純チタンＪＩＳ１種、ＪＩＳ３種、チタン合金であるＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖでも、純チタンＪＩＳ２種と同様に本発明の効果が得られる。各々のチタン品種において、溶接管の溶接部と母材部の窒素濃度差（溶接部の窒素増量）が０．０００質量％と低い比較例であるＮｏ．２５，２８，３１は溶接部の疲労寿命が３．４２×１０5以下である。またフレッティング疲労破断も生じている。これに対して、母材表面にチタン窒化物を有し且つ溶接部の窒素増量が０．００４〜０．０１１質量％と所定量である本発明例のＮｏ．２６，２７、Ｎｏ．２９，３０、Ｎｏ．３２，３３は、溶接部の疲労寿命が一桁超長く６．０２×１０6回〜未破断１．００×１０7である。且つ母材部でフレッティング疲労破断が生じていない。さらにへん平試験でも溶接部は割れない。一方で元板に「ＣＮ１−ＣＮ２」が０．４１質量％と高いものを用いたＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖの比較例Ｎｏ．３４はへん平試験で溶接部に割れが発生している。
【００５９】
以上、純チタンＪＩＳ２種を中心に本発明を説明してきたが、表３に示したように、純チタンＪＩＳ１種、ＪＩＳ３種、チタン合金であるＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖでも、純チタンＪＩＳ２種と同様に本発明の効果が得られる。本発明は純チタンにその適用を限定するものではなく、種々チタン合金においてもその効果を確認した。
【図１】
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【図２】
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