JP3365269B2 - 耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金 - Google Patents
耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金Info
- Publication number
- JP3365269B2 JP3365269B2 JP25108197A JP25108197A JP3365269B2 JP 3365269 B2 JP3365269 B2 JP 3365269B2 JP 25108197 A JP25108197 A JP 25108197A JP 25108197 A JP25108197 A JP 25108197A JP 3365269 B2 JP3365269 B2 JP 3365269B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- cracking
- hot cracking
- present
- welding
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐溶接高温割れ性
に優れたインバー合金に関する。
に優れたインバー合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年のエネルギー源の多様化、及びクリ
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（ＬＮＧ）と呼ばれている。このＬＮ
Ｇ輸送船及び陸上貯蔵用低温基地にはいくつかの構造形
式があるが、現在ではその多くがメンブレン構造を採用
している。
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（ＬＮＧ）と呼ばれている。このＬＮ
Ｇ輸送船及び陸上貯蔵用低温基地にはいくつかの構造形
式があるが、現在ではその多くがメンブレン構造を採用
している。
【０００３】このメンブレン方式を適応する場合の材料
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。オーステナイト系ステンレス鋼製メンブレン
においては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。
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。オーステナイト系ステンレス鋼製メンブレン
においては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。
【０００４】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、上記のよう
なコルゲーション構造を要することなく施工することが
できる。このため、Ｆｅ−Ｎｉ系インバー合金を適応し
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。
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、上記のよう
なコルゲーション構造を要することなく施工することが
できる。このため、Ｆｅ−Ｎｉ系インバー合金を適応し
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。
【０００５】しかしながら、Ｆｅ−Ｎｉ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が生じやすいこと
が大きな欠点となっている。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に示すように溶接金属Ａの凝固時に発生
する割れであるのに対し、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パスの熱影響を受
けた先行パス内の溶接金属において発生する割れであ
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−Ｎｉ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。
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が生じやすいこと
が大きな欠点となっている。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に示すように溶接金属Ａの凝固時に発生
する割れであるのに対し、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パスの熱影響を受
けた先行パス内の溶接金属において発生する割れであ
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−Ｎｉ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。
【０００６】従って、物理的性質（低線膨張係数）や機
械的性質を損なうことなく、耐溶接高温割れ性、特に耐
再熱割れ性が改善されたＬＮＧ用Ｆｅ−Ｎｉ系インバー
合金が嘱望され、特公昭５６−４５９８９号公報、特公
昭５７−３５２６０号公報、及び特公平３−４９９７９
号公報等の技術が提案されているが、十分な性能（耐溶
接高温割れ性）とは言い難い点もあった。
械的性質を損なうことなく、耐溶接高温割れ性、特に耐
再熱割れ性が改善されたＬＮＧ用Ｆｅ−Ｎｉ系インバー
合金が嘱望され、特公昭５６−４５９８９号公報、特公
昭５７−３５２６０号公報、及び特公平３−４９９７９
号公報等の技術が提案されているが、十分な性能（耐溶
接高温割れ性）とは言い難い点もあった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】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及びＳ等の不純物元素が挙げられてい
る。
−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及びＳ等の不純物元素が挙げられてい
る。
【０００８】このような背景をもとに、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、特開平昭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。
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、特開平昭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。
【０００９】しかしながら、上記した先行技術による合
金では、溶接条件によっては依然として溶接部における
高温割れを完全に抑制することはできない。本発明の目
的は、このような問題を解決するために、機械的性質、
物理的性質（低線膨張特性）を損なうことなく、耐溶接
高温割れ性を改善したＦｅ−Ｎｉ系インバー合金を提供
することにある。
金では、溶接条件によっては依然として溶接部における
高温割れを完全に抑制することはできない。本発明の目
的は、このような問題を解決するために、機械的性質、
物理的性質（低線膨張特性）を損なうことなく、耐溶接
高温割れ性を改善したＦｅ−Ｎｉ系インバー合金を提供
することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の合金は、重量％で、Ｃ：０．００１〜
０．０５％と、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％と、Ｍｎ：
０．０１〜０．５％と、Ｐ≦０．００５％と、Ｓ≦０．
００１％と、Ｎｉ：３０〜４５％と、Ａｌ：０．００１
〜０．０５％と、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％と、
Ｎ≦０．００３％と、Ｂ≦０．０００３％と、Ｏ≦０．
００３％と、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、
且つＭｇ％／Ａｌ％≧０．２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インバー合金である。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の合金は、重量％で、Ｃ：０．００１〜
０．０５％と、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％と、Ｍｎ：
０．０１〜０．５％と、Ｐ≦０．００５％と、Ｓ≦０．
００１％と、Ｎｉ：３０〜４５％と、Ａｌ：０．００１
〜０．０５％と、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％と、
Ｎ≦０．００３％と、Ｂ≦０．０００３％と、Ｏ≦０．
００３％と、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、
且つＭｇ％／Ａｌ％≧０．２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インバー合金である。
【００１１】（２）本発明の合金は、合金成分として、
重量％でさらに、Ｃｒ≦０．１％、Ｃｏ≦０．１％、Ｃ
ｕ≦０．１％、及びＭｏ≦０．５％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、上記（１）に記
載の耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金である。
重量％でさらに、Ｃｒ≦０．１％、Ｃｏ≦０．１％、Ｃ
ｕ≦０．１％、及びＭｏ≦０．５％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、上記（１）に記
載の耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金である。
【００１２】（３）本発明の合金は、合金成分として、
重量％でさらに、Ｃａ≦０．０１％、Ｚｒ≦０．０１
％、及びＴｉ≦０．０１％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、上記（１）または（２）
に記載の耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金であ
る。
重量％でさらに、Ｃａ≦０．０１％、Ｚｒ≦０．０１
％、及びＴｉ≦０．０１％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、上記（１）または（２）
に記載の耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金であ
る。
【００１３】
【発明の実施の形態】これまでの知見では、溶接高温割
れは、溶接金属凝固時に凝固樹枝状晶間に不純物元素が
濃化することによって生じると言われており、特にＰ，
Ｓを低減させることが有効であるとされてきたが、本発
明者らは前記元素の影響を詳細に検討する一方、介在物
の存在形態と高温割れの関係について鋭意研究を行い、
Ｐ，Ｓ，Ｂをはじめとする不純物元素を低減することに
加え、Ｍｇを添加し、且つＭｇ％／Ａｌ％の値を０．２
以上とするようにして、介在物の溶接金属内の粒界上生
成を抑制し、合金の物理的性質、機械的性質を損なうこ
となく溶接高温割れを防止することが可能な耐溶接高温
割れ性に優れたインバー合金を見出し、本発明を完成さ
せた。
れは、溶接金属凝固時に凝固樹枝状晶間に不純物元素が
濃化することによって生じると言われており、特にＰ，
Ｓを低減させることが有効であるとされてきたが、本発
明者らは前記元素の影響を詳細に検討する一方、介在物
の存在形態と高温割れの関係について鋭意研究を行い、
Ｐ，Ｓ，Ｂをはじめとする不純物元素を低減することに
加え、Ｍｇを添加し、且つＭｇ％／Ａｌ％の値を０．２
以上とするようにして、介在物の溶接金属内の粒界上生
成を抑制し、合金の物理的性質、機械的性質を損なうこ
となく溶接高温割れを防止することが可能な耐溶接高温
割れ性に優れたインバー合金を見出し、本発明を完成さ
せた。
【００１４】すなわち、本発明は合金組成を下記範囲に
限定することにより、機械的性質、物理的性質（低線膨
張特性）を損なうことなく、耐溶接高温割れ性を改善し
たＦｅ−Ｎｉ系インバー合金を提供することができる。
限定することにより、機械的性質、物理的性質（低線膨
張特性）を損なうことなく、耐溶接高温割れ性を改善し
たＦｅ−Ｎｉ系インバー合金を提供することができる。
【００１５】以下に本発明の合金の成分添加理由、成分
限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．００１〜０．０５％ Ｃは母材強度を確保する目的で添加される。しかしなが
ら、０．００１％未満ではその効果は得られず、一方
０．０５％を越えた添加では溶接高温割れを助長する。
このため、Ｃ添加量は０．００１〜０．０５％である。
限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．００１〜０．０５％ Ｃは母材強度を確保する目的で添加される。しかしなが
ら、０．００１％未満ではその効果は得られず、一方
０．０５％を越えた添加では溶接高温割れを助長する。
このため、Ｃ添加量は０．００１〜０．０５％である。
【００１６】Ｓｉ：０．０１〜０．２５％
Ｓｉは脱酸元素として添加される元素である。しかしな
がら、０．０１％未満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〜
０．２５％である。
がら、０．０１％未満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〜
０．２５％である。
【００１７】Ｍｎ：０．０１〜０．５％
Ｍｎは脱酸元素として添加される。しかしながら、０．
０１％未満ではその効果が小さく、一方０．５％を越え
た添加では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添加量は０．０１
〜０．５％である。
０１％未満ではその効果が小さく、一方０．５％を越え
た添加では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添加量は０．０１
〜０．５％である。
【００１８】Ｐ≦０．００５％
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％越え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
％以下である。
が、０．００５％越え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
％以下である。
【００１９】Ｓ≦０．００１％
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．
００１％を越えて含有した場合、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
０．００１％以下である。 Ｎｉ：３０〜４５％ 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３０〜４５％
である。
物として鋼中に必然的に含有される元素であるが、０．
００１％を越えて含有した場合、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
０．００１％以下である。 Ｎｉ：３０〜４５％ 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３０〜４５％
である。
【００２０】Ｎ≦０．００３％
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。このため、Ｎの
添加量は０．００３％以下である。
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。このため、Ｎの
添加量は０．００３％以下である。
【００２１】Ａｌ：０．００１〜０．０５％
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るが、０．００１％未
満ではその効果が不十分であり、０．０５％越えでは粗
大な酸化物を生成し、清浄度を劣化させ、極低温靭性を
低下させるとともに、溶接金属内のオーステナイト粒界
に偏析し、耐再熱割れ性を著しく低下させる。このため
Ａｌの添加量は０．００１〜０．０５％である。
脱酸剤として添加される元素であるが、０．００１％未
満ではその効果が不十分であり、０．０５％越えでは粗
大な酸化物を生成し、清浄度を劣化させ、極低温靭性を
低下させるとともに、溶接金属内のオーステナイト粒界
に偏析し、耐再熱割れ性を著しく低下させる。このため
Ａｌの添加量は０．００１〜０．０５％である。
【００２２】Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％
Ｍｇは本発明において重要な元素の１つである。Ｍｇは
酸素との結合力が強いことから脱酸剤として添加させる
元素である。さらにＭｇはＡｌ酸化物の凝集粗大化を抑
制し、Ａｌ−Ｍｇ複合酸化物を微細分散させる効果を有
する。この現象は溶接金属のオーステナイト粒界に割れ
の起点となる粗大酸化物の生成を抑制することに繋が
り、耐溶接高温割れ性を著しく向上させる。このＡｌ酸
化物の凝集粗大化を抑制させる効果は０．０００２％未
満の添加では顕著ではなく、０．０１％越えの添加では
合金の清浄度を著しく損なうとともに、本合金の必須特
性である低線膨張係数特性をも損なうおそれがある。従
ってＭｇの添加量は０．０００２〜０．０１％である。
酸素との結合力が強いことから脱酸剤として添加させる
元素である。さらにＭｇはＡｌ酸化物の凝集粗大化を抑
制し、Ａｌ−Ｍｇ複合酸化物を微細分散させる効果を有
する。この現象は溶接金属のオーステナイト粒界に割れ
の起点となる粗大酸化物の生成を抑制することに繋が
り、耐溶接高温割れ性を著しく向上させる。このＡｌ酸
化物の凝集粗大化を抑制させる効果は０．０００２％未
満の添加では顕著ではなく、０．０１％越えの添加では
合金の清浄度を著しく損なうとともに、本合金の必須特
性である低線膨張係数特性をも損なうおそれがある。従
ってＭｇの添加量は０．０００２〜０．０１％である。
【００２３】Ｏ≦０．００３％
合金中のＯは通常Ａｌ，Ｍｇ等の元素と結合して酸化物
を形成する。このような酸化物の存在は合金の清浄度を
劣化させるとともに、極低温靭性を低下させる。このた
めＯ含有量は０．００３％以下である。
を形成する。このような酸化物の存在は合金の清浄度を
劣化させるとともに、極低温靭性を低下させる。このた
めＯ含有量は０．００３％以下である。
【００２４】Ｂ≦０．０００３％
Ｂは本発明においては不純物として扱う。極微量の添加
によっても溶接時の樹枝状晶界面においてＢＮの析出を
起こし、再熱割れを助長する。このため、本発明におい
てその量は厳しく限定する必要がある。すなわちＢ含有
量は０．０００３％以下である。
によっても溶接時の樹枝状晶界面においてＢＮの析出を
起こし、再熱割れを助長する。このため、本発明におい
てその量は厳しく限定する必要がある。すなわちＢ含有
量は０．０００３％以下である。
【００２５】Ｍｇ％／Ａｌ％≧０．２
本発明者らは溶接高温割れと介在物の関係について鋭意
検討を行った結果、溶接金属のオーステナイト粒界上に
生成した酸化物が割れの起点となることを明らかにし
た。このため、Ｍｇ％／Ａｌ％バランスを種々変化させ
ることにより酸化物の形態制御を行った結果、Ｍｇ％／
Ａｌ％を適当な比率に制御することにより介在物の凝集
粗大化を抑制し、耐溶接高温割れ性を向上させる効果が
あることを見出した。この効果はＭｇ％／Ａｌ％比が
０．２以上の場合にのみ有効である。従って本発明合金
ではＭｇ％／Ａｌ％≧０．２である。
検討を行った結果、溶接金属のオーステナイト粒界上に
生成した酸化物が割れの起点となることを明らかにし
た。このため、Ｍｇ％／Ａｌ％バランスを種々変化させ
ることにより酸化物の形態制御を行った結果、Ｍｇ％／
Ａｌ％を適当な比率に制御することにより介在物の凝集
粗大化を抑制し、耐溶接高温割れ性を向上させる効果が
あることを見出した。この効果はＭｇ％／Ａｌ％比が
０．２以上の場合にのみ有効である。従って本発明合金
ではＭｇ％／Ａｌ％≧０．２である。
【００２６】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。 Ｃｒ≦０．１％、Ｃｏ≦０．１％、Ｃｕ≦０．１％、Ｍ
ｏ≦０．５％ 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
ことを目的と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≦０．１％、
Ｃｏ≦０．１％、Ｃｕ≦０．１％、Ｍｏ≦０．５％の範
囲で添加させることができる。
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。 Ｃｒ≦０．１％、Ｃｏ≦０．１％、Ｃｕ≦０．１％、Ｍ
ｏ≦０．５％ 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
ことを目的と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≦０．１％、
Ｃｏ≦０．１％、Ｃｕ≦０．１％、Ｍｏ≦０．５％の範
囲で添加させることができる。
【００２７】Ｃａ≦０．０１％、Ｚｒ≦０．０１％、Ｔ
ｉ≦０．０１％ これらの元素はいずれも脱酸、脱硫作用を有しており、
少なくとも１種以上を添加することにより耐溶接高温割
れ性を向上させることができる。しかしながら、多量添
加した場合には逆に溶接金属の粒界脆化を促進するとと
もに、合金の清浄度を著しく劣化させる。従ってこれら
元素の添加量はＣａ≦０．０１％、Ｚｒ≦０．０１％、
Ｔｉ≦０．０１％である。以下に本発明の実施例を挙
げ、本発明の効果を立証する。
ｉ≦０．０１％ これらの元素はいずれも脱酸、脱硫作用を有しており、
少なくとも１種以上を添加することにより耐溶接高温割
れ性を向上させることができる。しかしながら、多量添
加した場合には逆に溶接金属の粒界脆化を促進するとと
もに、合金の清浄度を著しく劣化させる。従ってこれら
元素の添加量はＣａ≦０．０１％、Ｚｒ≦０．０１％、
Ｔｉ≦０．０１％である。以下に本発明の実施例を挙
げ、本発明の効果を立証する。
【００２８】
【実施例】表１に示す化学成分を有する合金（Ｎｏ．１
〜１２：本発明合金、Ｎｏ．１３〜２４：比較合金）を
溶製し、熱延、焼鈍の各工程を経て、供試体を調整し
た。ここで、供試体Ｎｏ．１〜１２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Ｎｏ．１３〜２
４はその化学成分の少なくとも１つが本発明範囲外の化
学成分組成を有する比較合金である。
〜１２：本発明合金、Ｎｏ．１３〜２４：比較合金）を
溶製し、熱延、焼鈍の各工程を経て、供試体を調整し
た。ここで、供試体Ｎｏ．１〜１２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Ｎｏ．１３〜２
４はその化学成分の少なくとも１つが本発明範囲外の化
学成分組成を有する比較合金である。
【００２９】これらの供試体に対して図３に示すように
クロスビード方式のバレストレイン試験を実施し、溶接
高温割れ性を評価した。即ち、上記供試体より、板厚１
０ｍｍの試験体を採取し、この試験体に入熱２０ｋＪ／
ｃｍの条件によりＴＩＧ溶接を行い、第一ビードを形成
する。次いで、第一ビードと同じ条件で、第一ビードと
直行する方向に第二ビードのＴＩＧ溶接を行う。そし
て、第二ビードの溶接が第一ビード中央まで進行した時
に、試験体に対し、約２％の曲げ歪みを急激に付与す
る。試験終了後、室温まで冷却された試験体より、図３
中点線で示す位置で切断し、その割れを光学顕微鏡にて
観察する。切断位置Ａでは凝固割れ長さを、切断位置Ｂ
の第一ビード内で再熱割れ長さを測定、評価した。
クロスビード方式のバレストレイン試験を実施し、溶接
高温割れ性を評価した。即ち、上記供試体より、板厚１
０ｍｍの試験体を採取し、この試験体に入熱２０ｋＪ／
ｃｍの条件によりＴＩＧ溶接を行い、第一ビードを形成
する。次いで、第一ビードと同じ条件で、第一ビードと
直行する方向に第二ビードのＴＩＧ溶接を行う。そし
て、第二ビードの溶接が第一ビード中央まで進行した時
に、試験体に対し、約２％の曲げ歪みを急激に付与す
る。試験終了後、室温まで冷却された試験体より、図３
中点線で示す位置で切断し、その割れを光学顕微鏡にて
観察する。切断位置Ａでは凝固割れ長さを、切断位置Ｂ
の第一ビード内で再熱割れ長さを測定、評価した。
【００３０】表２にクロスビード型のバレストレイン試
験により溶接高温割れ長さを測定した結果を示す。比較
合金Ｎｏ．１３〜２４は、各々Ｂ量、Ｐ量、Ｓ量、Ｏ
量、Ｍｇ％／Ａｌ％比が本発明の範囲を外れるものであ
る。Ｐ添加量の多い比較合金Ｎｏ．１３〜１５において
は凝固割れが顕著に発生し、Ｓ，Ｂ，Ｏ，Ｍｇ％／Ａｌ
％比が本発明範囲外である比較合金Ｎｏ．１６〜２４に
おいては、先行ビード内に再熱割れが発生しており、耐
溶接高温割れ性が劣っていることが明らかである。 こ
れに対し、本発明合金Ｎｏ．１〜１２は凝固割れ、再熱
割れともに全く発生しておらず、耐溶接高温割れ性に優
れていることがわかる。
験により溶接高温割れ長さを測定した結果を示す。比較
合金Ｎｏ．１３〜２４は、各々Ｂ量、Ｐ量、Ｓ量、Ｏ
量、Ｍｇ％／Ａｌ％比が本発明の範囲を外れるものであ
る。Ｐ添加量の多い比較合金Ｎｏ．１３〜１５において
は凝固割れが顕著に発生し、Ｓ，Ｂ，Ｏ，Ｍｇ％／Ａｌ
％比が本発明範囲外である比較合金Ｎｏ．１６〜２４に
おいては、先行ビード内に再熱割れが発生しており、耐
溶接高温割れ性が劣っていることが明らかである。 こ
れに対し、本発明合金Ｎｏ．１〜１２は凝固割れ、再熱
割れともに全く発生しておらず、耐溶接高温割れ性に優
れていることがわかる。
【００３１】なお、本発明による合金の室温での引張特
性（0.2 ％耐力、引張強さ、伸び）、30〜100 ℃までの
平均熱膨脹係数は本実施例の本発明合金Ｎｏ．１で以下
の如くである。 ・引張特性：0.2 ％耐力＝２００ＭＰａ、引張強さ＝４
００ＭＰａ、伸び＝３０％、・平均熱膨脹係数＝１．０
〜２．０×１０-6／℃
性（0.2 ％耐力、引張強さ、伸び）、30〜100 ℃までの
平均熱膨脹係数は本実施例の本発明合金Ｎｏ．１で以下
の如くである。 ・引張特性：0.2 ％耐力＝２００ＭＰａ、引張強さ＝４
００ＭＰａ、伸び＝３０％、・平均熱膨脹係数＝１．０
〜２．０×１０-6／℃
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【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、合金中の化学成分を選定、添加量を制御する
ことにより、耐溶接高温割れ性に優れたＬＮＧ用Ｆｅ−
Ｎｉ系インバー合金を提供することができ、工業上優れ
た効果を有する。
によれば、合金中の化学成分を選定、添加量を制御する
ことにより、耐溶接高温割れ性に優れたＬＮＧ用Ｆｅ−
Ｎｉ系インバー合金を提供することができ、工業上優れ
た効果を有する。
【図１】溶接凝固割れの発生位置を示した図。
【図２】溶接再熱割れの発生位置を示した図。
【図３】本発明の実施例に係るバレストレイン試験方
法、及び高温割れ観察位置を示した図。
法、及び高温割れ観察位置を示した図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平11−61341（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−157136（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−177164（ＪＰ，Ａ)
特開 昭53−83921（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％
と、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％と、Ｍｎ：０．０１〜
０．５％と、Ｐ≦０．００５％と、Ｓ≦０．００１％
と、Ｎｉ：３０〜４５％と、Ａｌ：０．００１〜０．０
５％と、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％と、Ｎ≦０．
００３％と、Ｂ≦０．０００３％と、Ｏ≦０．００３％
と、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、且つＭｇ
％／Ａｌ％≧０．２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インバー合金。 - 【請求項２】 合金成分として、重量％でさらに、Ｃｒ
≦０．１％、Ｃｏ≦０．１％、Ｃｕ≦０．１％、及びＭ
ｏ≦０．５％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に記載の耐溶接高温割れ性に
優れたインバー合金。 - 【請求項３】 合金成分として、重量％でさらに、Ｃａ
≦０．０１％、Ｚｒ≦０．０１％、及びＴｉ≦０．０１
％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または２に記載の耐溶接高温割れ性に優
れたインバー合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25108197A JP3365269B2 (ja) | 1997-09-16 | 1997-09-16 | 耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25108197A JP3365269B2 (ja) | 1997-09-16 | 1997-09-16 | 耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1192873A JPH1192873A (ja) | 1999-04-06 |
| JP3365269B2 true JP3365269B2 (ja) | 2003-01-08 |
Family
ID=17217364
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25108197A Expired - Fee Related JP3365269B2 (ja) | 1997-09-16 | 1997-09-16 | 耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3365269B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR102310152B1 (ko) * | 2014-03-14 | 2021-10-12 | 아뻬랑 | 용접성이 개선된 철-니켈 합금 |
-
1997
- 1997-09-16 JP JP25108197A patent/JP3365269B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1192873A (ja) | 1999-04-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA2415573C (en) | High strength steel weld having improved resistance to cold cracking and a welding method | |
| JP6197885B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 | |
| KR20210033519A (ko) | 가스 메탈 아크 용접용 솔리드 와이어 | |
| KR102639546B1 (ko) | 가스 메탈 아크 용접용 솔리드 와이어 및 가스 메탈 아크 용접 방법 | |
| KR19990036151A (ko) | 산화분위기중에서 접합 가능한 Ｆｅ기 재료의 액상 확산 접합용 Ｆｅ기 합금 박 | |
| EP4159884A1 (en) | Solid wire for gas metal arc welding use | |
| WO1995026419A1 (fr) | Feuille d'alliage de soudure par diffusion en phase liquide pour materiau resistant a la chaleur pouvant etre soude en atmosphere oxydante | |
| JP2003213366A (ja) | 母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 | |
| JP3329261B2 (ja) | 高温高強度鋼用溶接材料および溶接継手 | |
| TWI775607B (zh) | 焊接接頭及其製造方法 | |
| JP2004042116A (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接ワイヤ | |
| JP3894703B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用ワイヤ | |
| JP4116857B2 (ja) | 溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管 | |
| JP3365269B2 (ja) | 耐溶接高温割れ性に優れたインバー合金 | |
| JPS60231591A (ja) | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接用ワイヤ | |
| JP4066879B2 (ja) | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4374104B2 (ja) | 超微細鋼からなる、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手及び構造体 | |
| JP2000212701A (ja) | 耐溶接高温割れ性および熱間加工性に優れたインバ―合金 | |
| JP2002018593A (ja) | 低合金耐熱鋼用溶接材料および溶接金属 | |
| JPH068487B2 (ja) | 溶接ボンド部靭性の優れたフェライト系耐熱鋼 | |
| JP4418115B2 (ja) | レーザー溶接部の靱性に優れた高強度鋼 | |
| JP2002161329A (ja) | 溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼 | |
| JP4361424B2 (ja) | 溶接用超高純度フェライト系鉄合金とその溶接方法および溶接構造物 | |
| JP2001131706A (ja) | 溶接性に優れたインバー合金 | |
| JP3384318B2 (ja) | 酸化物分散低熱膨張合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |