JPH1018000A - 低温靭性に優れたFe−Ni系アンバー合金 - Google Patents
低温靭性に優れたFe−Ni系アンバー合金Info
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- JPH1018000A JPH1018000A JP16989896A JP16989896A JPH1018000A JP H1018000 A JPH1018000 A JP H1018000A JP 16989896 A JP16989896 A JP 16989896A JP 16989896 A JP16989896 A JP 16989896A JP H1018000 A JPH1018000 A JP H1018000A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】物理的性質(低熱膨張特性)や機械的性質を阻
害することなく、耐高温割れ性を改善し、溶接部の低温
靭性に優れたFe−Ni系アンバー合金を提供する。 【解決手段】本発明の溶接部の低温靭性に優れたFe−
Ni系アンバー合金は、重量%でNi:30〜45%と、
S:0.003 %以下と、P:0.007 %以下と、O:0.004
%以下と、Sb:0.001 〜0.1 %と、Sn:0.07%以下
と、Al:0.006〜0.03%と、N:0.003 %以下と、
(S%+0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%):0.02%以
下とを含有し、かつ清浄度:0.019 %以下であることを
特徴とする、溶接部の低温靭性に優れた合金である。
害することなく、耐高温割れ性を改善し、溶接部の低温
靭性に優れたFe−Ni系アンバー合金を提供する。 【解決手段】本発明の溶接部の低温靭性に優れたFe−
Ni系アンバー合金は、重量%でNi:30〜45%と、
S:0.003 %以下と、P:0.007 %以下と、O:0.004
%以下と、Sb:0.001 〜0.1 %と、Sn:0.07%以下
と、Al:0.006〜0.03%と、N:0.003 %以下と、
(S%+0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%):0.02%以
下とを含有し、かつ清浄度:0.019 %以下であることを
特徴とする、溶接部の低温靭性に優れた合金である。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は特に液化天然ガス
(LNG)の運搬・貯蔵用メンブレンタンク素材等に用
いられる、溶接部の低温靭性に優れたFe−Ni系アン
バー合金に関する。
(LNG)の運搬・貯蔵用メンブレンタンク素材等に用
いられる、溶接部の低温靭性に優れたFe−Ni系アン
バー合金に関する。
【0002】
【従来の技術】近年、エネルギー源の多様化に伴い、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。天然ガスの輸送と貯蔵に際し
ては、−160 ℃といった極低温での液体状態が選ばれる
ため、一般に液化天然ガス(LNG)と呼ばれている。
このLNGの海上輸送船及び陸上貯蔵用低温容器には、
それぞれ、いくつかの構造形式があるが、近年の大容量
化の傾向に伴いLNG船は独立タンク方式からメンブレ
ン方式へ、陸上貯蔵タンクも二重殻構造を持つ金属製タ
ンクから半地下式のメンブレンタンクに移行する傾向が
ある。
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。天然ガスの輸送と貯蔵に際し
ては、−160 ℃といった極低温での液体状態が選ばれる
ため、一般に液化天然ガス(LNG)と呼ばれている。
このLNGの海上輸送船及び陸上貯蔵用低温容器には、
それぞれ、いくつかの構造形式があるが、近年の大容量
化の傾向に伴いLNG船は独立タンク方式からメンブレ
ン方式へ、陸上貯蔵タンクも二重殻構造を持つ金属製タ
ンクから半地下式のメンブレンタンクに移行する傾向が
ある。
【0003】そして、これらのメンブレン用材料とし
て、LNGの液面の上下によって生ずる熱膨張、収縮を
緩和するためと溶接部デザインを簡略化して施工性を上
げるために、低熱膨張率を有するFe−Ni系アンバー
合金が用いられている。
て、LNGの液面の上下によって生ずる熱膨張、収縮を
緩和するためと溶接部デザインを簡略化して施工性を上
げるために、低熱膨張率を有するFe−Ni系アンバー
合金が用いられている。
【0004】しかしながら、このアンバー合金は使用状
態で完全オーステナイトであるため、オーステナイト鋼
特有の溶接高温割れが生じやすい点が大きな欠点となっ
ている。すなわち、メンブレン材の溶接施工時に溶接継
ぎ目や熱影響部に亀裂が発生しやすく、特にこれらの亀
裂をふさぐための補修溶接時に新たなミクロ割れが熱影
響部に発生するため、タンクのリークを完全に防止し得
ないばかりか、溶接部の靭性が低下するといった問題も
