JPH10140288A - 溶接性に優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ｆｅ−Ｎｉ系アンバー合金であって、低熱膨
張特性等の物理的性質や機械的性質を阻害することな
く、耐溶接割れ性を改善し、靱性を向上させる。 【解決手段】 この発明のＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金
は、ニッケル：30〜45 wt.% 、硫黄:0.0030wt.% 以下、
燐:0.070wt.%以下、酸素:0.0040wt.% 以下、アルミニウ
ム:0.006〜0.030 wt.%、窒素:0.0030wt.% 以下、下記か
らなる群から選んだ少なくとも１つの元素、カルシウ
ム：0.010wt.% 以下、マグネシウム:0.010wt.%以下、チ
タン:0.10 wt.%以下、ジルコニム:0.20 wt.%以下、残
り：鉄および不可避不純物からなっており、(S+1/5 O +
1/2 P)≦0.0045、(Ca+2Mg+1.5Ti+0.8Zr)/(S+2 O)≧1 を
満足し、そして、清浄度が0.019%以下である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術】この発明は、溶接性に優れたＦｅ
−Ｎｉ系アンバー合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、エネルギー源の多様化にともな
い、天然ガスが脚光を浴びており、その需要量は、全世
界的に増加の一途をたどっている。このような天然ガス
の輸送および貯蔵は、−１６０℃の極低温による液化天
然ガス（以下、ＬＮＧという）として行われている。

【０００３】ＬＮＧを輸送するための船舶や陸上貯蔵用
容器には、それぞれいくつかの構造形成があるが、近年
その大型化傾向に伴い、ＬＮＧ用輸送船は独立タンク方
式からメンブレン方式に移行し、陸上貯蔵用容器も２重
殻構造を有する金属性タンク方式から半地下式のメンブ
レンタンク方式に移行する傾向にある。

【０００４】ＬＮＧのためのメンブレン方式の船舶や貯
蔵容器用材料として、容器内におけるＬＮＧ液面の上下
によって生ずる熱膨張や収縮を緩和し、且つ、溶接部の
デザインを簡略化して施工性を高めるために、低熱膨張
率を有するＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金が使用されてい
る。

【０００５】しかしながら、Ｆｅ−Ｎｉ系アンバー合金
は、使用状態において完全なオーステナイト組織である
ために、オーステナイト合金特有の溶接高温割れ、およ
び、再熱割れが生じやすいことが大きな欠点になってい
る。

【０００６】即ち、メンブレン用材料の溶接施工時に、
熱影響部に溶接継ぎ目や亀裂が発生しやすく、特に、こ
れらの亀裂を塞ぐための補修溶接時に、熱影響部に新た
なミクロ割れが発生するため、タンクのリークを完全に
は防止し得ず、しかも、靱性が低下する問題が懸念され
ている。

【０００７】従って、低熱膨張特性等の物理的性質や機
械的性質を阻害することなく、耐溶接割れ性を改善し、
靱性の優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金を開発すること
が要望されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】前述したように、一般
にオーステナイト高合金は、溶接時に高温割れを生じや
すいが、この現象は、凝固冷却過程または再加熱冷却過
程で、材料が高温脆化を起こし大幅な靱性低下を招くた
めであり、その冶金的原因として、鋼中におけるＰおよ
びＳ等の不純物元素の存在があげられている。

【０００９】このような背景から、オーステナイト合金
の溶接高温割れを防止するための研究が従来から行われ
ており、例えば、特開昭５６−４４７４９号公報には、
ＰおよびＳ量を可能な限り低減すること、および、合金
中の非金属介在物の総量を０．０５wt.%以下に低減する
ことが有効である旨が開示されている（以下、先行技術
という）。

【００１０】しかしながら、先行技術の合金では、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お
よび再熱割れを防止することができない。従って、この
発明の目的は、上述した問題を解決し、低熱膨張特性等
の物理的性質や機械的性質を阻害することなく、耐溶接
割れ性を改善し、靱性の優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合
金を提供することにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
観点から、低熱膨張特性等の物理的性質や機械的性質を
阻害することなく、耐溶接割れ性を改善し、靱性の優れ
たＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金を開発すべく鋭意研究を重
ねた。その結果、耐溶接割れ性を改善し、靱性を向上さ
せるためには、Ｐ，Ｓ，Ｏおよび非金属介在物の含有量
を低減し、そして、Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｉ，Ｚｒのうちの少
なくとも１つの元素を、Ｐ，Ｓ，Ｏの総量に見合う特定
量添加し化合物の形で固定すれば、無害化し得ること、
更に、特定量のＢを含有させれば、結晶粒界の延性を向
上し得ることを知見した。

【００１２】この発明は、上記知見に基づいてなされた
ものであって、この発明のＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金
は、ニッケル(Ni)：30〜45 wt.% 、硫黄(S): 0.0030wt.
% 以下、燐(P): 0.0070 wt.%以下、酸素(O): 0.0040wt.
% 以下、アルミニウム(Al): 0.006 〜0.030 wt.%、窒素
(N): 0.003 wt.% 以下、および、必要に応じボロン(B):
0.010 wt.%以下を含有し、更に、下記からなる群、カル
シウム(Ca): 0.010 wt.%以下、マグネシウム(Mg): 0.01
0 wt.%以下、チタン(Ti): 0.10 wt.% 以下、ジルコニウ
ム(Zr): 0.20 wt.% 以下から選んだ少なくとも１つの元
素を含有し、残り鉄および不可避的不純物からなり、そ
して、下記(1) 式および(2) 式を満足し、 （Ｓ＋1/5 Ｏ＋1/2 Ｐ）≦０．００４５・・・・・・・・・・(1) （Ｃａ＋２Ｍｇ＋1.5 Ｔｉ＋0.8 Ｚｒ）／（Ｓ＋２Ｏ）≧１・・・・(2) そし て、清浄度が０．０１９％以下であることに特徴を有す
るものである。

【００１３】

【発明の実施の形態】次に、この発明のＦｅ−Ｎｉ系ア
ンバー合金の化学成分組成を、上述した範囲内に限定し
た理由について、以下に述べる。 (1) ニッケル(Ni)：Ｎｉは、このＦｅ−Ｎｉ系アンバー
合金の熱膨張率を支配する主要な元素であり、Ｎｉを３
０〜４５wt.%含有させることにより、常温からＬＮＧの
温度である−１６２℃までの温度範囲において、低い熱
膨張係数を確保することができる。Ｎｉ含有量が３０w
t.%未満または４５wt.%を超えると、熱膨張係数が高く
なり、溶接施工時に高温割れが発生する。従って、Ｎｉ
含有量は、３０〜４５wt.%の範囲内に限定すべきであ
る。 (2) 燐（P)：Ｐは、溶接高温割れを起こす有害な元素で
あり、その含有量が０．００７０wt.%を超えると溶接時
の冷却過程において、オーステナイト粒界において低融
点の燐の化合物が生成して粒界が脆化する結果、本発明
で意図する溶接性が得られず、粒界の微小な割れによっ
て靱性も劣化する。従って、Ｐ含有量は、０．００７０
wt.%以下に限定すべきである。 (3) 硫黄(S) ：Ｓは、溶接高温割れ性に対して特に有害
な元素であり、その含有量が０．００３０wt.%を超える
と、溶接時の冷却過程においてオーステナイト粒界にお
いてＭｎＳが生成して粒界が脆化する結果、本発明で意
図する溶接性が得られず、粒界の微小な割れによって靱
性が劣化する。従って、Ｓ含有量は、０．００３０wt.%
以下に限定すべきである。 (4) 酸素（0)：Ｏは、本合金において非金属介在物を低
減するために、特に制御しなければならない有害な元素
である。Ｏが０．００４０wt.%を超えると、介在物が本
合金中に多くなり、溶接時の冷却過程において、オース
テナイト粒界で低融点の酸化物が生成し、粒界が脆化す
る結果、本発明で意図する溶接性が得られず、粒界強度
の低下によって靱性も劣化する。従って、Ｏ含有量は、
０．００４０wt.%以下に限定すべきである。 (5) アルミニウム（Al) ：Alは、脱酸剤として添加され
る必須元素である。しかしながら、その含有量が０．０
０６wt.%未満ではＯが本発明の上限値である０．００４
０wt.%を超え、酸化物系介在物が本合金中に多くなる。
一方、Al含有量が０．０３０wt.%を超えると逆に酸化物
系介在物が多くなる結果、本発明で意図する溶接性が得
られず、粒界強度の低下によって靱性も劣化する。従っ
て、Al含有量は、０．００６〜０．０３０wt.%の範囲内
に限定すべきである。 (6) 窒素 (N)：Ｎは、本合金の高温割れ性に対して有害
な元素であり、その含有量が０．００３０wt.%を超える
と、本合金で脱酸剤として使用されているAlと反応して
AlN を生成し、粒界に存在するAlN により粒界脆化が引
き起こされ、本発明で意図する溶接性が得られず、靱性
も劣化する。従って、Ｎ含有量は、０．００３０wt.%以
下に限定すべきである。 (7) ボロン(B) ：Ｂは、耐溶接割れ性に重要な合金の粒
界強度を向上させる元素である。従って、必要に応じこ
れを含有させる。但し、Ｂ含有量が０．０１０wt.%を超
えると著しく偏析して粒界の延性を低下させ逆に有害に
なる。従って、Ｂを含有させる場合には、その量を０．
０１０wt.%以下に限定すべきである。 (8) カルシウム（Ca) 、マグネシウム(Mg)、チタン(T
i)、ジルコニウム(Zr) Ca、Mg、Ti、Zrは、何れも脱酸、脱硫作用を有してお
り、これら元素の少なくとも１つを含有させることによ
って、耐溶接割れ性を向上させることができる。

【００１４】しかしながら、CaおよびMgの含有量が0.01
0 wt.%を超えると、逆に溶接時に粒界脆化が生ずるよう
になる。また、Tiの含有量が0.10wt.%を超えると母相元
素と金属間化合物が形成され脆化を促進させる。ZrもTi
と同様に、その含有量が0.20wt.%を超えると脆化を促進
させる。従って、CaおよびMgの含有量は0.010 wt.%以下
に、Tiの含有量が0.10wt.%以下に、そして、Zr含有量は
0.20wt.%以下に限定すべきである。 (9) （Ｓ＋1/5 Ｏ＋1/2 Ｐ） 本発明の目的である、低熱膨張特性等の物理的性質や機
械的性質を阻害することなく、耐溶接割れ性を改善し、
靱性の優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金を得るために
は、（Ｓ＋1/5 Ｏ＋1/2 Ｐ）の値ＩＰＩを、０．００４
５wt.%以下とすることが必要である。

【００１５】図１は、（Ｓ＋1/5 Ｏ＋1/2 Ｐ）の値ＩＰ
Ｉと、凝固割れ長さおよび再熱割れ長さとの関係を示す
グラフであって、清浄度は本発明の範囲内の０．０１９
％以下とする。なお、凝固割れ長さおよび再熱割れ長さ
の測定は、後述するバレストレイン試験によって行っ
た。

【００１６】図１において、白四角印は凝固割れ長さを
示し、黒丸印は再熱割れ長さを示す。図１から明らかな
ように、上記ＩＰＩ値を０．００４５wt.%以下にするこ
とによって、凝固割れ長さおよび再熱割れ長さは共に０
または０に近くなり、耐溶接割れ性が顕著に改善され
る。 (10)（Ｃａ＋２Ｍｇ＋1.5 Ｔｉ＋0.8 Ｚｒ）／（Ｓ＋２
Ｏ） 本発明合金の靱性を向上させるためには、脱酸、脱硫作
用を有するCa、Mg、Ti、Zrの少なくとも１つの含有量
を、（Ｃａ＋２Ｍｇ＋1.5 Ｔｉ＋0.8 Ｚｒ）／（Ｓ＋２
Ｏ）で表される値ＩＰＲが１以上であることを必要とす
る。

【００１７】図２は、（Ｃａ＋２Ｍｇ＋1.5 Ｔｉ＋0.8
Ｚｒ）／（Ｓ＋２Ｏ）で表されるＩＰＲ値と、凝固割れ
長さおよび再熱割れ長さとの関係を示すグラフであっ
て、清浄度は本発明の範囲内の０．０１９％以下とす
る。なお、凝固割れ長さおよび再熱割れ長さの測定は、
上記と同様、バレストレイン試験によって行った。

【００１８】図２において、白四角印は凝固割れ長さを
示し、黒丸印は再熱割れ長さを示す。図２から明らかな
ように、上記ＩＰＲ値を１以上とすることによって、凝
固割れ長さおよび再熱割れ長さは共に０または０に近く
なり、耐溶接割れ性が顕著に改善されると共に、靱性が
著しく向上する。 (11)清浄度 本発明合金の溶接性を、より良好なレベルとするために
は、JIS G 0555に従って測定される合金の清浄度を０．
０１９％以下とすることが必要である。清浄度が０．０
１９％を超えると、合金中に非金属介在物が多くなり、
耐溶接割れ性が低下する。

【００１９】なお、本発明においては特に規定してはい
ないが、Ｃは０．０３wt.%以下の範囲で、また、Ｓｉは
０．１８wt.%以下の範囲でそれぞれ含有していることが
許容される。また、必要に応じ、Mn，Si，Cr，Co，Mo，
Cu，Nbの少なくとも１つを１．０wt.%以下含有し、そし
て、Hf, Taの少なくとも１つを０．１wt.%以下含有して
いても、本発明の効果を何ら阻害するものではない。

【００２０】

【実施例】次に、この発明を、実施例により比較例と対
比しながら説明する。表１に示す本発明の範囲内の化学
成分組成を有する合金を試験炉において真空溶解し、得
られた鋼塊を分塊、熱延、焼鈍の各工程を経て本発明供
試体No. １〜１４を調製した。比較のために、その少な
くとも１つの成分が本発明の範囲外の化学成分組成を有
する合金を試験炉において真空溶解し、得られた鋼塊を
分塊、熱延、焼鈍の各工程を経て比較用供試体No. １５
〜２６を調製した。

【００２１】

【表１】

【００２２】上述した本発明供試体および比較用供試体
の各々に対して、次のようなクロスビード方式のバレス
トレイン試験を施した。即ち、上記各供試体から板厚５
mmの試験片を採取し、この試験片に対し、入熱１８KJ/c
m の条件によりＴＩＧ溶接して第１ビードを形成し、次
いで、上記と同じ条件でＴＩＧ溶接して、第１ビードと
直交する第２ビードを形成した。そして、第１ビードに
第２ビードが達したときに、試験片に対し０．５％相当
の曲げ歪みを急激に与え、冷却後に生じた割れを光学顕
微鏡により観察し、第１ビード割れ長さにより高温凝固
割れを評価し、第２ビード割れ長さにより再熱割れ長さ
を評価した。表２に、各供試体の清浄度および第１ビー
ド割れ長さ、第２ビード割れ長さを示す。

【００２３】

【表２】

【００２４】表１および表２から明らかなように、比較
用供試体No. １５〜２３の各々は、順にＳ量，Ｐ量，Ｏ
量，Ａｌ量，Ｎ量，Ｂ量，Ｃａ量，Ｍｇ量，Ｔｉ量およ
びＺｒ量が本発明の範囲を超えるものであって、耐溶接
割れ性に劣っていた。

【００２５】また、比較用供試体No. ２４は、１式に規
定する（Ｓ＋1/5 Ｏ＋1/2 Ｐ）値が本発明範囲を超える
ものであり、そして、比較用供試体No. ２５は、２式に
規定する（Ｃａ＋２Ｍｇ＋1.5 Ｔｉ＋0.8 Ｚｒ）／（Ｓ
＋２Ｏ）が本発明の範囲を外れるものであって、何れ
も、耐溶接割れ性に劣っていた。比較用供試体No. ２６
は、清浄度が本発明の範囲を超えており、同じく耐溶接
割れ性に劣っていた。

【００２６】これに対し、本発明供試体No. １〜１４
は、高温割れが全く生ぜず、耐溶接割れ性に優れてい
た。このように、本発明によって、合金中のＰ，Ｓ，
Ｏ，Ａｌ，Ｎ，Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｉ，Ｚｒ量よび非金
属介在物の含有量を低減および規定し、そして、Ｃａ，
Ｍｇ，Ｔｉ，Ｚｒのうちの少なくとも１つの元素を、
Ｐ，Ｓ，Ｏの総量に見合う特定量含有させれば、耐溶接
割れ性および優れた靱性を発揮させることができる。

【００２７】

【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
低熱膨張特性等の物理的性質や機械的性質を阻害するこ
となく、耐溶接割れ性を改善し、靱性の優れたＦｅ−Ｎ
ｉ系アンバー合金を得ることができる、工業上優れた効
果が発揮される。

【図面の簡単な説明】

【図１】（Ｓ＋1/5 Ｏ＋1/2 Ｐ）の値ＩＰＩと、凝固割
れ長さおよび再熱割れ長さとの関係を示すグラフであ
る。

【図２】（Ｃａ＋２Ｍｇ＋1.5 Ｔｉ＋0.8 Ｚｒ）／（Ｓ
＋２Ｏ）の値ＩＰＲと凝固割れ長さおよび再熱割れ長さ
との関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 釣崎 勝義 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】ニッケル(Ni) ： 30 〜 45 wt.%、 硫黄(S) ： 0.0030 wt.%以下、 燐(P) ： 0.0070 wt.%以下、 酸素(O) ： 0.0040 wt.%以下、 アルミニウム(Al)： 0.006〜0.030 wt.% 窒素(N) ： 0.0030 wt.%以下、 下記からなる群から選んだ少なくとも１つの元素 カルシウム(Ca) ： 0.010 wt.% 以下、 マグネシウム(Mg)： 0.010 wt.% 以下、 チタン(Ti) ： 0.10 wt.%以下、 ジルコニウム(Zr)： 0.20 wt.%以下、および、 残り、鉄および不可避的不純物からなり、更に、 下記(1) 式および(2) 式を満足し、 （Ｓ＋1/5 Ｏ＋1/2 Ｐ）≦０．００４５・・・・・・・・・・(1) （Ｃａ＋２Ｍｇ＋1.5 Ｔｉ＋0.8 Ｚｒ）／（Ｓ＋２Ｏ）≧１・・・・(2) そして、清浄度が０．０１９％以下であることを特徴と
   する、溶接性に優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金。
2. 【請求項２】ニッケル(Ni) ： 30 〜 45 wt.%、 硫黄(S) ： 0.0030 wt.%以下、 燐(P) ： 0.0070 wt.%以下、 酸素(O) ： 0.0040 wt.%以下、 アルミニウム(Al)： 0.006〜0.030 wt.% 窒素(N) ： 0.0030 wt.%以下、 ボロン(B) ： 0.010 wt.% 以下、 下記からなる群から選んだ少なくとも１つの元素 カルシウム(Ca) ： 0.010 wt.% 以下、 マグネシウム(Mg)： 0.010 wt.% 以下、 チタン(Ti) ： 0.10 wt.%以下、 ジルコニウム(Zr)： 0.20 wt.%以下、および、 残り、鉄および不可避的不純物からなり、更に、 下記(1) 式および(2) 式を満足し、 （Ｓ＋1/5 Ｏ＋1/2 Ｐ）≦０．００４５・・・・・・・・・・(1) （Ｃａ＋２Ｍｇ＋1.5 Ｔｉ＋0.8 Ｚｒ）／（Ｓ＋２Ｏ）≧１・・・・(2) そして、清浄度が０．０１９％以下であることを特徴と
   する、溶接性に優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金。