JP4760299B2

JP4760299B2 - 溶接継手及びその製造方法

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Publication number: JP4760299B2
Application number: JP2005310797A
Authority: JP
Inventors: 友弥川畑; 和茂有持
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2005-10-26
Filing date: 2005-10-26
Publication date: 2011-08-31
Anticipated expiration: 2025-10-26
Also published as: JP2007119811A; WO2007049367A1

Description

本発明は、溶接継手及びその製造方法に関する。詳しくは、−６０℃以下の低温環境下で使用することを前提とした溶接継手及びその製造方法に関し、更に詳しくは、液化石油ガス（以下、「ＬＰＧ」という。）や液化天然ガス（以下、「ＬＮＧ」という。）など低温の液体を貯蔵するためのタンク、なかでも−１６５℃という極低温のＬＮＧを貯蔵するＬＮＧタンクの溶接を大入熱化しても十分な安全性を確保することができる溶接継手及びその製造方法に関する。

ＬＰＧやＬＮＧなどを貯蔵する所謂「低温用タンク」を製造するための母材（素材鋼）には、安全性確保の面から優れた破壊靱性が要求される。

例えば、ＬＮＧタンクに使用される質量％で９％のＮｉを含む所謂「９％Ｎｉ鋼」においては、ＬＮＧの貯蔵温度である−１６５℃での母材及び溶接継手の脆性破壊伝播停止特性など破壊に対する抵抗性が求められる。このため、母材特性の改善のために、ＰやＳをはじめとする不純物元素の含有量の低減やＣ含有量の低減など化学組成の改善が実施され、また、焼入れ（Ｑ）−２相域焼入れ（Ｌ）−焼戻し（Ｔ）の所謂「３段熱処理法」を適用することによって、金属組織を適正化することが行われてきた。

また、９％Ｎｉ鋼の溶接施工に関しては、一般に、破壊に対する抵抗性の確保、つまり、破壊安全性の面から、オーステナイト系の溶接材料が用いられ、当初は被覆アーク溶接（以下、「ＳＭＡＷ」という。）でのみ実施されていたが、横向き溶接については、サブマージアーク溶接（以下、「ＳＡＷ」という。）の適用などで高能率化が図られてきた。また、立て向き溶接については、自動ＴＩＧ溶接の適用が進められたが、ＴＩＧ溶接は溶着速度が低く、能率の観点から改善が望まれてきた。

そのため、特許文献１〜３に、１トーチ２電極化による溶着速度の向上を狙った技術が開示され、また、非特許文献１には、上記の１トーチ２電極化の技術がプレストレストコンクリートＬＮＧタンクに適用された例が記載されている。

ＴＩＧ溶接はビード形状が美麗であり、溶接後の手直しの必要性が低い点で優れている。しかしながら、上記の２電極化を達成した技術によっても多層溶接による能率の低下は避けられない。

一方、一般鋼の場合には、近年、溶接施工の際の大入熱化がますます盛んになって、母材や溶接材料の開発とともに大入熱化技術の開発が成熟して、溶接施工の高能率化が実現している。

例えば、非特許文献２には、コンテナ船の重要溶接部位である「ハッチコーミング」や「シアストレイキ」などに大入熱のエレクトロガスアーク溶接（以下、「ＥＧＷ」ともいう。）が適用され、厚肉部材も単層溶接で施工ができるようになったことが記載されている。

また、非特許文献３には、建築構造物の溶接、なかでもボックス柱のダイヤフラム部の溶接にエレクトロスラグ溶接が適用された例が記載されている。

しかしながら、９％Ｎｉ鋼を母材とする極低温タンクの溶接施工には、上記の大入熱溶接技術に比べて能率の低いＳＭＡＷやＴＩＧ溶接が未だに用いられており、高能率化への要望が大きい。

特開平９−２７７０５２号公報特開平９−２７７０５５号公報特開平９−２９５１５４号公報小林、結城、牛尾、田中、上野、山下：「２電極高能率ＴＩＧ溶接法（ＳＥＤＡＲ−ＴＩＧ）の開発と実用化」、溶接構造シンポジウム２００２講演論文集、４１１〜４１４ページ皆川、石田、船津、今井：「大型コンテナ船用大入熱溶接対応降伏強度３９０ＭＰａ級鋼板」、新日鉄技報第３８０号（２００４）、６〜８ページ壱岐、大西、大竹、岡口、横山、波多野：「溶接性に優れた建築用高性能ＨＴ５９０鋼板の開発」、住友金属Ｖｏｌ．５０（１９９８）Ｎｏ．１、４３〜４７ページ

本発明の目的は、所謂「９％Ｎｉ鋼」に溶接施工の高能率化のための大入熱溶接を適用した場合にも破壊安全性の確保ができる溶接継手及びその製造方法を提供することである。

溶接施工の高能率化は大入熱化によって達成することができる。このため、本発明者らは、９％Ｎｉ鋼を溶接した場合に、機械的特性と破壊に対する抵抗性がともに良好である溶接継手が得られる高能率の大入熱溶接方法について種々検討を行った。

その結果、大入熱溶接方法のうちでも特に立て向き溶接が可能なガスメタルアーク溶接（以下、「ＧＭＡＷ」という。）及びＥＧＷが９％Ｎｉ鋼の溶接の高能率化に適しているとの知見が得られた。

そこで次に、９％Ｎｉ鋼を母材として種々の条件でＧＭＡＷ及びＥＧＷを行って溶接施工性の詳細な評価を実施するとともに、溶接継手の機械的特性及び破壊特性を調査した。

その結果、母材、溶接条件、或いはそれらの組み合わせについて下記（ａ）〜（ｉ）の知見を得た。

（ａ）従来９％Ｎｉ鋼の溶接には行われていなかったＧＭＡＷやＥＧＷの場合にも、特定の化学組成の母材（９％Ｎｉ鋼）とオーステナイト系のハステロイ（登録商標）系材料又はインコネル（登録商標）系材料の溶加材を組み合わせ、溶接金属の組織と硬さを適正化することによって、優れた破壊特性を具備させることができる。

（ｂ）９％Ｎｉ鋼を上記オーステナイト系の溶加材を用いて適正な条件でＧＭＡＷやＥＧＷによって接合した溶接継手の場合、溶接金属の組織はオーステナイトになる。

（ｃ）オーステナイト単相の溶接金属の降伏点は溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」ともいう。）のそれに比べて低いため、両者のビッカース硬さの差が極めて大きくなることがある。

（ｄ）軟らかいオーステナイトの溶接金属と硬いＨＡＺとが隣接している状況下においては、一般に、所謂「フュージョンライン」であるボンド部に疲労き裂を導入してき裂開口変位（以下、「ＣＴＯＤ」という。）試験を実施しても、降伏が先行する溶接金属部において延性き裂が発生し、これが連結することによって荷重が低下してＣＴＯＤ試験が終了する。つまり、オーステナイトは極めて脆性破壊しにくい組織であるから、一般に、ＨＡＺの耐脆性破壊特性が極端に悪くない限り、ＣＴＯＤ試験は脆性破壊で終了することはない。したがって、脆性破壊で終了させないためには、溶接金属部の硬さがＨＡＺの硬さに比べて低い、つまりアンダーマッチングである必要がある。

（ｅ）しかしながら、溶接金属とＨＡＺの硬さの差が大きすぎる場合、つまり溶接熱影響部の硬さが極端に高い場合には、（ｄ）の理由で初期の段階における変形は溶接金属で多く起こるものの、結局小さな変形レベルでＨＡＺから脆性破壊が発生してしまう。

（ｆ）ＣＴＯＤ値はマクロな変形レベルから算出される量であるため、基本的には、溶接金属とＨＡＺとの硬さの差が大きいほどＣＴＯＤ値は小さくなる。このことを数値で標記すれば、以下のような表現が可能である。すなわち、溶接金属のビッカース硬さ（以下、「ＨＶ_WM」という。）と溶接熱影響部のビッカース硬さ（以下、「ＨＶ_HAZ」という）との差は溶接継手の破壊特性、特にＣＴＯＤ特性に大きく影響するため、「ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM」の値が大きすぎると溶接熱影響部の脆性破壊が促進されるという意味でＣＴＯＤ値の低下が著しくなる。

（ｇ）次に、溶接金属の延性破壊抵抗の検討を行ったところ、オーステナイト組織の延性破壊特性をコントロールする上で重要な視点が二つあることが判った。先ず一つ目は、溶接金属自身の強度を高くしすぎないことである。高強度はその強化手段が固溶強化であれ、析出強化であれ、著しく延性破壊抵抗を損なう。もう一つの知見として溶接金属中の介在物量の増加もまた延性破壊抵抗を損なうことが判った。つまり、溶接金属中の介在物量を低減すれば、延性破壊抵抗が向上してＣＴＯＤ特性を高めることができるということである。これは、介在物（酸化物がその代表である）が溶接金属に分散していると、形状により差はあるものの、歪集中が生じて、延性ボイドの発生が助長されるので、酸化物の量が多い場合には小さな変形レベルで歪集中部から発生した延性ボイドが連結して、ＣＴＯＤ値が顕著に低下する。上記の（ａ）〜（ｆ）において溶接熱影響部の脆性破壊を防止できたとしても、溶接金属の延性破壊抵抗が乏しい状態であれば、構造物の破壊安全性が高いとはいえない。

（ｈ）溶接金属中の介在物の量はシールドガスとして使用するガスの種類に大きな影響を受ける。つまり、シールドガス成分に酸素（Ｏ₂）や二酸化炭素（ＣＯ₂）が豊富に入っていると高温でのアーク反応を経て、酸素が溶接金属中に溶け、更には、酸化物として晶出或いは析出する。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（５）に示す溶接継手及び（６）に示す溶接継手の製造方法にある。

（１）母材が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：６．０〜１０．０％及びＡｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる溶接継手であって、オーステナイト系のハステロイ（登録商標）系材料又はインコネル（登録商標）系材料の溶加材を用いてガスメタルアーク溶接又はエレクトロガスアーク溶接によって接合され、溶接金属の組織がオーステナイトで、且つ、下記(1)式及び(2)式を満足することを特徴とする溶接継手。
ＨＶ_WM≦２５０・・・・・(1)、
０≦ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM≦２００・・・・・(2)。
ここで、ＨＶ_WMは溶接金属のビッカース硬さ、ＨＶ_HAZは溶接熱影響部のビッカース硬さを表す。

（２）母材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下及びＢ：０．００５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の溶接継手。

（３）母材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下及びＺｒ：０．０５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の溶接継手。

（４）母材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶接継手。

（５）−６０℃以下の低温環境下で使用することを特徴とする上記（１）から（４）までのいずれかに記載の溶接継手。

（６）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の母材とオーステナイト系の溶加材を用いて、溶接時の入熱量を４．０ｋＪ／ｍｍ以上、シールドガス中のＣＯ₂及びＯ₂の分率をいずれも２０％以下として、ガスメタルアーク溶接又はエレクトロガスアーク溶接を行うことを特徴とする溶接継手の製造方法。

以下、上記（１）〜（５）の溶接継手に係る発明及び（６）の溶接継手の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（６）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

なお、本発明でいう「ビッカース硬さ」は、溶接金属又は溶接熱影響部において複数の箇所で測定したビッカース硬さの平均値を指す。便宜的には「溶接金属のビッカース硬さ」は、溶接金属部の１／４ｔライン（但し、「ｔ」は板厚を指す。）で複数回打刻したビッカース硬さから平均値を算出すればよく、「溶接熱影響部のビッカース硬さ」は「ボンド部」〜「ボンド部から母材側に１ｍｍ離れた地点」の間の領域を打刻したビッカース硬さから平均値を算出すればよい。

また、「溶接金属の組織」とは溶接金属のあらゆる部分の組織を指す。つまり、「溶接金属の組織がオーステナイト」とは溶接金属のどの部分を観察しても、すべてオーステナイトとなっていることを指す。

本発明の溶接継手は、良好な破壊靱性、特に、良好なＣＴＯＤ特性を有し脆性破壊に対する大きな抵抗性を確保することができるので、低温の液体を貯蔵するためのタンクの溶接継手、なかでも−１６５℃という極低温のＬＮＧを貯蔵するＬＮＧタンクの溶接継手として用いることができる。この溶接継手は、所謂「９％Ｎｉ鋼」に大入熱溶接を適用する本発明の方法によって比較的容易に得ることが可能で溶接施工の高能率化が実現できるため、産業上極めて有益である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）溶接継手の母材の化学組成
Ｃ：０．０１〜０．２％
Ｃは、強度確保の観点から０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなると靱性の低下をきたし、特に、０．２％を超えると靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．０１〜０．２％とした。なお、優れた靱性の確保という点からは、Ｃ含有量の上限は０．１％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸作用を有するほか、強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の含有量が必要である。しかしながら、その含有量が多すぎると溶接継手靱性などの低下をきたす。特に、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、溶接継手の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜１．０％とした。なお、良好な溶接継手靱性確保という点からは、Ｓｉ含有量の上限は０．５０％とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素であり、０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が多すぎると溶接性の低下をきたし、また、母材及び溶接継手の特性が不均一になる。特に、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、溶接性の低下が顕著になり、また、母材及び溶接継手の特性の不均一化が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．１〜２．０％とした。なお、Ｍｎの含有量の上限は１．０％とすることが好ましい。

Ｎｉ：６．０〜１０．０％
Ｎｉは、強度及び靱性を同時に向上させる作用を有し、低温の液体を貯蔵するためのタンク、なかでも−１６５℃という極低温のＬＮＧを貯蔵するＬＮＧタンクを製造するための母材に欠かせない元素であり、６．０％以上の含有量が必要である。しかしながら、１０．０を超えて含有させてもその効果は飽和しコストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｉの含有量を６．０〜１０．０％とした。

Ａｌ：Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸元素であり、鋼の清浄性を確保するために０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が多すぎると、粗大なＡｌ₂Ｏ₃を生成したり、溶接継手のＣＴＯＤ特性が低下する。特に、Ａｌの含有量が０．１％を超えると、粗大なＡｌ₂Ｏ₃の生成が顕著になり、また、溶接継手の靱性低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．１％とした。なお、Ａｌの含有量が低いほど溶接継手の靱性面で有利であるので、溶接継手の靱性をより重視する場合には、Ａｌ含有量の上限は０．０５％とすることが好ましい。Ａｌ含有量の上限を０．０５％と低く抑えれば、ＡｌＮに起因する連続鋳造時のスラブ表面品質の劣化を防止することもできる。

上記の理由から、本発明（１）に係る溶接継手の母材の化学組成を、上述した範囲のＣからＡｌまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることと規定した。

なお、本発明に係る溶接継手の母材の化学組成は、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、後述する第１群〜第３群に示される元素を任意に含有させたものでもよい。

以下、上記第１群〜第３群の任意添加元素に関して説明する。

第１群：Ｃｕ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下及びＢ：０．００５％以下
Ｃｕは、強度を高める作用を有する。しかしながら、Ｃｕの含有量が１％を超えると、溶接性が損なわれる。したがって、Ｃｕの含有量を１％以下とした。なお、前記したＣｕの効果を確実に得るためには、その含有量を０．１％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＣｕの含有量は０．１〜１％である。

Ｃｒは、強度を高める作用を有する。しかしながら、Ｃｒの含有量が１％を超えると、溶接性が損なわれる。したがって、Ｃｒの含有量を１％以下とした。なお、前記したＣｒの効果を確実に得るためには、その含有量を０．１％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＣｒの含有量は０．１〜１％である。

Ｍｏは、強度を高める作用を有する。しかしながら、Ｍｏの含有量が１％を超えると、溶接性が損なわれる。したがって、Ｍｏの含有量を１％以下とした。なお、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、その含有量を０．１％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＭｏの含有量は０．１〜１％である。

Ｂは、強度を高める作用を有する。すなわち、Ｂは粒界に偏析して強度改善効果を有する。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、靱性が損なわれる。したがって、Ｂの含有量を０．００５％以下とした。なお、前記したＢの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＢの含有量は０．０００５〜０．００５％である。

上記のＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢのうちのいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で含有することができる。

第２群：Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下及びＺｒ：０．０５％以下
Ｖは、組織を微細化して靱性を高める作用を有し、特に、オンラインでの加速冷却によって母材を製造する際の組織微細化に効果を発揮する。しかしながら、Ｖの含有量が多すぎると溶接継手の靱性低下をきたし、特に、０．１％を超えると、溶接継手の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｖの含有量を０．１％以下とした。なお、前記したＶの効果を確実に得るためには、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＶの含有量は０．００５〜０．１％である。

Ｎｂは、組織を微細化して靱性を高める作用を有し、特に、オンラインでの加速冷却によって母材を製造する際の組織微細化に効果を発揮する。しかしながら、Ｎｂの含有量が多すぎると溶接継手の靱性低下をきたし、特に、０．１％を超えると、溶接継手の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．１％以下とした。なお、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＮｂの含有量は０．００５〜０．１％である。

Ｔｉは、組織を微細化して靱性を高める作用を有し、特に、オンラインでの加速冷却によって母材を製造する際の組織微細化に効果を発揮する。しかしながら、Ｔｉの含有量が多すぎると溶接継手の靱性低下をきたし、特に、０．１％を超えると、溶接継手の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．１％以下とした。なお、前記したＴｉの効果を確実に得るためには、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。したがって、望ましいＴｉの含有量は０．００５〜０．１％である。

Ｚｒは、組織を微細化して靱性を高める作用を有し、特に、オンラインでの加速冷却によって母材を製造する際の組織微細化に効果を発揮する。しかしながら、Ｚｒの含有量が多すぎると溶接継手の靱性低下をきたし、特に、０．０５％を超えると、溶接継手の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｚｒの含有量を０．０５％以下とした。なお、前記したＺｒの効果を確実に得るためには、その含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＺｒの含有量は０．００３〜０．０５％である。

上記のＶ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｒのうちのいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で含有することができる。

第３群：Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、ＭｎＳの生成を防止して母材の板厚方向特性を向上させる作用、なかでも母材の板厚方向のシャルピー吸収エネルギー値を増大させる作用を有する。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、鋼の清浄性が損なわれる。したがって、Ｃａの含有量を０．００５％以下とした。なお、前記したＣａの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＣａの含有量は０．０００５〜０．００５％である。

上記の理由から、本発明（２）に係る溶接継手の母材の化学組成を、本発明（１）における溶接継手の母材のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下及びＢ：０．００５％以下のうちから選択される１種以上を含有することと規定した。

また、本発明（３）に係る溶接継手の母材の化学組成を、本発明（１）又は本発明（２）における溶接継手の母材のＦｅの一部に代えて、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下及びＺｒ：０．０５％以下のうちから選択される１種以上を含有することと規定した。

更に、本発明（４）に係る溶接継手の母材の化学組成を、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかにおける溶接継手の母材のＦｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５％以下を含有することと規定した。

（Ｂ）溶接金属
（Ａ）項で述べた化学組成を有する母材（９％Ｎｉ鋼）とオーステナイト系の溶加材を組み合わせて、例えば、後述の条件で、ＧＭＡＷやＥＧＷによって溶接された本発明の溶接継手における溶接金属の組織はオーステナイトになる。溶接金属の延性破壊抵抗を改善するためには、強度を低く抑える必要がある。つまり、良好なＣＴＯＤ特性を確保するためには、ビッカース硬さを２５０以下とする必要がある。

すなわち、一般に、オ−ステナイト系材料を含めて、材料の強度（硬さ）が上昇すれば伸びが低下する。これは、強度上昇が転位密度の増加など、伸びを減少させるメカニズムに基づくためである。そして、溶接金属のビッカース硬さ、つまり、ＨＶ_WMが２５０を超えると、後述する実施例に示すようにＣＴＯＤ値が大きく低下してしまう。したがって、前記の(1)式、つまり、「ＨＶ_WM≦２５０」を満たすことと規定した。

なお、既に述べたように、「溶接金属のビッカース硬さ」は、溶接金属部の１／４ｔラインで複数回打刻して得たビッカース硬さから平均値を算出すればよい。

（Ｃ）溶接金属のビッカース硬さと溶接熱影響部のビッカース硬さとの差（ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM）
脆性破壊に対する抵抗性を表す尺度であるＣＴＯＤ値はマクロな変形レベルから算出される量である。溶接金属が脆性破壊しにくいオーステナイト組織の場合、前述のように、一般には、ＨＡＺの耐脆性破壊特性が極端に悪くない限り、ＣＴＯＤ試験は脆性破壊で終了することはない。脆性破壊で終了させないためには、溶接金属部の硬さがＨＡＺの硬さに比べて低いことが必要である。つまり、「ＨＶ_WM≦ＨＶ_HAZ」、したがって、前記(2)式のうちの「０≦ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM」を満たす必要がある。

一方、溶接金属とＨＡＺとのビッカース硬さの差が大きいほどＣＴＯＤ値は小さくなる。なかでも、「ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM」の値は溶接継手の破壊特性、特にＣＴＯＤ特性に大きく影響する。

図１は、０．０５％Ｃ−０．７％Ｍｎ−０．２５％Ｓｉ−９．０％Ｎｉ−０．０２５％Ａｌの化学組成を有する厚さ２５ｍｍの９％Ｎｉ鋼の母材に開先角度片側５゜、ルートギャップ５ｍｍのＶ開先加工を施して、オーステナイト系の溶加材としてＮｉ基の合金であるハステロイＴＧＳ−７０９Ｓ（登録商標）を用いて下記の条件でＥＧＷし、後述の実施例に示すのと同じ方法でＣＴＯＤ試験して調査した、限界ＣＴＯＤ値（図１では単に「ＣＴＯＤ値」と表記した。）に及ぼす「ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM」の影響を示す図である。

・入熱：１０．０ｋＪ／ｍｍ、
・シールドガス：Ｈｅガス単体（１００％Ｈｅ）、
・パス数：１。

図１に示すように、「ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM」の値が２００を超えると、ＣＴＯＤ値の低下が著しくなって、完全な不活性ガスをシールドガスとして用いた場合にも、これまでの９％Ｎｉ−ＴＩＧ継手の実績レベルであるＣＴＯＤ値で０．８ｍｍを確保できない。したがって、ＣＴＯＤ値で０．８ｍｍを確保するためには、前記(2)式のうちの「ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM≦２００」を満たす必要がある。

以上より、前記の(2)式、つまり、「０≦ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM≦２００」を満たすことと規定した。

なお、既に述べたように、「溶接熱影響部のビッカース硬さ」は、「ボンド部」〜「ボンド部から母材側に１ｍｍ離れた地点」の間の領域を複数回打刻して得たビッカース硬さから平均値を算出すればよい。

（Ｄ）使用環境
本発明の溶接継手は、常温で使用できる他、低温においても破壊靭性特性が良好であることから、ＬＰＧやＬＮＧなどを貯蔵する低温用タンクを製造するのに用いる溶接継手としても使用することができる。より具体的には、−６０℃以下といった低温環境下でも使用することが可能である。

したがって、本発明（５）に係る溶接継手を、−６０℃以下の低温環境下で使用することと規定した。

（Ｅ）溶接条件
極低温下で用いられる鋼の溶接法として従来行われていたＳＡＷは多電極化による大入熱溶接が可能であるが、立て向き溶接が可能ではない。したがって、本発明においては、大入熱溶接方法のうちでも立て向き溶接が可能なＧＭＡＷ又はＥＧＷによって溶接することと規定する。

但し、溶接時の入熱量が４．０ｋＪ／ｍｍ未満の場合には、本発明が目的とする溶接施工の高能率化を実現することができない。また、溶接の際のシールドガス中のＣＯ₂とＯ₂分率のいずれかが２０％を超えると、高温でのアーク反応を経て、酸素が溶接金属中に溶け、更には、酸化物として晶出或いは析出し、酸化物の形状により大小の差はあるものの、歪集中が生じて延性ボイドの発生が助長されて、ＣＴＯＤ値が著しく低下して、溶接金属の延性破壊抵抗が著しく損なわれることから、本発明にて破壊安全性確保の基準として採用している限界ＣＴＯＤ（δc）値で０．８ｍｍを確保できない。

したがって、本発明（６）においては、溶接時の入熱量を４．０ｋＪ／ｍｍ以上とし、また、シールドガス中のＣＯ₂及びＯ₂の分率を２０％以下とした。

なお、溶接時の入熱量の上限は、特に規定しないが、実際的なＬＮＧタンクの板厚を考慮すれば３０．０ｋＪ／ｍｍとするのがよい。

（Ａ）項で述べた化学組成を有する９％Ｎｉ鋼の母材を、オーステナイト系のハステロイ（登録商標）系材料又はインコネル（登録商標）系材料の溶加材を用い、上記の入熱量とシールドガス条件を満たすようにしてＧＭＡＷ又はＥＧＷによって溶接することによって、すなわち、本発明（６）の方法で溶接することによって、（Ｂ）項で述べた溶接金属の規定及び（Ｃ）項で述べた「ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM」の規定を満たす本発明（１）〜（４）の溶接継手を得ることができる。また、本発明（１）〜（４）の溶接継手は（Ｄ）項で述べた使用環境で使用する本発明（５）の溶接継手として用いることができる。

母材である９％Ｎｉ鋼の鋼板は、例えば、次のようにして製造すればよい。なお、以下の記述は製造法の単なる例示であり、本発明の範囲を何ら制限するものではない。

〈１〉成分調整を終えた９％Ｎｉ鋼の溶鋼を一般的な条件で連続鋳造してスラブとし、厚板工場へ搬送する。
〈２〉厚板工場へ到着したスラブを加熱炉で、例えば、１０５０℃に再加熱する。
〈３〉加熱炉から抽出したスラブを熱間圧延機でリバース圧延して、所定の板厚に仕上げる。
〈４〉圧延を終えた鋼板を、成品サイズにシャー切断する。
〈５〉切断した鋼板を、例えば、焼入れ（Ｑ）温度を８１０℃、２相域焼き入れ（Ｌ）温度を５８０℃、焼戻し（Ｔ）温度を５００℃として、Ｑ−Ｌ−Ｔの所謂「３段熱処理」を行う。あるいは、焼入れ（Ｑ）温度を８１０℃、焼戻し（Ｔ）温度を５００℃としたＱ−Ｔ処理を行う。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

［実施例１］
表１に示す化学組成及び表２に示す機械的性質を有する板厚２５ｍｍの鋼板を用いて、開先角度が片側５°でルートギャップが５ｍｍのＶ開先加工を施し、ＧＭＡＷ及びＥＧＷによって溶接して溶接継手性能を調査した。

表１における鋼1〜17は、化学組成が本発明（１）〜（４）で規定する条件を満たす本発明例の鋼である。一方、鋼X1〜X5は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

なお、母材である２５ｍｍの鋼板は、表２に示す加熱温度と圧延仕上げ温度でスラブを圧延した後、種々の温度で焼入れ及び焼戻しして引張試験を行い、降伏強度がほぼ５９０〜６３０ＭＰａで引張強度がほぼ６９０〜７３５ＭＰａであるものを選んだものである。

なお、上記の表２には、記載の引張特性が得られた場合の焼入れ温度と焼戻し温度を示した。

母材の機械的性質は次のようにして調査した。

・引張特性：
板厚１／４の位置から、圧延方向に平行にJIS Z 2201(1998)に規定された４号引張試験片を採取し、室温にて引張試験を実施して、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を求めた。

・衝撃特性：
板厚１／４の位置から、圧延方向に平行にJIS Z 2202(1998)に規定された幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を採取し、−１９６℃でシャルピー衝撃試験を実施して、吸収エネルギー（ｖＥ-196）を求めた。

・ＣＴＯＤ特性：
BS 7448-part1(1991)に規定された全厚をＢとした標準の「Ｂ×２Ｂ」タイプの曲げ試験片を採取し、−１６５℃で３点曲げＣＴＯＤ試験を実施して、限界ＣＴＯＤ値δｃとＣＴＯＤ試験のタイプを調査した。

表２におけるＣＴＯＤ試験のタイプ４は、安定延性き裂が０．２ｍｍ以上成長はするが、その後脆性破壊が発生し、脆性破壊発生地点が最高荷重となるものを意味し、タイプ６は、最高荷重に至るまで脆性破壊は発生せず延性的にき裂が進展するものを意味する。

前記の開先を設けた母材をＧＭＡＷ及びＥＧＷによって溶接する場合の溶加材には、表３に示す化学組成を有するＮｉ基の合金であるハステロイＴＧＳ−７０９Ｓ（登録商標）の直径１．６ｍｍワイヤを用いた。

表４に、各母材に対する溶接方法と入熱量を示す。なお、全ての場合において溶接時に使用するシールドガスにはＨｅガス単体（１００％Ｈｅ）を用いた。

このようにして得た各溶接継手について、溶接金属のビッカース硬さ（ＨＶ_WM）と組織を調査し、更に、溶接熱影響部のビッカース硬さ（ＨＶ_HAZ）を測定した。

ここで、溶接金属のビッカース硬さは、溶接金属部の１／４ｔラインで０．５ｍｍピッチで試験力９．８０７Ｎにて打刻して得たビッカース硬さの３点の平均値をＨＶ_WMとした。また、ＨＡＺのビッカース硬さは、ボンド部から１ｍｍまでの区間に対する硬さについて、同じく溶接金属部の１／４ｔラインでボンド部（フュージョンライン直上）、ボンド部から母材側に０．５ｍｍ離れた地点及びボンド部から母材側に１．０ｍｍ離れた地点にて試験力９．８０７Ｎでビッカース硬さを測定し、この３点を平均することで、ＨＶ_HAZとした。

また、次の溶接継手性能も調査した。

・全溶接金属の引張特性：
板厚の約１／４の位置から、平行部の直径が６ｍｍ、標点距離が２５ｍｍで掴み部がＭ１０の平滑丸棒引張試験片を採取し、室温にて引張試験を実施して、０．２％耐力（０．２％ＰＳ）及び引張強度（ＴＳ）を求めた。

・溶接継手の引張特性：
余盛り切削を行った後、JIS Z 3121(1993)に規定された１Ａ号引張試験片を採取し、室温で引張試験を実施して、引張強度（ＴＳ）を求めた。

・ＣＴＯＤ特性：
ノッチを所謂「フュージョンライン」であるボンド部に導入し、母材と同様に、BS 7448-part1(1991)に規定された全厚をＢとした標準の「Ｂ×２Ｂ」タイプの曲げ試験片を採取し、−１６５℃で３点曲げＣＴＯＤ試験を実施して、限界ＣＴＯＤ値δｃとＣＴＯＤ試験のタイプを調査した。なお、良否の判定基準は、これまでのＴＩＧ溶接継手のＣＴＯＤ試験結果などから限界ＣＴＯＤ値で０．８ｍｍとした。

表４に、上記の各試験結果を併せて示す。なお、表４におけるＣＴＯＤ試験のタイプ４は、安定延性き裂が０．２ｍｍ以上成長はするが、その後脆性破壊が発生し、脆性破壊発生地点が最高荷重となるものを意味し、タイプ６は、最高荷重に至るまで脆性破壊は発生せず延性的にき裂が進展するものを意味する。

表２から、化学組成が本発明（１）〜（４）で規定する条件を満たす母材は、良好な強度・靱性を有することがわかる。これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた母材X1〜X5の靱性は劣っており、なかでも母材X1は、限界ＣＴＯＤ値δｃが０．０５１ｍｍで、脆性破壊に対する抵抗性が小さいので、ＣＴＯＤ試験のタイプは脆性破壊を含むタイプである４であった。

また、表４から、本発明（１）〜（４）で規定する条件を満たす試験番号1〜17の溶接継手は、限界ＣＴＯＤ値δｃが１ｍｍを超えており、脆性破壊に対する大きな抵抗性を有していることがわかる。これに対して、母材の化学組成が本発明で規定する条件から外れた試験番号18〜22の溶接継手は、ＨＡＺ組織自体の脆化により、いずれもＣＴＯＤ試験のタイプが脆性破壊を含む４となり、限界ＣＴＯＤ値δｃも低く、目標の０．８ｍｍに達していない。

［実施例２］
前記の表１に示す化学組成及び表２に示す機械的性質を有する板厚２５ｍｍの鋼板のうち、鋼１及び鋼３の鋼板を母材として、開先角度が片側５°でルートギャップが５ｍｍのＶ開先加工を施し、表５に示す化学組成を有する溶加材の直径１．６ｍｍのソリッドワイヤを用いて溶接した。

なお、表５に示した符号Ａ〜Ｃの溶加材は、それぞれ、オーステナイト系のハステロイ（登録商標）、インコネル６２５（登録商標）及びマルテンサイト系の共金ワイヤである。

溶接条件は表６に示すとおりであり、次のようにして溶接継手性能を調査した。

すなわち、各溶接継手について、溶接金属におけるビッカース硬さ（ＨＶ_WM）と組織を調査し、更に、ＨＡＺのビッカース硬さ（ＨＶ_HAZ）を測定した。なお、ビッカース硬さの測定法は、前記［実施例１］と同様である。

また、溶接継手のＣＴＯＤ特性についても［実施例１］に記載したのと同様の方法で調査した。

表６に、上記の各試験結果を併せて示す。

表６から、本発明で規定する条件を満たす試験番号23〜43の溶接継手は、限界ＣＴＯＤ値δｃが１ｍｍを超えており、脆性破壊に対する大きな抵抗性を有していることがわかる。

これに対して、化学組成が本発明で規定する条件を満たす母材をオーステナイト系の溶加材を用いてガスメタルアーク溶接又はエレクトロガスアーク溶接によって接合した溶接継手であっても、試験番号44〜47の溶接継手のように、ＨＶ_HAZの規定及び（ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM）の規定の両方を満たさない場合には、限界ＣＴＯＤ値δｃが低く、目標の０．８ｍｍに達していない。

試験番号44の溶接継手は、（ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM）の値が２００を超えており、限界ＣＴＯＤ値δｃが０．２４１ｍｍと低い。

試験番号45の溶接継手は、ＨＶ_WMの値が２５０を超えており、限界ＣＴＯＤ値δｃが０．０６５ｍｍと極めて低い。

試験番号46の溶接継手は、シールドガス中のＣＯ₂分率を２０％超としたため、溶接金属中に多くの酸化物が形成され、更に、ＨＶ_WMの値が２５０を超えている。このため、限界ＣＴＯＤ値δｃは、０．１２３ｍｍと低い。

試験番号47の溶接継手は、シールドガス中のＯ₂分率を２０％超としたため、溶接金属中に多くの酸化物が形成されている。このため、限界ＣＴＯＤ値δｃは、０．１２０ｍｍと低い。

一方、試験番号48の溶接継手は、マルテンサイト系の符号Ｃを溶加材に用いたため、溶接により形成された溶接金属の組織が、マルテンサイト組織になってＨＶ_WMの値が３４０と極めて高いので、限界ＣＴＯＤ値δｃが０．０５６ｍｍと極めて低い。

したがって、試験番号44〜48の溶接継手を有する構造物は、破壊安全性を担保することができない。

本発明の溶接継手は、良好な破壊靱性、特に、良好なＣＴＯＤ特性を有し脆性破壊に対する大きな抵抗性を有するので、低温の液体を貯蔵するためのタンクの溶接継手、なかでも−１６５℃という極低温のＬＮＧを貯蔵するＬＮＧタンクの溶接継手として用いることができる。この溶接継手は、所謂「９％Ｎｉ鋼」に大入熱溶接を適用する本発明の方法によって比較的容易に得ることが可能で溶接施工の高能率化が実現できる。

本発明で規定する化学組成を有する厚さ２５ｍｍの９％Ｎｉ鋼の母材に開先角度片側５゜、ルートギャップ５ｍｍのＶ開先加工を施して、オーステナイト系の溶加材としてＮｉ基の合金であるハステロイＴＧＳ−７０９Ｓ（登録商標）を用いてＥＧＷした場合の、限界ＣＴＯＤ値（図中においては「ＣＴＯＤ値」と表記した。）に及ぼす溶接熱影響部のビッカース硬さと溶接金属のビッカース硬さとの差（ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM）の影響を示す図である。

Claims

母材が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：６．０〜１０．０％及びＡｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる溶接継手であって、オーステナイト系のハステロイ（登録商標）系材料又はインコネル（登録商標）系材料の溶加材を用いてガスメタルアーク溶接又はエレクトロガスアーク溶接によって接合され、溶接金属の組織がオーステナイトで、且つ、下記(1)式及び(2)式を満足することを特徴とする溶接継手。
ＨＶ_WM≦２５０・・・・・(1)
０≦ＨＶ_HAZ−ＨＶ_WM≦２００・・・・・(2)
ここで、ＨＶ_WMは溶接金属のビッカース硬さ、ＨＶ_HAZは溶接熱影響部のビッカース硬さを表す。
母材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下及びＢ：０．００５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
母材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下及びＺｒ：０．０５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接継手。
母材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の溶接継手。
−６０℃以下の低温環境下で使用することを特徴とする請求項１から４までのいずれかに記載の溶接継手。
請求項１から４までのいずれかに記載の母材とオーステナイト系の溶加材を用いて、溶接時の入熱量を４．０ｋＪ／ｍｍ以上、シールドガス中のＣＯ₂及びＯ₂の分率をいずれも２０％以下として、ガスメタルアーク溶接又はエレクトロガスアーク溶接を行うことを特徴とする溶接継手の製造方法。