懸念されていた。
態で完全オーステナイトであるため、オーステナイト鋼
特有の溶接高温割れが生じやすい点が大きな欠点となっ
ている。すなわち、メンブレン材の溶接施工時に溶接継
ぎ目や熱影響部に亀裂が発生しやすく、特にこれらの亀
裂をふさぐための補修溶接時に新たなミクロ割れが熱影
響部に発生するため、タンクのリークを完全に防止し得
ないばかりか、溶接部の靭性が低下するといった問題も
懸念されていた。
【0005】従って、物理的性質(低熱膨張特性)や機
械的性質を阻害することなく、耐高温割れ性を改善し、
溶接部の靭性の優れたFe−Ni系アンバー合金が嘱望
されていたのである。
械的性質を阻害することなく、耐高温割れ性を改善し、
溶接部の靭性の優れたFe−Ni系アンバー合金が嘱望
されていたのである。
【0006】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
固冷却過程あるいは、再加熱冷却過程で材料が高温脆化
を起こして大幅な延性低下を招くからであり、その冶金
的な原因としてP及びS等の不純物元素の存在が挙げら
れている。
合金は溶接時に高温割れを生じやすいが、この現象は凝
固冷却過程あるいは、再加熱冷却過程で材料が高温脆化
を起こして大幅な延性低下を招くからであり、その冶金
的な原因としてP及びS等の不純物元素の存在が挙げら
れている。
【0007】このような観点から、オーステナイト高合
金の溶接高温割れ防止対策として、なるべくP及びS量
を低減すること、及び合金中の非金属介在物の総量を0.
05%以下に低減する特開昭56-44749といった技術が開示
されている。しかし、ここに開示された溶接条件は比較
的ゆるやかである。すなわち、溶接電流(I)200A,同
電圧(V)12V ,溶接速度(v)10cm/min. であり、こ
れより、溶接入熱(H)は、H=(I×V/v)×0.06
=14.4kJ/cm である。
金の溶接高温割れ防止対策として、なるべくP及びS量
を低減すること、及び合金中の非金属介在物の総量を0.
05%以下に低減する特開昭56-44749といった技術が開示
されている。しかし、ここに開示された溶接条件は比較
的ゆるやかである。すなわち、溶接電流(I)200A,同
電圧(V)12V ,溶接速度(v)10cm/min. であり、こ
れより、溶接入熱(H)は、H=(I×V/v)×0.06
=14.4kJ/cm である。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明者ら
は、詳細な検討の結果、特開昭56-44749の技術による合
金では、厳しい溶接条件(例えば溶接入熱18kJ/cm )で
は、依然として溶接部及びHAZ(熱影響部)での靭性
の劣化がしばしば経験されたのである。
は、詳細な検討の結果、特開昭56-44749の技術による合
金では、厳しい溶接条件(例えば溶接入熱18kJ/cm )で
は、依然として溶接部及びHAZ(熱影響部)での靭性
の劣化がしばしば経験されたのである。
【0009】本発明の目的は、物理的性質(低熱膨張特
性)や機械的性質を阻害することなく、耐高温割れ性を
改善し、溶接部の低温靭性に優れたFe−Ni系アンバ
ー合金を提供することにある。
性)や機械的性質を阻害することなく、耐高温割れ性を
改善し、溶接部の低温靭性に優れたFe−Ni系アンバ
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)本発明の溶接部の低温靭性に優れたFe−Ni系
アンバー合金は、重量%でNi:30〜45%と、S:0.00
3 %以下と、P:0.007 %以下と、O:0.004 %以下
と、Sb:0.001 〜0.1 %と、Sn:0.07%以下と、A
l:0.006 〜0.03%と、N:0.003 %以下と、(S%+
0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%):0.02%以下とを含
有し、かつ清浄度:0.019 %以下であることを特徴とす
る、溶接部の低温靭性に優れた合金である。
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)本発明の溶接部の低温靭性に優れたFe−Ni系
アンバー合金は、重量%でNi:30〜45%と、S:0.00
3 %以下と、P:0.007 %以下と、O:0.004 %以下
と、Sb:0.001 〜0.1 %と、Sn:0.07%以下と、A
l:0.006 〜0.03%と、N:0.003 %以下と、(S%+
0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%):0.02%以下とを含
有し、かつ清浄度:0.019 %以下であることを特徴とす
る、溶接部の低温靭性に優れた合金である。
【0011】
【発明の実施の形態】本発明者は、P,S等の不純物元
素の量を低減するとともに、非金属介在物の量を低減し
て、物理的性質(低熱膨張特性)や機械的性質を阻害す
ることなく、耐高温割れ性を改善し、溶接部の低温靭性
の優れたFe−Ni系アンバー合金について鋭意研究を
重ねた。
素の量を低減するとともに、非金属介在物の量を低減し
て、物理的性質(低熱膨張特性)や機械的性質を阻害す
ることなく、耐高温割れ性を改善し、溶接部の低温靭性
の優れたFe−Ni系アンバー合金について鋭意研究を
重ねた。
【0012】その結果、耐高温割れ性を本質的に改善
し、溶接部の靭性を向上させるためにはP,S,O,S
n,Nの不純物元素の単独量を低減し、JIS G 0555 に
基づく清浄度の上限を規定して非金属介在物の量を低減
した上で、かつP,S,O,Snの総量を特定値以下に
制御することが有効であり、また靭性の本質的な改善の
ためにはSb及びAlを特定値に制御することが有効で
あるという知見が得られた。
し、溶接部の靭性を向上させるためにはP,S,O,S
n,Nの不純物元素の単独量を低減し、JIS G 0555 に
基づく清浄度の上限を規定して非金属介在物の量を低減
した上で、かつP,S,O,Snの総量を特定値以下に
制御することが有効であり、また靭性の本質的な改善の
ためにはSb及びAlを特定値に制御することが有効で
あるという知見が得られた。
【0013】この知見に基づき、本発明者は、P,S,
O,Sn,Nの不純物元素の単独量を低減し、JIS G 0
555 に基づく清浄度の上限を規定して非金属介在物の量
を低減した上で、かつP,S,O,Snの総量を特定値
以下とすること、及びSb及びAlを特定値に制御する
ようにして、物理的性質(低熱膨張特性)や機械的性質
を阻害することなく、耐高温割れ性を改善し、溶接部の
低温靭性の優れたFe−Ni系アンバー合金を見出だ
し、本発明を完成した。
O,Sn,Nの不純物元素の単独量を低減し、JIS G 0
555 に基づく清浄度の上限を規定して非金属介在物の量
を低減した上で、かつP,S,O,Snの総量を特定値
以下とすること、及びSb及びAlを特定値に制御する
ようにして、物理的性質(低熱膨張特性)や機械的性質
を阻害することなく、耐高温割れ性を改善し、溶接部の
低温靭性の優れたFe−Ni系アンバー合金を見出だ
し、本発明を完成した。
【0014】すなわち、本発明は合金組成及び清浄度を
下記範囲に限定することにより、物理的性質(低熱膨張
特性)や機械的性質を阻害することなく、耐高温割れ性
を改善し、溶接部の低温靭性の優れたFe−Ni系アン
バー合金を得ることができる。
下記範囲に限定することにより、物理的性質(低熱膨張
特性)や機械的性質を阻害することなく、耐高温割れ性
を改善し、溶接部の低温靭性の優れたFe−Ni系アン
バー合金を得ることができる。
【0015】以下に本発明の合金の成分添加理由、成分
限定理由、及び清浄度限定理由について説明する。 (1)成分組成範囲 Ni:本合金の熱膨張率を支配する元素であるが、30%
未満もしくは45%を超えると所要の熱膨張特性が得られ
ないため、その範囲を30〜45%にする。
限定理由、及び清浄度限定理由について説明する。 (1)成分組成範囲 Ni:本合金の熱膨張率を支配する元素であるが、30%
未満もしくは45%を超えると所要の熱膨張特性が得られ
ないため、その範囲を30〜45%にする。
【0016】P:本合金の高温割れ性に対して有害な元
素であり、0.007 %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で低融点のリンの化合物が生成
され粒界が脆化するため、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靭性も劣化する。従
って、その上限を0.007 %にする。
素であり、0.007 %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で低融点のリンの化合物が生成
され粒界が脆化するため、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靭性も劣化する。従
って、その上限を0.007 %にする。
【0017】S:本合金の高温割れ性に対して特に有害
な元素であり、0.003 %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でMnSが生成され粒界が
脆化するため、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靭性も劣化する。従って、その
上限を0.003 %にする。
な元素であり、0.003 %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でMnSが生成され粒界が
脆化するため、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靭性も劣化する。従って、その
上限を0.003 %にする。
【0018】O:本合金において非金属介在物を低減す
るため特に制御されねばならない有害な元素であり、0.
