JPH1161341A - 溶接性に優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金 - Google Patents
溶接性に優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金Info
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- JPH1161341A JPH1161341A JP9217346A JP21734697A JPH1161341A JP H1161341 A JPH1161341 A JP H1161341A JP 9217346 A JP9217346 A JP 9217346A JP 21734697 A JP21734697 A JP 21734697A JP H1161341 A JPH1161341 A JP H1161341A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
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、ボロ
ン：0.0002〜0.0005wt.%、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:0.20wt.%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
0.025%、好ましくは、0.019%以下である。
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、ボロ
ン：0.0002〜0.0005wt.%、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:0.20wt.%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
0.025%、好ましくは、0.019%以下である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】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。
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
は、−１６０℃といった極低温の液体状態にされた後、
その輸送および貯蔵が行われている。一般に、この極低
温液体は、液化天然ガス（以下、ＬＮＧという）と呼ば
れている。
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
は、−１６０℃といった極低温の液体状態にされた後、
その輸送および貯蔵が行われている。一般に、この極低
温液体は、液化天然ガス（以下、ＬＮＧという）と呼ば
れている。
【０００３】ＬＮＧの海上輸送船及び陸上貯蔵用低温容
器の構造としては、それぞれいくつかの構造形式がある
が、近年その大型化傾向に伴い、ＬＮＧ船は、独立タン
ク方式からメンブレン方式に移行し、一方、陸上貯蔵用
低温容器においても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。
器の構造としては、それぞれいくつかの構造形式がある
が、近年その大型化傾向に伴い、ＬＮＧ船は、独立タン
ク方式からメンブレン方式に移行し、一方、陸上貯蔵用
低温容器においても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】そして、これらのメンブレン用材料とし
て、タンク内のＬＮＧ液面の上下によって生ずる熱膨張
及び収縮を緩和するためと、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。
て、タンク内のＬＮＧ液面の上下によって生ずる熱膨張
及び収縮を緩和するためと、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。
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、
溶接継ぎ目及び熱影響部に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、新たなミクロ
割れが熱影響部に発生する。このため、メンブレンから
のＬＮＧのリークを完全に阻止することができず、しか
も、メンブレンの靱性が低下する問題が懸念されてい
る。
溶接継ぎ目及び熱影響部に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、新たなミクロ
割れが熱影響部に発生する。このため、メンブレンから
のＬＮＧのリークを完全に阻止することができず、しか
も、メンブレンの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及び
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。
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、この原因は、凝固冷却過程または再加熱冷却過
程において、材料が高温脆化を起こして大幅な靱性低下
を招くことにある。その冶金的原因として、鋼中におけ
るＰ及びＳ等の不純物元素の存在があげられている。
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、この原因は、凝固冷却過程または再加熱冷却過
程において、材料が高温脆化を起こして大幅な靱性低下
を招くことにある。その冶金的原因として、鋼中におけ
るＰ及び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及びＳ量を可能な限り低減すること、及び、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、この技術
