JP2001131706A - 溶接性に優れたインバー合金 - Google Patents
溶接性に優れたインバー合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Fe-Ni 系インバー合金の特徴である低温域か
ら室温域における低線膨張係数特性、ならびに溶接構造
用鋼板としての機械的性質を損なうことなく、耐再熱割
れ性ならびに優れた溶接部外観を併せ持ち、LNG 周辺諸
設備用に適した、溶接性に優れたインバー合金を提供す
る。 【解決手段】 重量% でC ：0.01% 以上0.05% 以下、S
i：0.01% 以上0.25% 以下、Mn：0.01% 以上0.5%以下、P
：0.005%以下、S ：0.0010% 以下、Ni：30% 以上45%
以下、Sol.Al：0.005%以上0.03% 以下、Mg：0.0001% 以
上0.003%以下、N ：0.003%以下、O ：0.003%以下を含有
し、残部が実質的にFeからなり、かつ鋼板中に残存する
介在物組成の内、Al／Mg比が2.0 以下であることを特徴
とする、溶接性に優れたインバー合金を用いる。
ら室温域における低線膨張係数特性、ならびに溶接構造
用鋼板としての機械的性質を損なうことなく、耐再熱割
れ性ならびに優れた溶接部外観を併せ持ち、LNG 周辺諸
設備用に適した、溶接性に優れたインバー合金を提供す
る。 【解決手段】 重量% でC ：0.01% 以上0.05% 以下、S
i：0.01% 以上0.25% 以下、Mn：0.01% 以上0.5%以下、P
：0.005%以下、S ：0.0010% 以下、Ni：30% 以上45%
以下、Sol.Al：0.005%以上0.03% 以下、Mg：0.0001% 以
上0.003%以下、N ：0.003%以下、O ：0.003%以下を含有
し、残部が実質的にFeからなり、かつ鋼板中に残存する
介在物組成の内、Al／Mg比が2.0 以下であることを特徴
とする、溶接性に優れたインバー合金を用いる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低温設備用途に使
用される、溶接性に優れたインバー合金に関する。
用される、溶接性に優れたインバー合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年のエネルギー需要の増大、さらには
地球温暖化問題が顕在化する中でクリーンエネルギーの
重要性が求められている現在、天然ガスの使用量は増加
の一途をたどっている。天然ガスは-162℃という極低温
で液化した後輸送、保管され、一般に液化天然ガス（LN
G ）と呼ばれている。このような極低温環境下で使用さ
れる材料としては従来オーステナイト系ステンレス鋼が
用いられてきたが、近年このLNG 輸送船及び陸上貯蔵用
低温基地さらに輸送船から基地までの輸送配管に、オー
ステナイト系ステンレス鋼の代替としてインバー合金の
適用が検討されている。例えばLNG 輸送船等で使用され
るメンブレンという構造形式では、LNG 液面の上下動に
より生じる熱膨張、収縮を、コルゲーション構造と呼ば
れる特殊な形状の部材の曲げ変形と平板部の僅かな旋回
によって緩和しているが、この凹凸を有するメンブレン
部材の加工および溶接施工は、製造および施工コストが
高いことが従来から指摘されてきた。
地球温暖化問題が顕在化する中でクリーンエネルギーの
重要性が求められている現在、天然ガスの使用量は増加
の一途をたどっている。天然ガスは-162℃という極低温
で液化した後輸送、保管され、一般に液化天然ガス（LN
G ）と呼ばれている。このような極低温環境下で使用さ
れる材料としては従来オーステナイト系ステンレス鋼が
用いられてきたが、近年このLNG 輸送船及び陸上貯蔵用
低温基地さらに輸送船から基地までの輸送配管に、オー
ステナイト系ステンレス鋼の代替としてインバー合金の
適用が検討されている。例えばLNG 輸送船等で使用され
るメンブレンという構造形式では、LNG 液面の上下動に
より生じる熱膨張、収縮を、コルゲーション構造と呼ば
れる特殊な形状の部材の曲げ変形と平板部の僅かな旋回
によって緩和しているが、この凹凸を有するメンブレン
部材の加工および溶接施工は、製造および施工コストが
高いことが従来から指摘されてきた。
【０００３】一方、Fe-Ni 系インバー合金はLNG 温度で
ある-162℃のような極低温から室温にかけて非常に小さ
い線膨張係数を有することから、上記の様なコルゲーシ
ョン構造を設置する必要なく施工することが出来る。こ
のため、Fe-Ni 系インバー合金を適用したメンブレンの
施工においては、材料費を含むトータルコストを大幅に
低減することが可能となる。
ある-162℃のような極低温から室温にかけて非常に小さ
い線膨張係数を有することから、上記の様なコルゲーシ
ョン構造を設置する必要なく施工することが出来る。こ
のため、Fe-Ni 系インバー合金を適用したメンブレンの
施工においては、材料費を含むトータルコストを大幅に
低減することが可能となる。
【０００４】このような背景にも係わらず、これまでFe
-Ni 系インバー合金の適用が進んでいない原因は、同合
金の溶接が非常に困難であったことによる。特に、Fe-N
i 系インバー合金は使用状態で完全オーステナイト系で
あるために、オーステナイト系合金特有の溶接高温割れ
である、再熱割れに関しては、従来技術では回避するこ
とが甚だ困難である。Fe-Ni 系インバー合金においては
2 つのタイプの溶接高温割れが存在する。これらは一般
に凝固割れ、及び再熱割れと呼ばれている。凝固割れは
図１に示すように母材１に溶接を行った場合、溶接金属
２の凝固時に発生する割れ３であるのに対し、再熱割れ
は図２に示すように多層溶接、あるいは補修溶接時に後
続の溶接部４の熱影響を受けた先行の溶接部５内の溶接
金属において発生する割れ６である。一般の施工にあた
っては補修溶接は必須であることから、凝固割れのみな
らず再熱割れの発生も重要な問題となる。従来よりFe-N
i系インバー合金の割れは図２に示した再熱割れが問題
になることが多いのが実状である。
-Ni 系インバー合金の適用が進んでいない原因は、同合
金の溶接が非常に困難であったことによる。特に、Fe-N
i 系インバー合金は使用状態で完全オーステナイト系で
あるために、オーステナイト系合金特有の溶接高温割れ
である、再熱割れに関しては、従来技術では回避するこ
とが甚だ困難である。Fe-Ni 系インバー合金においては
2 つのタイプの溶接高温割れが存在する。これらは一般
に凝固割れ、及び再熱割れと呼ばれている。凝固割れは
図１に示すように母材１に溶接を行った場合、溶接金属
２の凝固時に発生する割れ３であるのに対し、再熱割れ
は図２に示すように多層溶接、あるいは補修溶接時に後
続の溶接部４の熱影響を受けた先行の溶接部５内の溶接
金属において発生する割れ６である。一般の施工にあた
っては補修溶接は必須であることから、凝固割れのみな
らず再熱割れの発生も重要な問題となる。従来よりFe-N
i系インバー合金の割れは図２に示した再熱割れが問題
になることが多いのが実状である。
【０００５】前述したように、Fe-Ni 系インバー合金は
溶接時に高温割れを発生しやすいが、この現象は、溶融
金属の凝固過程もしくは溶接金属の再加熱冷却過程にお
いて材料が高温脆化を起こすためであると言われてお
り、その冶金的支配因子として、合金中におけるP およ
びS 等の不純物元素が挙げられている。すなわち、これ
らの不純物元素が割れの発生起点である結晶粒界に偏析
し、粒界強度を低下させることにより高温割れが発生す
るというものである。
溶接時に高温割れを発生しやすいが、この現象は、溶融
金属の凝固過程もしくは溶接金属の再加熱冷却過程にお
いて材料が高温脆化を起こすためであると言われてお
り、その冶金的支配因子として、合金中におけるP およ
びS 等の不純物元素が挙げられている。すなわち、これ
らの不純物元素が割れの発生起点である結晶粒界に偏析
し、粒界強度を低下させることにより高温割れが発生す
るというものである。
【０００６】このような背景のもとに、Fe-Ni 系インバ
ー合金の溶接高温割れを防止するための研究が行われて
きた。例えば、特開昭56-44749号公報には、Ｐ、Ｓ量を
可能な限り低減すること、特開昭58-100661 号公報には
Ｐ、ＳならびにＯ、Ｎ量を低減することが、耐溶接高温
割れ性に対して有効である旨が開示されている。この他
にも粒界強度上昇の目的で添加されるB に関しての研究
も行われており、固溶B として存在するB は粒界強度上
昇に寄与し、高温割れ発生抑制にある程度効果が認めら
れるものの、複数回の熱履歴を受ける多層溶接部におい
ては、ＢはＢＮ等として析出してしまうために、粒界強
度の向上効果が失われるために高温割れの発生を抑制す
ることができないとの報告がこれまでになされている。
ー合金の溶接高温割れを防止するための研究が行われて
きた。例えば、特開昭56-44749号公報には、Ｐ、Ｓ量を
可能な限り低減すること、特開昭58-100661 号公報には
Ｐ、ＳならびにＯ、Ｎ量を低減することが、耐溶接高温
割れ性に対して有効である旨が開示されている。この他
にも粒界強度上昇の目的で添加されるB に関しての研究
も行われており、固溶B として存在するB は粒界強度上
昇に寄与し、高温割れ発生抑制にある程度効果が認めら
れるものの、複数回の熱履歴を受ける多層溶接部におい
ては、ＢはＢＮ等として析出してしまうために、粒界強
度の向上効果が失われるために高温割れの発生を抑制す
ることができないとの報告がこれまでになされている。
【０００７】また一般にLNG 貯蔵基地、キャリア内槽で
インバー合金を使用する場合には、板厚0.5 〜3.0mm 程
度の薄鋼板が使用され、互いに溶接施工された後に外観
検査、ならびにリークテスト等の溶接部健全性評価が実
施される。これら一連の検査においては、前項までに示
した溶接高温割れがないことはもちろんのこと、溶接部
外観が問題とされることが多い。溶接部外観を損なう要
因としては、溶接スラグの発生があげられる。スラグが
発生して溶接部表面外観が損なわれている場合、スラグ
を除去してから検査を行わなくてはならないので、上述
した一連の検査効率を損なうことに加え、美観を損ね
る。通常Fe-Ni 系インバー合金の薄鋼板の溶接には、溶
接材料を使用しないTIG 溶接、抵抗シーム溶接等の、単
なる母材の溶融・凝固による接合プロセスが適用され
る。一般にこれらの溶接方法は、セルフシールドアーク
溶接等と比較して高品質の溶接部が得られるが、溶接材
料を使用しないことから、溶接部品質が母材品質をその
まま継承することになる。従って溶接部外観を損なう恐
れのある溶接スラグの発生も、母材成分の設計段階で何
らかの防止策を講じる必要がある。
インバー合金を使用する場合には、板厚0.5 〜3.0mm 程
度の薄鋼板が使用され、互いに溶接施工された後に外観
検査、ならびにリークテスト等の溶接部健全性評価が実
施される。これら一連の検査においては、前項までに示
した溶接高温割れがないことはもちろんのこと、溶接部
外観が問題とされることが多い。溶接部外観を損なう要
因としては、溶接スラグの発生があげられる。スラグが
発生して溶接部表面外観が損なわれている場合、スラグ
を除去してから検査を行わなくてはならないので、上述
した一連の検査効率を損なうことに加え、美観を損ね
る。通常Fe-Ni 系インバー合金の薄鋼板の溶接には、溶
接材料を使用しないTIG 溶接、抵抗シーム溶接等の、単
なる母材の溶融・凝固による接合プロセスが適用され
る。一般にこれらの溶接方法は、セルフシールドアーク
溶接等と比較して高品質の溶接部が得られるが、溶接材
料を使用しないことから、溶接部品質が母材品質をその
まま継承することになる。従って溶接部外観を損なう恐
れのある溶接スラグの発生も、母材成分の設計段階で何
らかの防止策を講じる必要がある。
【０００８】しかしながらこれまで、LNG 用のFe-Ni 系
インバー合金の溶接部のビード外観、とりわけスラグ発
生を防止するための化学成分的指針は得られておらず、
溶接時のシールドガスに配慮する、等の溶接施工側から
のアプローチがわずかに試みられているのみであり、根
本的なスラグ発生抑制方法は提案されていない。
インバー合金の溶接部のビード外観、とりわけスラグ発
生を防止するための化学成分的指針は得られておらず、
溶接時のシールドガスに配慮する、等の溶接施工側から
のアプローチがわずかに試みられているのみであり、根
本的なスラグ発生抑制方法は提案されていない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Fe-Ni 系イ
ンバー合金の特徴である低温域から室温域における低線
膨張係数特性、ならびに溶接構造用鋼板としての機械的
性質を損なうことなく、耐再熱割れ性ならびに優れた溶
接部外観を併せ持ち、LNG 周辺諸設備用に適した、溶接
性に優れたインバー合金を提供することを目的とする。
ンバー合金の特徴である低温域から室温域における低線
膨張係数特性、ならびに溶接構造用鋼板としての機械的
性質を損なうことなく、耐再熱割れ性ならびに優れた溶
接部外観を併せ持ち、LNG 周辺諸設備用に適した、溶接
性に優れたインバー合金を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記の課題は以下の発明
により解決される。 本件第１発明は、重量% でC ：0.
01% 以上0.05% 以下、Si：0.01% 以上0.25% 以下、Mn：
0.01% 以上0.5%以下、P ：0.005%以下、S ：0.0010% 以
下、Ni：30% 以上45% 以下、Sol.Al：0.005%以上0.03%
以下、Mg：0.0001% 以上0.003%以下、N ：0.003%以下、
O ：0.003%以下を含有し、残部が実質的にFeからなり、
かつ鋼板中に残存する介在物組成の内、Al／Mg比が2.0
以下であることを特徴とする、溶接性に優れたインバー
合金である。
により解決される。 本件第１発明は、重量% でC ：0.
01% 以上0.05% 以下、Si：0.01% 以上0.25% 以下、Mn：
0.01% 以上0.5%以下、P ：0.005%以下、S ：0.0010% 以
下、Ni：30% 以上45% 以下、Sol.Al：0.005%以上0.03%
以下、Mg：0.0001% 以上0.003%以下、N ：0.003%以下、
O ：0.003%以下を含有し、残部が実質的にFeからなり、
かつ鋼板中に残存する介在物組成の内、Al／Mg比が2.0
以下であることを特徴とする、溶接性に優れたインバー
合金である。
【００１１】本件第２発明は、本件第１発明に記載の合
金が、重量% でさらに、Cr：0.10%以下、Co：0.10% 以
下、Cu：0.10% 以下、Mo：0.50% 以下のうちの１種また
は2種以上を含有することを特徴とする、溶接性に優れ
たインバー合金である。
金が、重量% でさらに、Cr：0.10%以下、Co：0.10% 以
下、Cu：0.10% 以下、Mo：0.50% 以下のうちの１種また
は2種以上を含有することを特徴とする、溶接性に優れ
たインバー合金である。
【００１２】本件第３発明は、本件第１発明または本件
第２発明に記載の合金が、重量% でさらに、Ca：0.01%
以下、Zr：0.01% 以下のうちの１種または2 種以上を含
有することを特徴とする、溶接性に優れたインバー合金
である。
第２発明に記載の合金が、重量% でさらに、Ca：0.01%
以下、Zr：0.01% 以下のうちの１種または2 種以上を含
有することを特徴とする、溶接性に優れたインバー合金
である。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明者らは上記課題を解決する
ために鋭意検討を行い、以下の知見から、耐溶接高温割
れ性の特に耐再熱割れ性、ならびに溶接部外観に優れた
インバー合金の成分設計指針を得た。まず、耐再熱割れ
性改善の指針に関して示す。再熱割れの発生は従来、不
純物現存偏析によるものとされてきたが、本発明者らの
検討では、単なる不純物元素の低減のみでは再熱割れの
根本的解決にはならず、鋼中に残存する介在物量が耐割
れ性に多大な影響を及ぼすことを見出した。この現象
は、割れ発生部（通常、溶接金属中のオーステナイト粒
界）に残存する介在物が割れ起点となることで定性的に
理解できるが、この介在物を低減させるために、鋼板製
造時の脱酸工程を適切に制御する必要がある。この制御
指針として、凝集粗大化し、粒界偏析を助長しやすい介
在物組成を、微細分散し、精錬過程で除去可能な介在物
組成に変化させることを意図し、脱酸プロセスを検討し
た結果、鋼中に残存する介在物組成Al／Mg比を制御する
ことにより、介在物の微細分散が達成され、再熱割れが
抑制されることを見出したのである。図３はFe-Ni 系イ
ンバー合金中に残存するAl／Mg比と、再熱割れ長さの関
係を示した図である。Al／Mg比が2 ．０以下であれば再
熱割れは発生していない。
ために鋭意検討を行い、以下の知見から、耐溶接高温割
れ性の特に耐再熱割れ性、ならびに溶接部外観に優れた
インバー合金の成分設計指針を得た。まず、耐再熱割れ
性改善の指針に関して示す。再熱割れの発生は従来、不
純物現存偏析によるものとされてきたが、本発明者らの
検討では、単なる不純物元素の低減のみでは再熱割れの
根本的解決にはならず、鋼中に残存する介在物量が耐割
れ性に多大な影響を及ぼすことを見出した。この現象
は、割れ発生部（通常、溶接金属中のオーステナイト粒
界）に残存する介在物が割れ起点となることで定性的に
理解できるが、この介在物を低減させるために、鋼板製
造時の脱酸工程を適切に制御する必要がある。この制御
指針として、凝集粗大化し、粒界偏析を助長しやすい介
在物組成を、微細分散し、精錬過程で除去可能な介在物
組成に変化させることを意図し、脱酸プロセスを検討し
た結果、鋼中に残存する介在物組成Al／Mg比を制御する
ことにより、介在物の微細分散が達成され、再熱割れが
抑制されることを見出したのである。図３はFe-Ni 系イ
ンバー合金中に残存するAl／Mg比と、再熱割れ長さの関
係を示した図である。Al／Mg比が2 ．０以下であれば再
熱割れは発生していない。
【００１４】しかしながら上記方法のみを適用した場
合、本発明のもう一方の課題である溶接部外観の向上を
達成することは出来ない。通常、インバー合金溶接金属
上に生成する溶接スラグは、主にAl2 O 3 を主成分とす
るAl系介在物を主としている。このAl2 O 3 は鋼中に残
存するSol.Alが、溶接中外気より巻き込まれた酸素と結
合することによって発生する。従って耐再熱割れ性のみ
に着目して鋼中介在物の組成制御のためにAl添加量を増
加させることは鋼中に残存するSol.Al量を増大させ、溶
接部外観、という観点では特性を劣化させることが容易
に推測される。
合、本発明のもう一方の課題である溶接部外観の向上を
達成することは出来ない。通常、インバー合金溶接金属
上に生成する溶接スラグは、主にAl2 O 3 を主成分とす
るAl系介在物を主としている。このAl2 O 3 は鋼中に残
存するSol.Alが、溶接中外気より巻き込まれた酸素と結
合することによって発生する。従って耐再熱割れ性のみ
に着目して鋼中介在物の組成制御のためにAl添加量を増
加させることは鋼中に残存するSol.Al量を増大させ、溶
接部外観、という観点では特性を劣化させることが容易
に推測される。
【００１５】従ってスラグ発生を抑制するためには、溶
融池での脱酸過程において、Sol.Alの酸化を抑制するた
めの成分設計指針を取り入れなければならない。そこで
本発明者らは、通常、母材強度確保のためにのみ添加さ
れているC に着目し、種々Sol.Al量を有するインバー合
金のスラグ発生に及ぼすC 量の影響を調査し、図４に示
す知見を得た。図４は横軸にC 添加量をとり、各Sol.Al
含有レベルに関して溶接部のスラグ発生状況を調査した
結果である。図4 より、Sol.Al量が高くなった場合にお
いても、一定量以上のC 過剰添加により、溶接スラグの
発生が抑制されることが分かる。
融池での脱酸過程において、Sol.Alの酸化を抑制するた
めの成分設計指針を取り入れなければならない。そこで
本発明者らは、通常、母材強度確保のためにのみ添加さ
れているC に着目し、種々Sol.Al量を有するインバー合
金のスラグ発生に及ぼすC 量の影響を調査し、図４に示
す知見を得た。図４は横軸にC 添加量をとり、各Sol.Al
含有レベルに関して溶接部のスラグ発生状況を調査した
結果である。図4 より、Sol.Al量が高くなった場合にお
いても、一定量以上のC 過剰添加により、溶接スラグの
発生が抑制されることが分かる。
【００１６】本発明は上記二つの成分設計指針に基づく
ものであり、合金組成を下記範囲に限定することによ
り、溶接性に優れたインバー合金を提供することができ
る。以下、本発明の合金成分の添加理由と限定理由につ
いて説明する。
ものであり、合金組成を下記範囲に限定することによ
り、溶接性に優れたインバー合金を提供することができ
る。以下、本発明の合金成分の添加理由と限定理由につ
いて説明する。
【００１７】C ：0.01% 以上0.05% 以下 C は母材強度を確保する目的に加え、溶接時には外気か
らの混入酸素と結合し、CO、CO2 ガスを生成させること
により、溶接部外観を損なうAl系スラグの発生を抑制す
るために必須の元素である。この効果は以下に示すSol.
Al成分範囲と連動するが、Sol.Alの成分変動範囲内で効
果を得るためには0.01% 以上の添加が必要であることか
ら、下限値を0.01% に規定する。また0.05% を越えた添
加では溶接高温割れ、特に凝固割れを助長する。このた
め、C 添加量は0.01% 以上0.05%以下に限定する。
らの混入酸素と結合し、CO、CO2 ガスを生成させること
により、溶接部外観を損なうAl系スラグの発生を抑制す
るために必須の元素である。この効果は以下に示すSol.
Al成分範囲と連動するが、Sol.Alの成分変動範囲内で効
果を得るためには0.01% 以上の添加が必要であることか
ら、下限値を0.01% に規定する。また0.05% を越えた添
加では溶接高温割れ、特に凝固割れを助長する。このた
め、C 添加量は0.01% 以上0.05%以下に限定する。
【００１８】Si：0.01% 以上0.25% 以下 Siは固溶強化型元素として母材強度の確保に寄与する。
しかしながら0.01% 以下であるとその効果が損なわれ、
また添加量が0.25% を越えると溶接部の靭性が低下する
とともに、Si基の粗大介在物が生成し、溶接高温割れを
助長する。このため、Siの添加量は0.01% 以上0.25% 以
下に限定する。
しかしながら0.01% 以下であるとその効果が損なわれ、
また添加量が0.25% を越えると溶接部の靭性が低下する
とともに、Si基の粗大介在物が生成し、溶接高温割れを
助長する。このため、Siの添加量は0.01% 以上0.25% 以
下に限定する。
【００１９】Mn：0.01% 以上0.5%以下 Mnは固溶強化型元素として母材強度の確保に寄与する。
しかしながら0.01% 以下ではその効果が小さく、0.5%以
上ではMnS を析出することにより耐溶接高温割れ性に悪
影響を及ぼす。このため、Mnの添加量は0.01% 以上0.5%
以下に限定する。
しかしながら0.01% 以下ではその効果が小さく、0.5%以
上ではMnS を析出することにより耐溶接高温割れ性に悪
影響を及ぼす。このため、Mnの添加量は0.01% 以上0.5%
以下に限定する。
【００２０】P ：0.005%以下 P は不純物として鋼中に必然的に含有される元素である
が、0.005%以上の添加では溶接高温割れ、特に凝固割れ
を助長する。このため、P の添加量は0.005%以下に限定
する。
が、0.005%以上の添加では溶接高温割れ、特に凝固割れ
を助長する。このため、P の添加量は0.005%以下に限定
する。
【００２１】S ：0.0010% 以下 S は本発明において重要な元素の1 つである。S は不純
物として鋼中に必然的に含有される元素であるが、0.00
10% 以上含有した場合、溶接金属の樹枝状晶間に偏析し
再熱割れを助長する。このため、S の添加量は0.0010%
以下に限定する。
物として鋼中に必然的に含有される元素であるが、0.00
10% 以上含有した場合、溶接金属の樹枝状晶間に偏析し
再熱割れを助長する。このため、S の添加量は0.0010%
以下に限定する。
【００２２】Ni：30% 以上45% 以下 Niは低線膨張を確保するためには必須の元素である。こ
の特性を確保するため、Niの添加量は30% 以上45% 以下
に限定する。
の特性を確保するため、Niの添加量は30% 以上45% 以下
に限定する。
【００２３】N ：0.003%以下 N は母材強度の確保のため、微量添加されるが、AlやB
との結合力が強く、特に溶接金属の樹枝状晶間に偏析し
ているB と結合し、ボロンナイトライド（BN）を生成す
ることにより再熱割れ性を助長するとともに、Sol.Alが
残存した場合にはAlN の生成を助長し、熱間加工性の低
下が顕著となる。このため、N の添加量は0.003%以下に
限定する。
との結合力が強く、特に溶接金属の樹枝状晶間に偏析し
ているB と結合し、ボロンナイトライド（BN）を生成す
ることにより再熱割れ性を助長するとともに、Sol.Alが
残存した場合にはAlN の生成を助長し、熱間加工性の低
下が顕著となる。このため、N の添加量は0.003%以下に
限定する。
【００２４】O ：0.003%以下 O は鋼中で酸化物を形成する、または固溶状態でも存在
するが、いずれの形態であっても低温靭性を低下させる
とともに、鋼の清浄度を低下させる。このためO 含有量
は0.003%以下に限定する。
するが、いずれの形態であっても低温靭性を低下させる
とともに、鋼の清浄度を低下させる。このためO 含有量
は0.003%以下に限定する。
【００２５】Sol.Al：0.005%〜0.03% 以下 Alは本発明において重要な元素の1 つである。Alは脱酸
剤として添加される元素であり、耐溶接高温割れ性の改
善のみならず、鋼板の清浄度を確保する上でも添加必須
元素である。しかしながら図４で示したように、溶接ス
ラグ発生源となるためにその成分範囲は適切に制御しな
ければならない。ここでの添加下限値は、再熱割れ性改
善のため、介在物組成を適正範囲内に収めるために必要
な最低限の量であり、0.005%に規定している。また、過
剰の添加はC を増量させた場合においても溶接スラグ発
生を助長するため、添加上限を0.03% に規定する。
剤として添加される元素であり、耐溶接高温割れ性の改
善のみならず、鋼板の清浄度を確保する上でも添加必須
元素である。しかしながら図４で示したように、溶接ス
ラグ発生源となるためにその成分範囲は適切に制御しな
ければならない。ここでの添加下限値は、再熱割れ性改
善のため、介在物組成を適正範囲内に収めるために必要
な最低限の量であり、0.005%に規定している。また、過
剰の添加はC を増量させた場合においても溶接スラグ発
生を助長するため、添加上限を0.03% に規定する。
【００２６】Mg：0.0001% 〜0.003%以下 Mgは凝集粗大化し、耐再熱割れ性を劣化させるAl2 O 3
の生成を抑制するために添加必須の元素である。この効
果はわずかな添加量においても有効であり、その添加下
限値は0.0001% である。また、過剰の添加は過剰な酸化
物の生成を助長し、鋼板の清浄度を著しく劣化させる。
従ってMg添加上限値を0.003%とする。
の生成を抑制するために添加必須の元素である。この効
果はわずかな添加量においても有効であり、その添加下
限値は0.0001% である。また、過剰の添加は過剰な酸化
物の生成を助長し、鋼板の清浄度を著しく劣化させる。
従ってMg添加上限値を0.003%とする。
【００２７】介在物のAl／Mg比：2.0 以下 本発明において耐再熱割れ性の指針であるAl／Mg比は、
脱酸・精錬工程が所定の目的を達成したことを示す指針
となる指標である。すなわち、Al／Mg比が2.0を越えた
場合、鋼中に微細分散し、耐再熱割れに影響をおよぼさ
ないAl-Mg 系介在物のみならず、凝集粗大化するAl2 O
3 が過剰に生成していることを示しているものである。
一連の検討結果より、耐再熱割れ性に悪影響を及ぼさな
い上限値をもって本指標を規定し、その値は2.0 であ
る。
脱酸・精錬工程が所定の目的を達成したことを示す指針
となる指標である。すなわち、Al／Mg比が2.0を越えた
場合、鋼中に微細分散し、耐再熱割れに影響をおよぼさ
ないAl-Mg 系介在物のみならず、凝集粗大化するAl2 O
3 が過剰に生成していることを示しているものである。
一連の検討結果より、耐再熱割れ性に悪影響を及ぼさな
い上限値をもって本指標を規定し、その値は2.0 であ
る。
【００２８】また本発明では、上記元素の他に下記の1
種または2 種以上の元素を添加した場合も所定の効果を
得ることができる。
種または2 種以上の元素を添加した場合も所定の効果を
得ることができる。
【００２９】Cr、Co、Cu、Mo：これらの元素は固溶強化
により合金の強度を上昇させることを期待して添加され
る元素であり、これらを添加した場合においても溶接高
温割れ、ならびに溶接部外観に及ぼす影響は小さい。た
だし、多量の添加においては本合金の特徴である低線膨
張特性を劣化させる。従って、Cr：0.10% 以下、Co：0.
10% 以下、Cu：0.10% 以下、Mo：0.50% 以下の範囲で添
加することができる。
により合金の強度を上昇させることを期待して添加され
る元素であり、これらを添加した場合においても溶接高
温割れ、ならびに溶接部外観に及ぼす影響は小さい。た
だし、多量の添加においては本合金の特徴である低線膨
張特性を劣化させる。従って、Cr：0.10% 以下、Co：0.
10% 以下、Cu：0.10% 以下、Mo：0.50% 以下の範囲で添
加することができる。
【００３０】Ca、Zr：これらの元素は脱酸・脱硫効果を
期待して添加される元素であり、これらを添加した場合
においても溶接高温割れ、ならびに溶接部外観に及ぼす
影響は小さい。ただし、多量の添加においては本合金の
特徴である低線膨張特性を劣化させる。従って、Ca：0.
01% 以下、Zr：0.01% 以下の範囲で添加することができ
る。
期待して添加される元素であり、これらを添加した場合
においても溶接高温割れ、ならびに溶接部外観に及ぼす
影響は小さい。ただし、多量の添加においては本合金の
特徴である低線膨張特性を劣化させる。従って、Ca：0.
01% 以下、Zr：0.01% 以下の範囲で添加することができ
る。
【００３１】
【実施例】次に本発明を実施例により更に詳細に説明す
る。表1 に示す化学成分を有する合金を溶製し、熱延、
酸洗、冷延、焼鈍の各工程を経て、板厚1.5mm の供試鋼
板を調整した。ここで、供試体番号No.1〜8 は本発明範
囲内の化学成分組成を有する合金であり、供試体番号N
o.9〜16はその化学成分およびAl／Mg比のうち少なくと
も1 つが本発明範囲外となるよう調整した比較合金であ
る。全ての鋼種は0.2%耐力：240 〜340MPa、引張強さ：
420 〜520MPa、伸び(破断伸び) ：30% 以上、とLNG 用
インバー合金としての性能を十分に有していることを確
認した。
る。表1 に示す化学成分を有する合金を溶製し、熱延、
酸洗、冷延、焼鈍の各工程を経て、板厚1.5mm の供試鋼
板を調整した。ここで、供試体番号No.1〜8 は本発明範
囲内の化学成分組成を有する合金であり、供試体番号N
o.9〜16はその化学成分およびAl／Mg比のうち少なくと
も1 つが本発明範囲外となるよう調整した比較合金であ
る。全ての鋼種は0.2%耐力：240 〜340MPa、引張強さ：
420 〜520MPa、伸び(破断伸び) ：30% 以上、とLNG 用
インバー合金としての性能を十分に有していることを確
認した。
【００３２】
【表１】
【００３３】これらの供試体に対して、耐溶接高温割れ
（凝固割れ、再熱割れ）性試験、TIG 溶接部スラグ発生
検査、平均熱膨張係数測定、の各種試験を行い、その特
性を評価した。耐溶接高温割れ性の評価は、図５に示す
クロスビード試験(Cross Bead Test：CBT)にて実施し
た。この試験はLNG 船用インバー合金の鋼板規格であ
る、Gaz Transport and Technigaz にて規定されている
試験である。予め突合わせ溶接を行ったビードA ７に対
して垂直に、ビードB ８を溶接する。ビードB ８の溶接
の際は図中矢印で示す方向に拘束応力９が付与される。
凝固割れはビードB８に、再熱割れはビードA ７内で且
つビードB ８の溶接熱影響部１０において発生する。ビ
ードA ７、ビードB ８の溶接は溶加材無添加のTIG 溶接
にて、溶接電流80A 、アーク電圧10V 、溶接速度100mm/
min にて行っている。ビードB ８の溶接時の拘束応力と
しては、15、20kgf/mm2 の２条件を採用しているが、目
標としては拘束応力20kgf/mm2 にて割れが発生しないこ
と、としている。試験終了後、発生した割れの総長さを
各拘束応力条件下で測定した。また、溶接部のスラグ発
生有無に関しては、上述溶接条件により1000mmの溶接部
を作製し、スタート部、エンド部各50mmを除く900mm の
溶接部を目視検査し、1 箇所でもスラグ発生が認められ
た場合にはこれを不合格とした。 なお、表1 に併記し
た各合金中に存在する脱酸生成物のAl／Mg比は、電解抽
出残渣分析を実施し、各金属元素量を定量した結果であ
る。この他、インバー合金の基本的特性である平均線膨
張係数に関しては熱間圧延前の鋼スラブから4mm φ×20
mmL の丸棒試験片を採取し、室温（約25℃）〜-196℃ま
での熱膨張率を測定し、実際にLNG 環境下で必要とされ
る20℃〜-180℃の測定値から平均線膨張係数を測定し
た。
（凝固割れ、再熱割れ）性試験、TIG 溶接部スラグ発生
検査、平均熱膨張係数測定、の各種試験を行い、その特
性を評価した。耐溶接高温割れ性の評価は、図５に示す
クロスビード試験(Cross Bead Test：CBT)にて実施し
た。この試験はLNG 船用インバー合金の鋼板規格であ
る、Gaz Transport and Technigaz にて規定されている
試験である。予め突合わせ溶接を行ったビードA ７に対
して垂直に、ビードB ８を溶接する。ビードB ８の溶接
の際は図中矢印で示す方向に拘束応力９が付与される。
凝固割れはビードB８に、再熱割れはビードA ７内で且
つビードB ８の溶接熱影響部１０において発生する。ビ
ードA ７、ビードB ８の溶接は溶加材無添加のTIG 溶接
にて、溶接電流80A 、アーク電圧10V 、溶接速度100mm/
min にて行っている。ビードB ８の溶接時の拘束応力と
しては、15、20kgf/mm2 の２条件を採用しているが、目
標としては拘束応力20kgf/mm2 にて割れが発生しないこ
と、としている。試験終了後、発生した割れの総長さを
各拘束応力条件下で測定した。また、溶接部のスラグ発
生有無に関しては、上述溶接条件により1000mmの溶接部
を作製し、スタート部、エンド部各50mmを除く900mm の
溶接部を目視検査し、1 箇所でもスラグ発生が認められ
た場合にはこれを不合格とした。 なお、表1 に併記し
た各合金中に存在する脱酸生成物のAl／Mg比は、電解抽
出残渣分析を実施し、各金属元素量を定量した結果であ
る。この他、インバー合金の基本的特性である平均線膨
張係数に関しては熱間圧延前の鋼スラブから4mm φ×20
mmL の丸棒試験片を採取し、室温（約25℃）〜-196℃ま
での熱膨張率を測定し、実際にLNG 環境下で必要とされ
る20℃〜-180℃の測定値から平均線膨張係数を測定し
た。
【００３４】表２に各種試験結果の一覧を示した。各合
金成分範囲、ならびに鋼中酸化物のAl／Mg比が本発明に
規定された値内となっている本発明合金1 〜8 に関して
は、クロスビード試験による再熱割れの発生はいずれの
拘束応力条件下でも起こっておらず、さらに溶接スラグ
の発生のない、美麗な溶接ビード外観を得ることができ
た。凝固割れも発生しなかった。これに対し、少なくと
も1 成分もしくはAl／Mg比が本発明範囲外となっている
比較合金9 〜16においては、凝固割れ、再熱割れ、スラ
グ発生、のいずれかが生じていることがわかる。
金成分範囲、ならびに鋼中酸化物のAl／Mg比が本発明に
規定された値内となっている本発明合金1 〜8 に関して
は、クロスビード試験による再熱割れの発生はいずれの
拘束応力条件下でも起こっておらず、さらに溶接スラグ
の発生のない、美麗な溶接ビード外観を得ることができ
た。凝固割れも発生しなかった。これに対し、少なくと
も1 成分もしくはAl／Mg比が本発明範囲外となっている
比較合金9 〜16においては、凝固割れ、再熱割れ、スラ
グ発生、のいずれかが生じていることがわかる。
【００３５】
【表２】
【００３６】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば合金中の化学成分、ならびにAl／Mg比を制御す
ることにより、耐溶接高温割れ性、さらには溶接部ビー
ド外観の両特性に優れた、LNG 用に用いることのでき
る、Fe-Ni 系インバー合金を製造することができ、工業
上優れた効果がもたらされる。
によれば合金中の化学成分、ならびにAl／Mg比を制御す
ることにより、耐溶接高温割れ性、さらには溶接部ビー
ド外観の両特性に優れた、LNG 用に用いることのでき
る、Fe-Ni 系インバー合金を製造することができ、工業
上優れた効果がもたらされる。
【図１】凝固割れの発生位置を示した図。
【図２】再熱割れの発生位置を示した図。
【図３】介在物中のAl／Mg組成比と再熱割れ長さとの関
係を示した図。
係を示した図。
【図４】各Sol.Al含有鋼における、溶接スラグ発生とC
量との関係を示した図。
量との関係を示した図。
【図５】耐再熱割れ性試験( クロスビード試験) 方法を
示した図である。
示した図である。
１ 母材 ２ 溶接金属 ３ 割れ（凝固割れ） ４ 後続の溶接部 ５ 先行の溶接部 ６ 割れ（再熱割れ） ７ ビードA ８ ビードB ９ 拘束応力 １０ 溶接熱影響部
Claims (3)
- 【請求項１】 重量% でC ：0.01% 以上0.05% 以下、S
i：0.01% 以上0.25%以下、Mn：0.01% 以上0.5%以下、P
：0.005%以下、S ：0.0010% 以下、Ni：30%以上45% 以
下、Sol.Al：0.005%以上0.03% 以下、Mg：0.0001% 以上
0.003%以下、N ：0.003%以下、O ：0.003%以下を含有
し、残部が実質的にFeからなり、かつ鋼板中に残存する
介在物組成の内、Al／Mg比が2.0 以下であることを特徴
とする、溶接性に優れたインバー合金。 - 【請求項２】 請求項1 に記載の合金が、重量% でさら
に、Cr：0.10% 以下、Co：0.10% 以下、Cu：0.10% 以
下、Mo：0.50% 以下のうちの１種または2 種以上を含有
することを特徴とする、溶接性に優れたインバー合金。 - 【請求項３】 請求項1 または請求項２に記載の合金
が、重量% でさらに、Ca：0.01% 以下、Zr：0.01% 以下
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、溶接性に優れたインバー合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30763999A JP2001131706A (ja) | 1999-10-28 | 1999-10-28 | 溶接性に優れたインバー合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30763999A JP2001131706A (ja) | 1999-10-28 | 1999-10-28 | 溶接性に優れたインバー合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001131706A true JP2001131706A (ja) | 2001-05-15 |
Family
ID=17971467
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30763999A Pending JP2001131706A (ja) | 1999-10-28 | 1999-10-28 | 溶接性に優れたインバー合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001131706A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008064624A3 (de) * | 2006-12-02 | 2008-09-04 | Thyssenkrupp Vdm Gmbh | Eisen-nickel-legierung mit hoher duktilität und geringem ausdehnungskoeffizienten |
| CN103273220A (zh) * | 2013-06-06 | 2013-09-04 | 上海工程技术大学 | 一种用于低热胀系数合金连接的焊接材料 |
| WO2015136333A1 (fr) * | 2014-03-14 | 2015-09-17 | Aperam | Alliage fer-nickel présentant une soudabilité améliorée |
| KR20210060683A (ko) * | 2012-10-09 | 2021-05-26 | 가즈트랑스포르 에 떼끄니가즈 | 직교 폴드들로 주름진 금속 멤브레인을 포함하는 유밀 및 단열 탱크 |
-
1999
- 1999-10-28 JP JP30763999A patent/JP2001131706A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008064624A3 (de) * | 2006-12-02 | 2008-09-04 | Thyssenkrupp Vdm Gmbh | Eisen-nickel-legierung mit hoher duktilität und geringem ausdehnungskoeffizienten |
| US8889066B2 (en) | 2006-12-02 | 2014-11-18 | Outokumpu Vdm Gmbh | Iron-nickel alloy with a high level of ductility and a low expansion coefficient |
| KR20210060683A (ko) * | 2012-10-09 | 2021-05-26 | 가즈트랑스포르 에 떼끄니가즈 | 직교 폴드들로 주름진 금속 멤브레인을 포함하는 유밀 및 단열 탱크 |
| KR102523584B1 (ko) * | 2012-10-09 | 2023-04-18 | 가즈트랑스포르 에 떼끄니가즈 | 직교 폴드들로 주름진 금속 멤브레인을 포함하는 유밀 및 단열 탱크 |
| CN103273220A (zh) * | 2013-06-06 | 2013-09-04 | 上海工程技术大学 | 一种用于低热胀系数合金连接的焊接材料 |
| WO2015136333A1 (fr) * | 2014-03-14 | 2015-09-17 | Aperam | Alliage fer-nickel présentant une soudabilité améliorée |
| CN106133178A (zh) * | 2014-03-14 | 2016-11-16 | 艾普伦 | 具有更高焊接性的铁镍合金 |
| US10633728B2 (en) | 2014-03-14 | 2020-04-28 | Aperam | Iron-nickel alloy having improved weldability |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040323 |