004 %を超えると介在物が本合金中で多くなり、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
物が生成され粒界が脆化するため、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り靭性も劣化す
る。従って、その上限を0.004 %にする。
るため特に制御されねばならない有害な元素であり、0.
004 %を超えると介在物が本合金中で多くなり、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
物が生成され粒界が脆化するため、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り靭性も劣化す
る。従って、その上限を0.004 %にする。
【0019】Sn:本合金にあっては溶製時に鉄源から
不可避的に混入する元素であり、高温割れ性に対して有
害な元素である。0.07%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で低融点の化合物が生成され
粒界が脆化するため、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り靭性も劣化する。従って、そ
の上限を0.07%にする。
不可避的に混入する元素であり、高温割れ性に対して有
害な元素である。0.07%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で低融点の化合物が生成され
粒界が脆化するため、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り靭性も劣化する。従って、そ
の上限を0.07%にする。
【0020】N:本合金の高温割れ性に対して有害な元
素であり、0.003 %を超えると本合金で脱酸剤として用
いるAlと反応してAlNを生成し、粒界に存在するA
lN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、靭性も劣化する。従って、その上限
を0.003 %にする。
素であり、0.003 %を超えると本合金で脱酸剤として用
いるAlと反応してAlNを生成し、粒界に存在するA
lN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、靭性も劣化する。従って、その上限
を0.003 %にする。
【0021】(S%+0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn
%):図1に靭性値と(S%+0.5 ×P%+O%+0.2
×Sn%)量の関係を示す(清浄度は本発明範囲内)。
同図より明らかなように、(S%+0.5 ×P%+O%+
0.2 ×Sn%)量が0.02%以下でシャルピー衝撃試験に
よる吸収エネルギーが増大している。これより、(S%
+0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%)量は0.02%以下と
定める。
%):図1に靭性値と(S%+0.5 ×P%+O%+0.2
×Sn%)量の関係を示す(清浄度は本発明範囲内)。
同図より明らかなように、(S%+0.5 ×P%+O%+
0.2 ×Sn%)量が0.02%以下でシャルピー衝撃試験に
よる吸収エネルギーが増大している。これより、(S%
+0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%)量は0.02%以下と
定める。
【0022】Sb:鋼板製造時の熱処理時で本合金の表
面及び粒界に偏析して酸化を抑制し、粒界及び粒内での
微小な酸化物の生成を抑制することを通じて靭性を向上
させる有効な元素であるが、0.001 %未満では靭性の向
上効果がみられず、一方、0.1 %を超えると逆に表面硬
化し、靭性が劣化する。従って、その範囲を0.001 〜0.
1 %にする。 Al:脱酸剤として添加されるべき必須な元素である
が、0.006 %未満ではOが本発明の上限値の0.004 %を
超え、酸化物系介在物が本合金中で多くなり、一方、0.
03%を超えると逆に酸化物系介在物が多くなるため本発
明で意図する溶接性が得られず、粒界強度の低下により
靭性も劣化する。
面及び粒界に偏析して酸化を抑制し、粒界及び粒内での
微小な酸化物の生成を抑制することを通じて靭性を向上
させる有効な元素であるが、0.001 %未満では靭性の向
上効果がみられず、一方、0.1 %を超えると逆に表面硬
化し、靭性が劣化する。従って、その範囲を0.001 〜0.
1 %にする。 Al:脱酸剤として添加されるべき必須な元素である
が、0.006 %未満ではOが本発明の上限値の0.004 %を
超え、酸化物系介在物が本合金中で多くなり、一方、0.
03%を超えると逆に酸化物系介在物が多くなるため本発
明で意図する溶接性が得られず、粒界強度の低下により
靭性も劣化する。
【0023】従って、その範囲を0.006 〜0.03%にす
る。 (2)清浄度規定範囲 清浄度は本合金の靭性をより良好なレベルとするために
は制御が必須の特性であり、それはJIS G 0555 に従っ
て測定されるものである。図2に靭性値の増加分と清浄
度の関係を示す((S%+0.5 ×P%+O%+0.2 ×S
n%)量は本発明範囲内で一定、靭性値の基準はdt=
0.019 %の材料)。同図より明らかなように、清浄度が
0.019 %以下でシャルピー衝撃試験による吸収エネルギ
ーが増大している。なお、清浄度が0.019 %を超えると
合金中に非金属介在物が多くなり、靭性が低下すること
が確認された。よって、本発明における清浄度の規定範
囲は0.019 %以下と定める。
る。 (2)清浄度規定範囲 清浄度は本合金の靭性をより良好なレベルとするために
は制御が必須の特性であり、それはJIS G 0555 に従っ
て測定されるものである。図2に靭性値の増加分と清浄
度の関係を示す((S%+0.5 ×P%+O%+0.2 ×S
n%)量は本発明範囲内で一定、靭性値の基準はdt=
0.019 %の材料)。同図より明らかなように、清浄度が
0.019 %以下でシャルピー衝撃試験による吸収エネルギ
ーが増大している。なお、清浄度が0.019 %を超えると
合金中に非金属介在物が多くなり、靭性が低下すること
が確認された。よって、本発明における清浄度の規定範
囲は0.019 %以下と定める。
【0024】上記の成分組成範囲、及び清浄度規定範囲
に調整することにより、物理的性質(低熱膨張特性)や
機械的性質を阻害することなく、耐高温割れ性を改善
し、溶接部の低温靭性の優れたFe−Ni系アンバー合
金を得ることができる。
に調整することにより、物理的性質(低熱膨張特性)や
機械的性質を阻害することなく、耐高温割れ性を改善
し、溶接部の低温靭性の優れたFe−Ni系アンバー合
金を得ることができる。
【0025】なお、本発明においては定めないが、S
i,Cはそれぞれ0.18%以下、0.03%以下の範囲での混
入は許容される。また、本合金においては必要に応じて
Mn,Si,Cr,Co,Mo,Cu,Nbの1.0 %以
下の添加やHf,Ta,Ca,Zr,B,Tiの0.1 %
以下を添加しても本発明の効果を何等阻害するものでは
ない。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,Cはそれぞれ0.18%以下、0.03%以下の範囲での混
入は許容される。また、本合金においては必要に応じて
Mn,Si,Cr,Co,Mo,Cu,Nbの1.0 %以
下の添加やHf,Ta,Ca,Zr,B,Tiの0.1 %
以下を添加しても本発明の効果を何等阻害するものでは
ない。以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立
証する。
【0026】
【実施例】表1に本発明合金(No.1〜5)及び比較合金
(No.6〜14) の化学成分及び清浄度と、その各材料の溶
接割れ性及び靭性を示す。各合金は電気炉溶製鋼を炉外
精錬により成分調整し、得られた鋼塊を分塊−熱延−冷
延−焼鈍の工程により最終製品とした。なお、溶接割れ
性はTIG方式のシーム溶接にて、溶接入熱18kJ/cmの
従来技術の合金(特開昭56-44749)よりも厳しい溶接条
件で溶接を行い、溶接試験後の溶着部と熱影響部の微視
組織について光学顕微鏡で観察した結果(割れの本数)
を示す。靭性値は上記した溶接部のシャルピー衝撃試験
を室温及び、−196 ℃にて行うことにより求めた。
(No.6〜14) の化学成分及び清浄度と、その各材料の溶
接割れ性及び靭性を示す。各合金は電気炉溶製鋼を炉外
精錬により成分調整し、得られた鋼塊を分塊−熱延−冷
延−焼鈍の工程により最終製品とした。なお、溶接割れ
性はTIG方式のシーム溶接にて、溶接入熱18kJ/cmの
従来技術の合金(特開昭56-44749)よりも厳しい溶接条
件で溶接を行い、溶接試験後の溶着部と熱影響部の微視
組織について光学顕微鏡で観察した結果(割れの本数)
を示す。靭性値は上記した溶接部のシャルピー衝撃試験
を室温及び、−196 ℃にて行うことにより求めた。
【0027】合金No.1〜5 の材料は本発明による合金
(本発明例)であるが、溶接割れは見られず、後述する
比較材に比べて溶接割れ性に優れており、更には、靭性
も比較材に比べて高い値を示している。本発明例の中で
も、合金No.1〜4 の各材料はNo.5に比べて(S%+0.5
×P%+O%+0.2 ×Sn%)量がより好ましいレベル
まで低減された材料であり、靭性値がより優れている。
また、合金No.3,4の各材料はNo.1,2に比べて清浄度(d
t)がより低いレベルまで低減されたものであり、No.1,
2に比べて靭性値がより高い値を示していることは明ら
かである。
(本発明例)であるが、溶接割れは見られず、後述する
比較材に比べて溶接割れ性に優れており、更には、靭性
も比較材に比べて高い値を示している。本発明例の中で
も、合金No.1〜4 の各材料はNo.5に比べて(S%+0.5
×P%+O%+0.2 ×Sn%)量がより好ましいレベル
まで低減された材料であり、靭性値がより優れている。
また、合金No.3,4の各材料はNo.1,2に比べて清浄度(d
t)がより低いレベルまで低減されたものであり、No.1,
2に比べて靭性値がより高い値を示していることは明ら
かである。
【0028】これらに対して、合金No.6〜9,No.12 の各
材料はそれぞれ、S量,P量,O量,Sn量,N量が本
発明規定値を超えるものであり、本発明例に比較して溶
接割れ性及び靭性が劣っている。特に、合金No.8は清浄
度も本発明規定値を超えるものであるが、検出された介
在物の大部分は酸化物系の介在物であり、この合金でO
量が多いこととの対応が見られた。この合金No.8はAl
量も本発明規定値未満となっていることから、脱酸が不
十分となり、O量が本発明規定値を超えたものと考えら
れる。合金No.10,11はそれぞれ、Sb量が本発明規定値
未満のもの、本発明規定値を超えるものであり、いずれ
も本発明例に比較して溶接割れ性及び靭性が劣ってい
る。合金No.14 はAlが本発明規定値を超えるものであ
り、清浄度が本発明規定値を超えており、本発明例に比
較して溶接割れ性及び靭性が劣っている。合金No.13 は
(S%+0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%)量が本発明
規定値を超えるものであり、本発明例に比較して溶接割
れ性及び靭性が劣っている。
材料はそれぞれ、S量,P量,O量,Sn量,N量が本
発明規定値を超えるものであり、本発明例に比較して溶
接割れ性及び靭性が劣っている。特に、合金No.8は清浄
度も本発明規定値を超えるものであるが、検出された介
在物の大部分は酸化物系の介在物であり、この合金でO
量が多いこととの対応が見られた。この合金No.8はAl
量も本発明規定値未満となっていることから、脱酸が不
十分となり、O量が本発明規定値を超えたものと考えら
れる。合金No.10,11はそれぞれ、Sb量が本発明規定値
未満のもの、本発明規定値を超えるものであり、いずれ
も本発明例に比較して溶接割れ性及び靭性が劣ってい
る。合金No.14 はAlが本発明規定値を超えるものであ
り、清浄度が本発明規定値を超えており、本発明例に比
較して溶接割れ性及び靭性が劣っている。合金No.13 は
(S%+0.5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%)量が本発明
規定値を超えるものであり、本発明例に比較して溶接割
れ性及び靭性が劣っている。
【0029】以上より、本発明で意図する溶接割れ性及
び靭性を得るためには、本発明で特徴とするP,S,
O,Sn,N及び非金属介在物の量を低減した上で、S
b量、Al量を特定範囲内とし、かつP,S,O,Sn
の総量を特定値以下とすることが必要であることが理解
される。
び靭性を得るためには、本発明で特徴とするP,S,
O,Sn,N及び非金属介在物の量を低減した上で、S
b量、Al量を特定範囲内とし、かつP,S,O,Sn
の総量を特定値以下とすることが必要であることが理解
される。
【0030】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)、ビッカース硬度、
30〜100 ℃までの平均熱膨脹係数はそれぞれ以下のとお
りであり、所要の性能を有していることを確認した。 ・引張特性:0.2 %耐力=240 〜340 N/mm2 、引張強さ
=430 〜550 N/mm2 、伸び=30〜45%、 ・ビッカース硬度(Hv)=130 〜180 、 ・平均熱膨脹係数=0.5 〜2.0 ×10-6/ ℃
性(0.2 %耐力、引張強さ、伸び)、ビッカース硬度、
30〜100 ℃までの平均熱膨脹係数はそれぞれ以下のとお
りであり、所要の性能を有していることを確認した。 ・引張特性:0.2 %耐力=240 〜340 N/mm2 、引張強さ
=430 〜550 N/mm2 、伸び=30〜45%、 ・ビッカース硬度(Hv)=130 〜180 、 ・平均熱膨脹係数=0.5 〜2.0 ×10-6/ ℃
【0031】
【表1】
【0032】
【発明の効果】本発明によれば、合金組成を特定し、か
つ清浄度を0.019 %以下に抑えることにより、物理的性
質(低熱膨張特性)や機械的性質を阻害することなく、
耐高温割れ性を改善し、溶接部の低温靭性の優れたFe
