(57)【要約】【課題】  ステンレス製熱交換器などの製造に用いる溶融温度が低く安価で耐食性、強度に優れるＣｕを添加したＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｆｅ：１５〜３０％、Ｃｕ：２．１〜７．５％、Ｐ：３〜１２％、Ｓｉ：０〜８％を含み、残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなり、かつ、ＣｒとＦｅの合計が３０〜５４％、ＰとＳｉの合計が７〜１４％であることを特徴とするＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材。【選択図】    図５
2015051459.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃｒ：１５〜３０％、
Ｆｅ：１５〜３０％、
Ｃｕ：２．１〜７．５％、
Ｐ：３〜１２％、
Ｓｉ：０〜８％
を含み、残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなり、かつ、ＣｒとＦｅの合計が３０〜５４％、ＰとＳｉの合計が７〜１４％であることを特徴とするＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材。
【請求項２】
Ｂ、Ｃの１種もしくは２種を合計１％以下、および／またはＭｏ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｖの１種もしくは２種以上を合計５％以下、および／またはＳｎ、Ｚｎ、Ｂｉの１種もしくは２種以上を合計２％以下含むことを特徴とする請求項１に記載のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ステンレス製熱交換器などの製造に用いる溶融温度が低く安価で耐食性、強度に優れるＣｕを添加したＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来よりステンレス鋼のろう付けには耐食性、耐酸化性に優れるＮｉ基合金ろう材が用いられており、特にＪＩＳ規格であるＢＮｉ−２（Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ合金）、ＢＮｉ−５（Ｎｉ−Ｃｒ−Ｓｉ合金）、ＢＮｉ−７（Ｎｉ−Ｃｒ−Ｐ合金）が多く用いられてきた。上記３種のＮｉ基ろう材にはそれぞれに長所、短所があり、用途により使い分けられてきた。例えば、ＢＮｉ−２は液相線温度が約１０００℃と比較的低いが、耐食性が必ずしも十分ではなく、ＢＮｉ−５は耐食性に優れるが液相線温度が約１１４０℃であり、高いろう付け温度を要する。
【０００３】
また、ＢＮｉ−７は液相線温度が約９００℃と非常に低く、耐食性も比較的優れるが、Ｐを添加するためにＮｉ−Ｐ合金母材を使用するが、この母材は比較的入手が困難であり、供給に不安がある。このように、低い液相線温度と優れた耐食性を兼備し、かつ比較的入手しやすい原料からなるＮｉ基ろう材がなく、新規合金ろう材の開発が強く求められていた。
【０００４】
これらの課題に対し、低い液相線温度と高い強度、耐食性を有するＮｉ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系ろう材が、例えば特開２０１０−２６９３４７号公報（特許文献１）に提案されている。このＮｉ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系ろう材は、耐食性改善のためにＣｒ、低価格化のためにＦｅが添加されるとともに、ろう付けにおける拡がり性を向上させるためにＣｕが添加されている。また、特開２０１２−１８３５７４号公報（特許文献２）には、高度の耐食性を維持しながらＮｉの一部をＦｅに置換できるＮｉ基合金ろう材が提案されている。このＮｉ基合金ろう材には、耐食性改善のためにＣｒとともにＣｕが添加されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−２６９３４７号公報
【特許文献２】特開２０１２−１８３５７４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上述したようなろう材は、低い温度でのろう付け性と、高い耐食性、さらには入手性および廉価性に優れるＦｅを含んでおり、優れた開発ろう材であるが、近年では、さらに高い強度の要求も高まってきた。そこで発明者らは、低い液相温度による高いろう付け性、高い耐食性、高い原料入手性および廉価性、さらには高い強度を実現する新規ろう材について鋭意検討した。
【０００７】
特に、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金に関し、強度に及ぼすＣｕ添加量の影響について詳細に検討し、少量のＣｕ添加により強度が向上することを見出し、本発明に至った。なお、上記特許文献のようにＣｕを添加したＮｉ基ろう材において、耐食性やろう付け性の観点からＣｕ添加量の検討が行なわれた例はあるが、強度の観点からＣｕ添加量が検討された例はなく、また、本発明の成分範囲、特にＣｕ添加量の範囲において、強度が向上する現象に関する示唆は全く見られない。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｆｅ：１５〜３０％、Ｃｕ：２．１〜７．５％、Ｐ：３〜１２％、Ｓｉ：０〜８％を含み、残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなり、かつ、ＣｒとＦｅの合計が３０〜５４％、ＰとＳｉの合計が７〜１４％であることを特徴とするＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材。
【０００９】
（２）Ｂ、Ｃの１種もしくは２種を合計１％以下、および／またはＭｏ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｖの１種もしくは２種以上を合計５％以下、および／またはＳｎ、Ｚｎ、Ｂｉの１種もしくは２種以上を合計２％以下含むことを特徴とする請求項１に記載のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材にある。
【発明の効果】
【００１０】
以上述べたように、本発明によりステンレス製熱交換器などの製造に用いる溶融温度が低く安価で耐食性、強度に優れる、Ｃｕを添加したＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材を提供できることにある。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】０．２％Ｃｕ合金の組織を示す光学顕微鏡写真を示す図である。
【図２】４．０％Ｃｕ合金の組織を示す光学顕微鏡写真を示す図である。
【図３】７．９％Ｃｕ合金の組織を示す光学顕微鏡写真を示す図である。
【図４】１５．３％Ｃｕ合金の組織を示す光学顕微鏡写真を示す図である。
【図５】Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｐ−Ｓｉ合金の遠心鋳造材から切出した抗折試験片およびろう付け材から切り出した抗折試験片による抗折強度に及ぼすＣｕ添加量の影響を示す図である。
【図６】Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｐ−Ｓｉ合金の遠心鋳造材の液相線温度、固相線温度に及ぼすＣｕ添加量の影響を示す図である。
【図７】Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｐ−Ｓｉ合金の遠心鋳造材の耐食性に及ぼすＣｕ添加量の影響を示す図である。
【００１２】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明における最大の特徴は、Ｃｕの少量添加により強度が上昇することを見出した点である。本合金系において、Ｃｕ添加量に対する強度の変化は単調ではなく、少量添加では強度が上昇し、過添加すると強度が低下する。この複雑な強度の変化について、ミクロ組織の観点から推定される原因について以下に記す。
【００１３】
図１〜４に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｐ、Ｓｉを本発明成分の範囲内の値で一定とし、Ｃｕ量のみ０．２％、４．０％、７．９％、１５．３％と変化させた遠心鋳造材のミクロ組織を示す（以下、それぞれの合金をＣｕ量にしたがい「○○％Ｃｕ合金」と示す。）。それぞれの図における（ａ）は低倍率、（ｂ）は高倍率で撮影したものである。すなわち、図１は、０．２％Ｃｕ合金の組織を示す光学顕微鏡写真を示す図であり、図１（ａ）は低倍の光学光微鏡写真であり、図１（ｂ）は高倍の光学顕微鏡写真である。
【００１４】
同様に、図２は、４．０％Ｃｕ合金の組織を示す光学顕微鏡写真を示す図であり、図２（ａ）は低倍の光学顕微鏡写真であり、図２（ｂ）は高倍の光学顕微鏡写真である。また、図３は、７．９％Ｃｕ合金の組織を示す光学顕微鏡写真を示す図であり、図３（ａ）は低倍の光学顕微鏡写真であり、図３（ｂ）は高倍の光学顕微鏡写真である。図４は、１５．３％Ｃｕ合金の組織を示す光学顕微鏡写真を示す図であり、図４（ａ）は低倍の光学顕微鏡写真であり、図４（ｂ）は高倍の光学顕微鏡写真である。
【００１５】
また、これら遠心鋳造材の抗折強度は、それぞれ、９９０ＭＰａ、１１７０ＭＰａ、８１０ＭＰａ、６２０ＭＰａであり、本発明の範囲内である４．０％Ｃｕ合金は、他合金と比較し大幅に高い強度を示した。０．２％Ｃｕ合金には、図１（ａ）のように比較的粗大なデンドライト状の初晶（γＮｉ固溶体）が認められ、その周囲は図１（ｂ）のように微細な共晶組織（γＮｉ固溶体＋化合物（燐化物および珪化物））となっている。ここで一般に、γＮｉ固溶体は延性が高く、化合物（燐化物、珪化物）は脆性であり、図１（ａ）のような亜共晶組織を有する材料を破断すると、脆性な化合物を多く含む共晶組織部でき裂が伝播し破壊する。
【００１６】
これに対し、４．０％Ｃｕ合金には、図２（ａ）のようにデンドライト状の初晶は認められず、全面が共晶組織となっている。また、その共晶組織を拡大した図２（ｂ）から、０．２％Ｃｕ合金と比較し、明らかに共晶組織中においてγＮｉ固溶体の面積率が高いことがわかる。０．２％Ｃｕ合金と４．０％Ｃｕ合金は、化合物を生成するＰとＳｉが同量であることから、概ね同量の燐化物と珪化物を生成していると推定され、したがって、γＮｉ固溶体も概ね同量であると考えられる。
【００１７】
このように、概ね同量のγＮｉ固溶体が生成している状況において、粗大なγＮｉ固溶体の初晶が生成してしまう０．２％Ｃｕ合金は、結果的に共晶組織中においてはγＮｉ固溶体の面積率が減少してしまい、これによって４．０％Ｃｕ合金と比較し、より脆い共晶組織となってしまうことで低い強度に留まってしまうと考えられる。逆に言うと、４．０％Ｃｕ合金は、０．２％Ｃｕ合金と同じＰ、Ｓｉ量にもかかわらず、γＮｉ固溶体面積率が高く延性の高い共晶組織を生成するため、主に共晶組織中を伝播するき裂に対し高い抵抗力を示し、強度に優れるものと考えられる。
【００１８】
Ｃｕ添加量を増量した７．９％Ｃｕ合金には、図３（ａ）のように比較的粗大な角状の初晶（燐化物）が認められる。この角状の粗大燐化物は明らかに破壊起点になると考えられる。したがって、図３（ｂ）のように、４．０％Ｃｕ合金と同様に比較的γＮｉ固溶体面積率の高い共晶組織を有するにもかかわらず、低い強度に留まってしまうと考えられる。
【００１９】
なお、さらにＣｕ添加量を増量した１５．３％Ｃｕ合金には、図４（ａ）のように液相分離したと考えられるＣｕ濃度の高い球状の相が認められるとともに、棒状の粗大な燐化物が極めて多く認められる。２元状態図においてＣｕは、Ｎｉとは全率固溶型であるが、Ｆｅ、Ｃｒとは包晶型である。包晶型の状態図はその他の添加元素による溶質の活量変化により、液相分離をともなう偏晶型に変化することが知られている。
【００２０】
１５．３％Ｃｕ合金においては、Ｃｕとは包晶型の状態図となるＣｒやＦｅをベース元素として多く含んでいるとともに、ＰやＳｉの作用により、溶質元素であるＣｕが第２液相を生成する偏晶型の状態図となったものと考えられる。また、Ｃｕ濃度の高い相が第２液相として分離したため、結果として第１液相である母相はＰ、Ｓｉが濃縮され、図４（ａ）および（ｂ）のように粗大燐化物が著しく多く生成し、強度が極端に低下したものと考えられる。
【００２１】
以上のように、本合金系においてＣｕ添加量を変化させると、少量添加においては共晶組織中のγＮｉ固溶体面積率を増加させることにより強度を上昇し、過添加においては角状粗大燐化物の生成および／または高Ｃｕ濃度の第２液相と棒状粗大燐化物の生成にともない強度を低下させてしまうと推測される。
【００２２】
なお、上述のミクロ組織は遠心鋳造工程における凝固組織であり、抗折強度はこの遠心鋳造材から切り出した試験片によるものであるが、ステンレスなどの母材にこれら合金ろう材をろう付けした場合、そのフィレット部も概ね類似の凝固組織となることを確認している。したがって、後述する実施例と比較例におけるろう付け部の抗折強度も、概ね遠心鋳造材から切り出した試験片による抗折強度と同様の傾向となる。
【００２３】
また、Ｃｕ添加には強度以外の利点も認められた。すなわち、詳細は実施例と比較例により示すが、Ｃｕ添加量の増加にともない、液相線および固相線温度が変化する。液相線に関しては、例えば上述の４組成の合金の場合Ｃｕの低い合金から順に、１０５０℃、１０４０℃、１０６０℃、１１４０℃である。これは図１〜４のミクロ組織観察から、０．２％Ｃｕ合金は亜共晶、４．０％Ｃｕ合金は共晶組成となっており、０．２％Ｃｕ合金のほうがわずかながら高温で初晶の粗大デンドライト状γＮｉ固溶体が晶出しているためである。
【００２４】
一方、７．９％Ｃｕ合金は過共晶組成となっていることから、やはり４．０％Ｃｕ合金よりわずかながら高温で初晶の粗大角状燐化物を晶出しているためである。さらに、１５．３％Ｃｕ合金については、Ｃｕ濃度の高い第２液相の生成により、第１液相のＰ濃度が著しく増加し、より燐化物に近い過共晶組成となっていると考えられ、これにより７．９％Ｃｕ合金より著しく高い温度で粗大棒状燐化物が晶出しているためであると推測される。またさらに、固相線温度はわずかではあるが、Ｃｕ添加量とともに単調に低下する傾向も認められた。このように、Ｃｕを適正量添加することにより、ろう付け性を改善する液相線、固相線の低下効果が認められることも見出した。
【００２５】
次に、Ｃｕ以外の成分元素に関し、本発明の合金設計におけるポイントを述べる。液相線温度を低くするため、ＪＩＳ規格組成などで添加されているＢ、Ｓｉ、Ｐの中でも特にＮｉとの共晶温度の低いＰを選択した。Ｎｉ−Ｐ二元系の共晶組成はＮｉ−１１％Ｐである。ただし、Ｐを添加する母材として比較的入手の困難なＮｉ−Ｐではなく、入手しやすいＦｅ−Ｐを用いることを考えた。さらに耐食性改善のためＣｒ添加は必須であると考えられた。また、ＳｉもＰと同様にＪＩＳ規格の組成で液相線温度を低下させる元素であるため、補助的にＰに置換できる可能性を検討した。
【００２６】
このように、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｐ系（補助的にＳｉ添加）を基礎成分とし、これにＣｕを広い範囲で添加した詳細な実験を実施することにより、強度が向上するＣｕ添加量範囲を見出した。さらに実施例に示す検討により、これら必須元素、およびその他の微量添加元素の添加量範囲を決定し、本発明に至った。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
以下、本発明に係る合金成分の範囲を規制した理由を述べる。
Ｃｒ：１５〜３０％
本発明合金においてＣｒは耐食性改善のため必須元素である。しかしながら、添加量と共に液相線温度を上昇させてしまう。１５％未満の添加では耐食性改善が十分でなく、３０％を超えて添加すると液相線温度が過度に上昇してしまう。好ましくは１８％を超え２８％未満、より好ましくは２０％を超え２５％未満である。
【００２８】
Ｆｅ：１５〜３０％
本発明合金においてＦｅはＦｅ−Ｐ母材を用いることから必須元素であるとともに、ベース金属であるＮｉ含有量を低減することでも原料費を安価にする。さらに、過添加しない範囲ではわずかながら強度を向上させる。しかしながら、添加量とともに液相線温度を上昇させてしまう。１５％までは液相線温度をほとんど上昇させることなくＮｉ含有量を低減できるため積極的に添加する。一方、３０％を超えて添加すると、液相線温度の上昇が顕著となる。好ましくは１６％を超え２８％未満、より好ましくは１７％を超え２５％未満である。
【００２９】
Ｃｕ：２．１〜７．５％
本発明合金においてＣｕは強度を向上させるための必須元素であり、液相線、固相線温度を低下しろう付け性を改善する付加的な効果もある。さらに、角状や棒状の粗大燐化物が生成する添加量範囲では、耐食性に悪影響が認められる。これは、粗大燐化物中のＣｒ濃度が高いことから、γＮｉ固溶体中のＣｒ濃度が低下することに起因すると推定される。したがって、２．１％未満の添加では共晶組織中のγＮｉ固溶体量増加の効果によると推測される強度の向上が十分ではなく、７．５％を超えて添加すると角状や棒状の粗大燐化物の生成とＣｕ濃度の高い第２液相の生成によると推測される強度低下が起こってしまう。好ましくは２．５％を超え６％未満、より好ましくは３％を超え５％未満である。
【００３０】
Ｐ：３〜１２％
本発明合金においてＰは液相線温度の低下のため必須元素である。しかしながら、過度に共晶組成を超えて添加すると液相線温度は上昇するとともに抗折強度が低下してしまう。３％未満または１２％を超える添加量ではいずれも液相線温度が高くなってしまう。好ましくは４％を超え１０％未満、より好ましくは５％を超え８％未満である。
【００３１】
Ｓｉ：０〜８％
本発明合金においてＳｉは補助的に液相線温度を低下させるためにＰと併用して添加できる元素であり、必要に応じて添加できる。しかしながら、Ｐと同様に過度に共晶組成を超えて添加すると液相線温度は上昇してしまうとともに抗折強度が低下してしまう。８％を超える添加量では液相線温度が高くなってしまう。好ましくは２％を超え７％未満、より好ましくは３％を超え６％未満である。
【００３２】
Ｃｒ＋Ｆｅ：３０〜５４％
本発明合金においてＣｒおよびＦｅは上述した理由により必須の添加元素であるが、その合計量が５４％を超えると抗折強度が低下するため５４％を上限とする。なお、下限はＣｒおよびＦｅのそれぞれ単独の添加量の合計である３０％である。好ましくは３６％を超え５０％未満、より好ましくは４０％を超え４５％未満である。なお、Ｎｉは残部であり含有量の範囲に特に規定はないが、純金属の原料で比較すると、ＦｅやＣｒよりコスト高である一方低融点である。したがって、ろう材のコストとアトマイズなどによる製造時の溶解の容易さの観点から、好ましくは２５〜６０％、より好ましくは３３〜５５％、さらに好ましくは３７〜５０％の範囲がよい。
【００３３】
Ｐ＋Ｓｉ：７〜１４％
本発明合金においてＰは上述した理由による必須元素であり、Ｓｉは上述した理由によりＰの補助的に添加可能な元素である。そのためＳｉが０％の場合にはＰ＋ＳｉはＰだけで考えればよい。本発明ではＰとＳｉの合計量が７％未満では液相線温度が高く、１４％を超えると液相線温度が高くなるとともに抗折強度が低下する。好ましくは８％を超え１３％未満、より好ましくは９％を超え１２％未満である。また、理由は不明であるが、Ｓｉに対するＰの比率が低いと抗折強度が低下する傾向があるため、Ｐ／Ｓｉは１．０を超えることが好ましく、より好ましくは１．３を超え、さらに好ましくは１．５を超える範囲である。
【００３４】
Ｂ＋Ｃ：１％以下
本発明合金においてＢ、Ｃはわずかながら耐食性を低下させるものの、Ｐ、Ｓｉほどではないが液相線温度を低下させる効果もあるため、必要に応じて少量添加してもよい。ただし、その合計量が１％を超えて添加すると液相線温度が上昇する。好ましくは０．５％未満、より好ましくは無添加である。なお、ＢとＣの各元素は必ずしも両方添加する場合に限られず、一方だけを添加しても構わない。
【００３５】
Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｍｎ＋Ｖ：５％以下
本発明合金においてＭｏ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｖはわずかながら液相線温度を上昇させるものの、わずかながら抗折強度を上昇させる効果もあるため、必要に応じて少量添加してもよい。ただし、その合計量が５％を超えて添加すると液相線温度が上昇する。好ましくは２％未満、より好ましくは無添加である。なお、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｖの各元素は必ずしも全て添加する場合に限られず、少なくとも１種を添加してあればそれで構わない。
【００３６】
Ｓｎ＋Ｚｎ＋Ｂｉ：２％以下
本発明合金においてＳｎ、Ｚｎ、Ｂｉはわずかに抗折強度を低下させるものの、わずかながら液相線温度を低下させる効果もあるため、必要に応じて少量添加してもよい。ただし、その合計量が２％を超えて添加すると抗折強度が低下する。好ましくは０．５％未満、より好ましくは無添加である。なお、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉの各元素は必ずしも全て添加する場合に限られず、少なくとも１種を添加してあればそれで構わない。
【実施例】
【００３７】
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
先ず、抗折強度を初めとした種々の特性に及ぼすＣｕ添加量を詳細に検討するため、Ｎｉ−３０％Ｃｒ−２０％Ｆｅ−ｘ％Ｃｕ−７％Ｐ−３％Ｓｉについて、遠心鋳造材を作製し、これから切り出した試験片により、抗折強度、液相線、固相線を評価した。さらに、この遠心鋳造材から切り出した試料により、ＳＵＳ３０４を母材としてろう付けを行なった。このろう付け試験片により、抗折強度、耐食性を評価した（実験Ａ）。
次に、各合金組成を変化させた遠心鋳造材を作製し、遠心鋳造材から切り出した試験片による抗折強度、液相線、固相線評価と、遠心鋳造材から切り出した試料をＳＵＳ３０４を母材にろう付けした試験片による抗折強度、耐食性評価を実施した（実験Ｂ）。
【００３８】
遠心鋳造材の作製については、所定の成分に秤量した２００ｇの溶解母材を、アルミナ製耐火物坩堝中で、アルゴン雰囲気で溶解し、直径３５ｍｍ、高さ３０ｍｍの銅鋳型に遠心鋳造した。また、遠心鋳造材の抗折強度の評価については、作製した遠心鋳造材から、縦２ｍｍ、横２ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を採取し、支点間距離が１０ｍｍの３点曲げ抗折試験により評価した。なお、実験Ｂにおいて、１０４０ＭＰａ以上をＡ、１０２０ＭＰａ以上１０４０ＭＰａ未満をＢ、１０００ＭＰａ以上１０２０ＭＰａ未満をＣ、１０００ＭＰａ未満をＧとした。
【００３９】
遠心鋳造材の液相線、固相線の評価については、作製した遠心鋳造材から、１５ｍｇ程度の小片を切り出し、熱分析装置（ＤＴＡ）により評価した。なお、測定は室温から１２００℃まで２０℃／ｍｉｎで昇温し、１２００℃で５ｍｉｎ保持し、その後、−２０℃／ｍｉｎで室温まで冷却した。この冷却過程における、初めの発熱ピークの開始温度を液相線温度、最後の発熱ピークの終了温度を固相線温度として評価した。なお、測定はアルゴンフロー中で実施した。なお、実験Ｂにおいて、液相線は、９７５℃以上１０００℃未満をＡ、１０００℃以上１０２５℃未満をＢ、１０２５℃以上１０５０℃未満をＣ、１０５０℃以上をＤとし、固相線は、９８０℃未満をＡ、９８０℃以上９９０℃未満をＢ、９９０℃以上１０００℃未満をＣ、１０００℃以上をＤとした。
【００４０】
ＳＵＳ３０４とろう付けした抗折強度用試験片の作製とその抗折強度の評価については、作製した遠心鋳造材から、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、長さ０．８ｍｍの薄膜試料を切り出した。次に、縦２０ｍｍ、横２０ｍｍ、長さ１０ｍｍのＳＵＳ３０４のブロックの縦２０ｍｍ、横２０ｍｍの面の中央に、対角線がＳＵＳ３０４ブロックと一致するようにこの薄膜試料の縦１０ｍｍ、横１０ｍｍの面を接触させて置き、さらにその上から、もうひとつのＳＵＳ３０４の縦２０ｍｍ、横２０ｍｍ、長さ１０ｍｍのブロックを置いた。なお、上下のＳＵＳ３０４ブロックは、対面する４角の位置が一致するように配置した。これを、真空中で１１００℃まで加熱し、３０ｍｉｎ保持してろう付けを行なった。
【００４１】
このろう付け材から、縦２ｍｍ、横２ｍｍで、長さが上下のＳＵＳ３０４の１０ｍｍと１０ｍｍとろう付け厚さの合計となる抗折試験片を採取した。なお、この抗折試験片の長手方向がろう付け材の上下方向となるように採取することで、抗折試験片の長手方向の中央部にろう付け部が来るように採取した。この抗折試験片により、支点間距離１０ｍｍの３点曲げ抗折試験機でろう付け部の抗折強度を評価した。すなわち、抗折試験片の長手方向中央部のろう付け部が、支点の中央となるように抗折試験片を配置し、このろう付け部に圧子により荷重を掛けて破断させた。なお、実験Ｂにおいて、５５０ＭＰａ以上をＡ、５２５ＭＰａ以上５５０ＭＰａ未満をＢ、５００ＭＰａ以上５２５ＭＰａ未満をＣ、５００ＭＰａ未満をＤとした。
【００４２】
ＳＵＳ３０４とろう付けした耐食試験片の作製とその耐食性の評価については、作製した遠心鋳造材から、縦３ｍｍ、横３ｍｍ、長さ３ｍｍの立方体試料を切り出した。次に、直径２０ｍｍ、厚さ５ｍｍのＳＵＳ３０４の円板の円の中心に、この立方体試料を置き、真空中で１１００℃まで加熱し、３０ｍｉｎ保持してろう付けを行なった。このろう付け材に、２０％の塩水を、３５℃で１６時間噴霧し、その後の発銹状況により耐食性を評価した。発銹の見られないものをＡ、一部に発銹が認められたものをＢ、全面に発銹が認められたものをＣとした。
【００４３】
図５は、Ｎｉ−３０％Ｃｒ−２０％Ｆｅ−ｘ％Ｃｕ−７％Ｐ−３％Ｓｉ合金の遠心鋳造材から切り出した抗折試験片およびろう付け材から切り出した抗折試験片による抗折強度に及ぼすＣｕ添加量の影響を示す図である（実験Ａ）。なお、縦点線はＣｕ上下限を示す。また、図６は、Ｎｉ−３０％Ｃｒ−２０％Ｆｅ−ｘ％Ｃｕ−７％Ｐ−３％Ｓｉ合金の遠心鋳造材の液相線温度、固相線温度に及ぼすＣｕ添加量の影響を示す図である（実験Ａ）。なお、縦点線はＣｕ上下限を示す。さらに、図７は、Ｎｉ−３０％Ｃｒ−２０％Ｆｅ−ｘ％Ｃｕ−７％Ｐ−３％Ｓｉ合金の遠心鋳造材の耐食性に及ぼすＣｕ添加量の影響を示す図である（実験Ａ）。なお、縦点線はＣｕ上下限を示す。
【００４４】
【表１】
2015051459.tif 000003
【００４５】
【表２】
2015051459.tif 000004
表１、２に示すように、Ｎｏ．１〜３９は本発明例であり、Ｎｏ．４０〜５７は比較例である（実験Ｂ）。
【００４６】
表２に示す、比較例Ｎｏ．４０はＣｒ含有量が低いために、ろう付け材の耐食性が劣る。比較例Ｎｏ．４１はＣｒ含有量が高いために、遠心鋳造材の液相線温度が上昇する。比較例Ｎｏ．４２はＦｅ含有量が低いために、遠心鋳造材、ろう付け材ともに抗折力が劣る。比較例Ｎｏ．４３はＦｅ含有量が高いために、遠心鋳造材の液相線温度が上昇する。比較例Ｎｏ．４４はＣｕ含有量が低いために、遠心鋳造材、ろう付け材ともに抗折力が劣る。比較例Ｎｏ．４５はＣｕ含有量が高いために、遠心鋳造材、ろう付け材ともに抗折力が劣るとともに、ろう付け材の耐食性が劣る。
【００４７】
比較例Ｎｏ．４６はＰ含有量が低いために、遠心鋳造材の液相線温度、固相線温度が上昇する。比較例Ｎｏ．４７はＰ含有量が高いために、遠心鋳造材の抗折力が劣り、かつ液相線温度の上昇、およびろう付け材の抗折力が劣る。比較例Ｎｏ．４８はＳｉ含有量が高いために、遠心鋳造材の抗折力が劣り、かつ液相線温度の上昇、およびろう付け材の抗折力が劣る。比較例Ｎｏ．４９はＦｅ含有量が低く、Ｃｒ＋Ｆｅの値が低いために、遠心鋳造材とろう付け材の抗折力が劣る。
【００４８】
比較例Ｎｏ．５０はＣｒ＋Ｆｅの値が高いために、遠心鋳造材とろう付け材の抗折力が劣る。比較例Ｎｏ．５１はＰ＋Ｓｉの値が低いために、遠心鋳造材の液相線温度が上昇する。比較例Ｎｏ．５２はＳｉ含有量が高く、Ｐ＋Ｓｉの値が高いために、遠心鋳造材およびろう付け材の抗折力が劣り、かつ遠心鋳造材の液相線温度の上昇がある。比較例Ｎｏ．５３はＢ＋Ｃの値が高いために、遠心鋳造材の液相線温度の上昇があり、かつろう付け材の耐食性が劣る。
【００４９】
比較例Ｎｏ．５４〜５６はＭｏ＋Ｃｏ＋Ｍｎ＋Ｖの値がいずれも高いために、遠心鋳造材の液相線温度の上昇がある。比較例Ｎｏ．５７はＳｉ＋Ｚｎ＋Ｂｉの値が高いために、遠心鋳造材とろう付け材の抗折力が劣る。これに対し、本発明例であるＮｏ．１〜３９のいずれも本発明の条件を満たしていることから遠心鋳造材の抗折力が高く、液相線温度、固相線温度が低温で上昇はなく、かつろう付け材の抗折力が高く、耐食性に優れていることが分かる。
【００５０】
以上述べたように、本発明によるＣｕ添加したＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう付け材により、融点降下と強度アップを図ることが可能となり、ステンレス製熱交換器などの製造に用いる溶融温度が低く、安価で、耐食性、強度に優れたＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ基合金ろう材を提供することが可能となった。
特許出願人  山陽特殊製鋼株式会社
代理人    弁理士    椎  名    彊
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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