を先行技術という）。
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及びＳ量を可能な限り低減すること、及び、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、この技術
を先行技術という）。
【００１０】しかしながら、上述した先行技術の合金で
は、溶接条件によっては、依然として溶接部における高
温割れ及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及び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。
は、溶接条件によっては、依然として溶接部における高
温割れ及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及び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及び機械的性質
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。
観点から、低熱膨張特性等の物理的性質及び機械的性質
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。
【００１２】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、非金属介在物を形成するＳ、Ｐ及
びＯの含有量を低減した上で、Ｂを微量添加し、且つ、
Ｓ、Ｐ及びＯの総量を規定し、更に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ
及びＺｒのうちの少なくとも１つの元素を、Ｓ及びＯの
総量に見合う特定量だけ添加して、化合物の形で固定す
れば、無害化し得ることを知見した。
向上させるためには、非金属介在物を形成するＳ、Ｐ及
びＯの含有量を低減した上で、Ｂを微量添加し、且つ、
Ｓ、Ｐ及びＯの総量を規定し、更に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ
及びＺｒのうちの少なくとも１つの元素を、Ｓ及びＯの
総量に見合う特定量だけ添加して、化合物の形で固定す
れば、無害化し得ることを知見した。
【００１３】この発明は、上記知見に基づいてなされた
ものであって、この発明は、 ニッケル（Ｎｉ）：３０から４５ｗｔ．％、 アルミニウム（Ａｌ）：０．００６から０．０３０ｗ
ｔ．％、 ボロン（Ｂ） ：０．０００２から０．０００５ｗ
ｔ．％以下、 残り、鉄及び不可避的不純物、及び、 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）：０．０１０ｗｔ．％以下、 マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１０ｗｔ．％以下、 チタン（Ｔｉ） ：０．１０ｗｔ．％以下、 ジルコニウム（Ｚｒ）：０．２０ｗｔ．％以下 からなり、前記不可避的不純物としての硫黄（Ｓ）、燐
（Ｐ）、酸素（Ｏ）及び窒素（Ｎ）のそれぞれの含有量
は、 硫黄（Ｓ） ：０．００３０ｗｔ．％以下、 燐（Ｐ） ：０．００７０ｗｔ．％以下、 酸素（Ｏ） ：０．００４０ｗｔ．％以下、 窒素（Ｎ） ：０．００３ｗｔ．％以下、 であり、更に、下記（１）式および（２）式、 （［Ｓ］＋１／５［Ｏ］＋１／２［Ｐ］≦０．００４５ｗｔ．％ --- （１） （［Ｃａ］＋２［Ｍｇ］＋１．５［Ｔｉ］＋０．８［Ｚｒ］ ／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）≧１ --- （２） を満足することに特徴を有するものである。
ものであって、この発明は、 ニッケル（Ｎｉ）：３０から４５ｗｔ．％、 アルミニウム（Ａｌ）：０．００６から０．０３０ｗ
ｔ．％、 ボロン（Ｂ） ：０．０００２から０．０００５ｗ
ｔ．％以下、 残り、鉄及び不可避的不純物、及び、 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）：０．０１０ｗｔ．％以下、 マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１０ｗｔ．％以下、 チタン（Ｔｉ） ：０．１０ｗｔ．％以下、 ジルコニウム（Ｚｒ）：０．２０ｗｔ．％以下 からなり、前記不可避的不純物としての硫黄（Ｓ）、燐
（Ｐ）、酸素（Ｏ）及び窒素（Ｎ）のそれぞれの含有量
は、 硫黄（Ｓ） ：０．００３０ｗｔ．％以下、 燐（Ｐ） ：０．００７０ｗｔ．％以下、 酸素（Ｏ） ：０．００４０ｗｔ．％以下、 窒素（Ｎ） ：０．００３ｗｔ．％以下、 であり、更に、下記（１）式および（２）式、 （［Ｓ］＋１／５［Ｏ］＋１／２［Ｐ］≦０．００４５ｗｔ．％ --- （１） （［Ｃａ］＋２［Ｍｇ］＋１．５［Ｔｉ］＋０．８［Ｚｒ］ ／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）≧１ --- （２） を満足することに特徴を有するものである。
【００１４】
【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ために添加される主
要な元素であり、Ｎｉを３０〜４５ｗｔ．％含有するこ
とによって、常温からＬＮＧの温度である−１６０℃ま
での温度範囲において、低い熱膨張特性を確保すること
ができる。Ｎｉ含有量が３０ｗｔ．％未満又は４５ｗ
ｔ．％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） 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０．００６ｗｔ．％未満では、酸素（Ｏ）が本発明の
上限値である０．００４０ｗｔ．％を超えて、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、偏析が多くなる結果、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。 （３） 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、
０．００７０ｗｔ．％以下に限定すべきである。 （４） 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、０．０
０３０ｗｔ．％以下に限定すべきである。 （５） 酸素（０）：Ｏは、本発明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、介在物が本発明合金中に多くなり、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。 （６） 窒素（Ｎ）：Ｎは、本発明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０．００３０ｗ
ｔ．％を超えると、本発明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て、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、微量添加することにより
耐溶接割れ性を向上させることができる元素であるが、
０．０００２ｗｔ．％以上添加させないと、その効果が
不十分であり、一方、その含有量が０．０００５ｗｔ．
％を超えると、著しく粒界の延性が低下して、溶接割れ
性を誘発する。従って、Ｂ含有量は、０．０００２から
０．０００５ｗｔ．％の範囲内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（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）：Ｃａ、Ｍｇ、
Ｔｉ及び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。しかしな
がら、Ｃａ及びＭｇは、その含有量が０．０１０ｗｔ．
％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もその含有量が０．２０ｗｔ．％を超えるとＴｉと
同様に脆化を促進させる。従って、Ｃａ及びＭｇの含有
量は、０．０１０ｗｔ．％以下に、Ｔｉの含有量は、
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。
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ために添加される主
要な元素であり、Ｎｉを３０〜４５ｗｔ．％含有するこ
とによって、常温からＬＮＧの温度である−１６０℃ま
での温度範囲において、低い熱膨張特性を確保すること
ができる。Ｎｉ含有量が３０ｗｔ．％未満又は４５ｗ
ｔ．％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） 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０．００６ｗｔ．％未満では、酸素（Ｏ）が本発明の
上限値である０．００４０ｗｔ．％を超えて、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、偏析が多くなる結果、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。 （３） 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、
０．００７０ｗｔ．％以下に限定すべきである。 （４） 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、０．０
０３０ｗｔ．％以下に限定すべきである。 （５） 酸素（０）：Ｏは、本発明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、介在物が本発明合金中に多くなり、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。 （６） 窒素（Ｎ）：Ｎは、本発明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０．００３０ｗ
ｔ．％を超えると、本発明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て、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、微量添加することにより
耐溶接割れ性を向上させることができる元素であるが、
０．０００２ｗｔ．％以上添加させないと、その効果が
不十分であり、一方、その含有量が０．０００５ｗｔ．
％を超えると、著しく粒界の延性が低下して、溶接割れ
性を誘発する。従って、Ｂ含有量は、０．０００２から
０．０００５ｗｔ．％の範囲内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（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）：Ｃａ、Ｍｇ、
Ｔｉ及び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。しかしな
がら、Ｃａ及びＭｇは、その含有量が０．０１０ｗｔ．
％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もその含有量が０．２０ｗｔ．％を超えるとＴｉと
同様に脆化を促進させる。従って、Ｃａ及びＭｇの含有
量は、０．０１０ｗｔ．％以下に、Ｔｉの含有量は、
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。
【００１５】特に、耐溶接高温割れ特性に好ましいＭｇ
は、０．０００５から０．０２ｗｔ．％、Ａｌは、０．
０００５から０．０２ｗｔ．％、であり、Ｍｇ／Ａｌ≧
０．２とすることが望ましい。この発明におけるＡｌ
は、ｔｏｔａｌＡｌ（固溶Ａｌと酸化物、窒化物として
のＡｌとの総計）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及び
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、ＩＰＩ＝（［Ｓ］＋１／５［Ｏ］＋１／２
［Ｐ］）を、０．００４５ｗｔ．％以下とすることが必
要である。
は、０．０００５から０．０２ｗｔ．％、Ａｌは、０．
０００５から０．０２ｗｔ．％、であり、Ｍｇ／Ａｌ≧
０．２とすることが望ましい。この発明におけるＡｌ
は、ｔｏｔａｌＡｌ（固溶Ａｌと酸化物、窒化物として
のＡｌとの総計）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及び
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、ＩＰＩ＝（［Ｓ］＋１／５［Ｏ］＋１／２
［Ｐ］）を、０．００４５ｗｔ．％以下とすることが必
要である。
【００１６】図１は、ＩＰＩ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る。この場合、清
浄度は、本発明の範囲内の０．０２５％以下である。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り行った。
熱割れ長さとの関係を示すグラフである。この場合、清
浄度は、本発明の範囲内の０．０２５％以下である。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り行った。
【００１７】図１において、□印は、凝固割れ長さを示
し、●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に近くなり、耐溶接割れ性が顕著に改善されることが
分かる。 （１０） （［Ｃａ］＋２［Ｍｇ］＋１．５［Ｔｉ］＋
０．８［Ｚｒ］／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）≧１ 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及びＺｒの少なくとも１つ
の含有量を、（［Ｃａ］＋２［Ｍｇ］＋１．５［Ｔｉ］
＋０．８［Ｚｒ］／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）で表されるＩ
ＰＲの値が１以上であることを必要とする。
し、●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に近くなり、耐溶接割れ性が顕著に改善されることが
分かる。 （１０） （［Ｃａ］＋２［Ｍｇ］＋１．５［Ｔｉ］＋
０．８［Ｚｒ］／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）≧１ 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及びＺｒの少なくとも１つ
の含有量を、（［Ｃａ］＋２［Ｍｇ］＋１．５［Ｔｉ］
＋０．８［Ｚｒ］／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）で表されるＩ
ＰＲの値が１以上であることを必要とする。
【００１８】図２は、（［Ｃａ］＋２［Ｍｇ］＋１．５
［Ｔｉ］＋０．８［Ｚｒ］／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）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る。この場合の清浄度は、本発
明の範囲内の０．０２５％以下である。なお、凝固割れ
長さ及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。
［Ｔｉ］＋０．８［Ｚｒ］／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）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る。この場合の清浄度は、本発
明の範囲内の０．０２５％以下である。なお、凝固割れ
長さ及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。
【００１９】図２において、□印は、凝固割れ長さを示
し、●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
割れ長さ及び再熱割れ長さは共に０又は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
向上することが明らかである。 （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にしたがって測定される合金
の清浄度を０．０２５％以下、望ましくは０．０１９％
以下が良い。清浄度が０．０２５％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。
し、●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
割れ長さ及び再熱割れ長さは共に０又は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
向上することが明らかである。 （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にしたがって測定される合金
の清浄度を０．０２５％以下、望ましくは０．０１９％
以下が良い。清浄度が０．０２５％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。
【００２０】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、必要に応じて、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。
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、必要に応じて、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。
【００２１】
【実施例】次に、この発明を実施例により更に詳細に説
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。表１に各供試体の清浄度を合わせて示す。
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。表１に各供試体の清浄度を合わせて示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】上記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によるバレス
トレイン試験を施した。上記各供試体から板厚５ｍｍ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、単独のビード割れ長さにより高温凝
固割れを評価し、第２ビードによる再熱部付近の割れ長
さにより再熱割れ長さを評価した。表２に、各供試体の
凝固割れ長さ及び再熱割れ長さを示す。
々に対して、次のようなクロスビード方式によるバレス
トレイン試験を施した。上記各供試体から板厚５ｍｍ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、単独のビード割れ長さにより高温凝
固割れを評価し、第２ビードによる再熱部付近の割れ長
さにより再熱割れ長さを評価した。表２に、各供試体の
凝固割れ長さ及び再熱割れ長さを示す。
【００２４】
【表２】
【００２５】表２から明らかなように、本発明供試体Ｎ
ｏ．１〜１４は、何れも高温割れは見られず、後述する
比較用供試体に比べて耐溶接割れ性に優れている。これ
に対して、比較用供試体Ｎｏ．１５は、Ｐ、比較用供試
体Ｎｏ．１７は、Ｏ及びＡｌ、比較用供試体Ｎｏ．１８
は、Ｎ、比較用供試体Ｎｏ．１９及び２０は、Ｂの含有
量が本発明範囲を外れているので、本発明供試体に比べ
て耐溶接割れ性が劣り、バレストレイン試験で割れが生
じている。また、比較用供試体Ｎｏ．２１は、Ｃａ、比
較用供試体Ｎｏ．２２は、Ｔｉ、比較用供試体Ｎｏ．２
３は、Ｚｒの含有量が、本発明範囲を外れているので、
やはり、本発明供試体に比べて耐溶接割れ性が劣り、バ
レストレイン試験で割れが生じている。
ｏ．１〜１４は、何れも高温割れは見られず、後述する
比較用供試体に比べて耐溶接割れ性に優れている。これ
に対して、比較用供試体Ｎｏ．１５は、Ｐ、比較用供試
体Ｎｏ．１７は、Ｏ及びＡｌ、比較用供試体Ｎｏ．１８
は、Ｎ、比較用供試体Ｎｏ．１９及び２０は、Ｂの含有
量が本発明範囲を外れているので、本発明供試体に比べ
て耐溶接割れ性が劣り、バレストレイン試験で割れが生
じている。また、比較用供試体Ｎｏ．２１は、Ｃａ、比
較用供試体Ｎｏ．２２は、Ｔｉ、比較用供試体Ｎｏ．２
３は、Ｚｒの含有量が、本発明範囲を外れているので、
やはり、本発明供試体に比べて耐溶接割れ性が劣り、バ
レストレイン試験で割れが生じている。
【００２６】一方、比較用供試体Ｎｏ．２４は、上記
（１）式に規定するＳ、Ｏ及びＰの重み付き合計量が、
比較用供試体Ｎｏ．２５は、上記（２）式に規定するＳ
及びＯとＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＺｒとの量的な比が本発
明範囲を外れているので、やはり、本発明供試体に比べ
て耐溶接割れ性が劣っている。また、比較用供試体Ｎ
ｏ．２６は、清浄度が本発明範囲を外れているので、本
発明供試体に比べて耐溶接割れ性が劣っている。
（１）式に規定するＳ、Ｏ及びＰの重み付き合計量が、
比較用供試体Ｎｏ．２５は、上記（２）式に規定するＳ
及びＯとＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＺｒとの量的な比が本発
明範囲を外れているので、やはり、本発明供試体に比べ
て耐溶接割れ性が劣っている。また、比較用供試体Ｎ
ｏ．２６は、清浄度が本発明範囲を外れているので、本
発明供試体に比べて耐溶接割れ性が劣っている。
【００２７】このように、本発明によれば、非金属介在
物を形成するＳ、Ｐ及びＯの含有量を低減した上で、Ｂ
を微量添加し、且つ、Ｓ、Ｐ及びＯの総量を規定し、更
に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＺｒのうちの少なくとも１つ
の元素を、Ｓ及びＯの総量に見合う特定量だけ添加する
ことによって、耐溶接割れ性および靱性に優れたＦｅ−
Ｎｉ系アンバー合金を得ることができる。
物を形成するＳ、Ｐ及びＯの含有量を低減した上で、Ｂ
を微量添加し、且つ、Ｓ、Ｐ及びＯの総量を規定し、更
に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＺｒのうちの少なくとも１つ
の元素を、Ｓ及びＯの総量に見合う特定量だけ添加する
ことによって、耐溶接割れ性および靱性に優れたＦｅ−
Ｎｉ系アンバー合金を得ることができる。
【００２８】
【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といった、工業上
有用な効果がもたらされる。
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−Ｎ
ｉ系アンバー合金を得ることができるといった、工業上
有用な効果がもたらされる。
【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。
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］＋２［Ｍｇ］＋１．５［Ｔｉ］＋
０．８［Ｚｒ］／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）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。
０．８［Ｚｒ］／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）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 土屋 博昭 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】ニッケル（Ｎｉ）：３０から４５ｗｔ．
％、 アルミニウム（Ａｌ）：０．００６から０．０３０ｗ
ｔ．％、 ボロン（Ｂ） ：０．０００２から０．０００５ｗ
ｔ．％以下、 残り、鉄及び不可避的不純物、及び、 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）：０．０１０ｗｔ．％以下、 マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１０ｗｔ．％以下、 チタン（Ｔｉ） ：０．１０ｗｔ．％以下、 ジルコニウム（Ｚｒ）：０．２０ｗｔ．％以下 からなり、 前記不可避的不純物としての硫黄（Ｓ）、燐（Ｐ）、酸
素（Ｏ）及び窒素（Ｎ）のそれぞれの含有量は、 硫黄（Ｓ） ：０．００３０ｗｔ．％以下、 燐（Ｐ） ：０．００７０ｗｔ．％以下、 酸素（Ｏ） ：０．００４０ｗｔ．％以下、 窒素（Ｎ） ：０．００３ｗｔ．％以下、 であり、更に、下記（１）式および（２）式、 （［Ｓ］＋１／５［Ｏ］＋１／２［Ｐ］≦０．００４５ｗｔ．％ --- （１） （［Ｃａ］＋２［Ｍｇ］＋１．５［Ｔｉ］＋０．８［Ｚｒ］ ／（［Ｓ］＋２［Ｏ］）≧１ --- （２） を満足することを特徴とする、溶接性に優れたＦｅ−Ｎ
ｉ系アンバー合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9217346A JPH1161341A (ja) | 1997-08-12 | 1997-08-12 | 溶接性に優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9217346A JPH1161341A (ja) | 1997-08-12 | 1997-08-12 | 溶接性に優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1161341A true JPH1161341A (ja) | 1999-03-05 |
Family
ID=16702743
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9217346A Pending JPH1161341A (ja) | 1997-08-12 | 1997-08-12 | 溶接性に優れたＦｅ−Ｎｉ系アンバー合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1161341A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004124263A (ja) * | 2004-01-13 | 2004-04-22 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 耐錆性に優れるＦｅ−Ｎｉ合金材料 |
| WO2015136333A1 (fr) * | 2014-03-14 | 2015-09-17 | Aperam | Alliage fer-nickel présentant une soudabilité améliorée |
| JP2018145474A (ja) * | 2017-03-03 | 2018-09-20 | 新報国製鉄株式会社 | 低熱膨張合金 |
-
1997
- 1997-08-12 JP JP9217346A patent/JPH1161341A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004124263A (ja) * | 2004-01-13 | 2004-04-22 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 耐錆性に優れるＦｅ−Ｎｉ合金材料 |
| JP4643147B2 (ja) * | 2004-01-13 | 2011-03-02 | 日本冶金工業株式会社 | 耐錆性に優れるＦｅ−Ｎｉ合金材料 |
| 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 |
| KR20160133440A (ko) * | 2014-03-14 | 2016-11-22 | 아뻬랑 | 용접성이 개선된 철-니켈 합금 |
| US20170096727A1 (en) * | 2014-03-14 | 2017-04-06 | Aperam | Iron-nickel alloy having improved weldability |
| JP2017512899A (ja) * | 2014-03-14 | 2017-05-25 | アペラン | 改善した溶接性を有する鉄−ニッケル合金 |
| RU2655501C2 (ru) * | 2014-03-14 | 2018-05-28 | Аперам | Железо-никелевый сплав с улучшенной свариваемостью |
| US10633728B2 (en) | 2014-03-14 | 2020-04-28 | Aperam | Iron-nickel alloy having improved weldability |
| JP2018145474A (ja) * | 2017-03-03 | 2018-09-20 | 新報国製鉄株式会社 | 低熱膨張合金 |
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