−Ni系アンバー合金を提供することができる。特に従
来より厳しい溶接条件においても溶接部の靭性は、従来
技術による合金(特開昭56-44749)に比べ大幅に向上し
ている。
つ清浄度を0.019 %以下に抑えることにより、物理的性
質(低熱膨張特性)や機械的性質を阻害することなく、
耐高温割れ性を改善し、溶接部の低温靭性の優れたFe
−Ni系アンバー合金を提供することができる。特に従
来より厳しい溶接条件においても溶接部の靭性は、従来
技術による合金(特開昭56-44749)に比べ大幅に向上し
ている。
【0033】本合金は、液化天然ガス(LNG)の運搬
・貯蔵用メンブレンタンク素材に用いることができ、そ
の溶接部の信頼性を飛躍的に高めるなど、工業上極めて
有用である。
・貯蔵用メンブレンタンク素材に用いることができ、そ
の溶接部の信頼性を飛躍的に高めるなど、工業上極めて
有用である。
【図1】本発明の実施の形態に係る靭性値と(S%+0.
5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%)量の関係を示す図。
5 ×P%+O%+0.2 ×Sn%)量の関係を示す図。
【図2】本発明の実施の形態に係る靭性値と清浄度(d
t)の関係を示す図。
t)の関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 稲積 透 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 (72)発明者 木村 秀途 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 (72)発明者 崎山 哲雄 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 (72)発明者 高野 俊夫 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 (72)発明者 日下 武夫 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 (72)発明者 山下 洋 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 (1)
- 【請求項1】 重量%でNi:30〜45%と、S:0.003
%以下と、P:0.007 %以下と、O:0.004 %以下と、
Sb:0.001 〜0.1 %と、Sn:0.07%以下と、Al:
0.006 〜0.03%と、N:0.003 %以下と、(S%+0.5
×P%+O%+0.2 ×Sn%):0.02%以下とを含有
し、かつ清浄度:0.019 %以下であることを特徴とする
溶接部の低温靭性に優れたFe−Ni系アンバー合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16989896A JPH1018000A (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 低温靭性に優れたFe−Ni系アンバー合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16989896A JPH1018000A (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 低温靭性に優れたFe−Ni系アンバー合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH1018000A true JPH1018000A (ja) | 1998-01-20 |
Family
ID=15895020
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP16989896A Pending JPH1018000A (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 低温靭性に優れたFe−Ni系アンバー合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH1018000A (ja) |
-
1996
- 1996-06-28 JP JP16989896A patent/JPH1018000A/ja active Pending
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040218 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040224 |
|
A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20040706 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |