WO2007049367A1 - 溶接継手及びその製造方法 - Google Patents

溶接継手及びその製造方法 Download PDF

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WO2007049367A1
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PCT/JP2006/300340
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English (en)
French (fr)
Inventor
Tomoya Kawabata
Kazushige Arimochi
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries Ltd
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded

Definitions

  • the present invention relates to a welded joint and a method for manufacturing the same.
  • welded joints and their manufacturing methods that are assumed to be used in a low-temperature environment of -60 ° C or lower, more specifically, liquefied petroleum gas (hereinafter referred to as “LPG”) or liquefied natural gas (hereinafter referred to as “LPG”).
  • LPG liquefied petroleum gas
  • LPG liquefied natural gas
  • LNG liquefied natural gas
  • the present invention relates to a welded joint capable of ensuring safety and a manufacturing method thereof.
  • a base material (material steel) for producing a so-called “low temperature tank” for storing LPG, LNG, etc. is required to have excellent fracture toughness for ensuring safety.
  • the so-called “9% Ni steel” containing 9% Ni by mass used in LNG tanks is the storage temperature of LNG—base metal and welded joints at 165 ° C Resistance to fracture, such as brittle fracture propagation stopping properties, is required. For this reason, in order to improve the properties of the base material, the chemical composition has been improved by reducing the content of impurity elements such as P and S, and the C content, and quenching (Q) -2 phase.
  • the so-called “three-stage heat treatment method” of zone quenching (L) —tempering (T) has been applied to optimize the metal structure.
  • austenitic welding materials are generally used from the viewpoint of ensuring resistance to fracture, that is, fracture safety.
  • SMAW force sideways welding
  • SAW submerged arc welding
  • vertical welding force TIG welding, for which automatic TIG welding has been applied, has a low welding speed, and improvement of power in terms of efficiency has been desired.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose a technique aimed at improving the welding speed by using a 1 torch and 2 electrodes
  • Non-Patent Document 1 discloses the technique of the above 1 torch and 2 electrodes. Is applied to prestressed concrete LNG tanks! RU [0006] TIG welding is excellent in that the bead shape is beautiful and the necessity for rework after welding is low. However, even with the technology that has achieved the two-electrode method described above, a reduction in efficiency due to multilayer welding is inevitable.
  • Non-Patent Document 2 describes a high-heat-input electrified port gas arc welding (hereinafter also referred to as "EGW"!
  • thick-walled members can now be constructed by single-layer welding.
  • Non-Patent Document 3 describes an example in which electroslag welding is applied to welding of a building structure, in particular, welding of a diaphragm portion of a box column.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 9-277052
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 9-277055
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9 295154
  • Non-Patent Document 1 Kobayashi, Yuki, Ushio, Tanaka, Ueno, Yamashita: “Development and practical application of two-electrode high-efficiency TIG welding method (SE DAR— TIG)”, Proceedings of Welding Structure Symposium 2002, 411 ⁇ 4 14 The page
  • Non-Patent Document 2 Minagawa, Ishida, Funatsu, Imai: “Yield Strength 390MPa Steel Plate for Adult Heat Welding for Large Container Ships”, Nippon Steel Technical Report No. 380 (2004), pages 6-8
  • Non-Patent Document 3 Zanki, Onishi, Otake, Okaguchi, Yokoyama, Hatano: “Development of high-performance HT590 steel sheet for construction with excellent weldability”, Sumitomo Metals Vol. 50 (1998) No. 1, pages 43-47 Disclosure of the invention
  • the object of the present invention is to provide high heat input welding for so-called “9% Ni steel” for high efficiency welding. It is to provide a welded joint capable of ensuring fracture safety even when applied and a method for manufacturing the same.
  • GMAW gas metal arc welding
  • the CTOD value is an amount calculated for macro deformation level force, basically, the greater the difference in hardness between the weld metal and HAZ, the smaller the CTOD value. If this is recorded numerically, it can be expressed as follows. That is, the Vickers hardness of the weld metal (hereinafter referred to as “HV”) and the Vickers hardness of the weld heat affected zone (hereinafter referred to as “HV”)
  • the D value decreases significantly.
  • the amount of inclusions in the weld metal depends on the type of gas used as the shielding gas. to be influenced. In other words, oxygen (o) and carbon dioxide (CO) are abundant in the shielding gas component.
  • oxygen will melt into the weld metal through an arc reaction at a high temperature, and further, it will crystallize or precipitate as an oxide.
  • Base material is mass%, C: 0.01 to 0.2%, Si: 0.01 to: L 0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Ni: 6 0 to: L0. 0% and A1: 0.005 to 0.1%, the balance is a welded joint consisting of Fe and impurities, gas metal arc welding using austenitic filler metal Alternatively, a welded joint that is joined by electret gas arc welding and has a weld metal structure of austenite and satisfies the following formulas (1) and (2).
  • HV is the Vickers hardness of the weld metal and HV is the Vickers hardness of the heat affected zone.
  • the base material is selected from Cu: 1% or less, Cr: 1% or less, Mo: 1% or less, and B: 0.005% or less instead of part of Fe 1
  • a method for manufacturing a welded joint characterized in that gas metal arc welding or elect mouth gas arc welding is performed with a deviation of 20% or less.
  • “Pickers hardness” refers to an average value of Vickers hardness measured at a plurality of locations on a weld metal or weld heat affected zone.
  • the “Pickers hardness of weld metal” is calculated from the Vickers hardness stamped multiple times on the lZ4t line (where “t” indicates the plate thickness) of the weld metal.
  • the "Vickers hardness of the weld heat affected zone” should be an average value based on the Pickers hardness stamped in the area between the "bond part” and the "bond part force is also lmm away from the base metal”. What is necessary is just to calculate.
  • the "welded metal structure” refers to the structure of every part of the weld metal.
  • the structure of the weld metal is austenite” means that no matter what part of the weld metal is observed, it becomes austenite! /.
  • the welded joint of the present invention has good fracture toughness, in particular, good CTOD characteristics, and can ensure great resistance to brittle fracture, so that welding of a tank for storing a low-temperature liquid is possible. Fittings, especially 165 ° C, can be used as welded joints for LNG tanks that store cryogenic LNG. This welded joint can be obtained relatively easily by the method of the present invention in which high heat input welding is applied to so-called “9% Ni steel” and can achieve high efficiency in welding. It is beneficial.
  • Fig. 1 shows a V-groove force with a groove angle of 5 ° on one side and a root gap of 5mm on a 25% -thick 9% Ni steel base material having the chemical composition specified in the present invention.
  • Hastelloy TGS-709S registered trademark
  • the C needs to be contained in an amount of 0.01% or more in view of ensuring strength.
  • the toughness is lowered.
  • the toughness is markedly lowered. Therefore, the content of C is set to 0.01 to 0.2%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.1%.
  • Si is an element that has a deoxidizing action and improves strength, and a content of 0.01% or more is necessary. However, if the content is too large, the weld joint toughness will decrease. In particular, when the Si content exceeds 1.0%, the toughness of the welded joint is significantly reduced. Therefore, the content of Si was set to 0.01 to: L 0%. From the viewpoint of ensuring good weld joint toughness, the upper limit of the Si content is preferably 0.50%.
  • Mn is an element that improves strength and toughness, and should be contained by 0.1% or more. However, if the content is too large, the weldability deteriorates and the characteristics of the base metal and the welded joint become non-uniform. In particular, if the Mn content exceeds 2.0%, the weldability deteriorates remarkably, and the characteristics of the base metal and the welded joint become more uneven. Therefore, the Mn content was set to 0.1 to 2.0%. The upper limit of the Mn content is preferably 1.0%.
  • Ni has the effect of improving strength and toughness at the same time, and tanks for storing low-temperature liquids, especially-165 ° C!
  • LNG tanks for storing cryogenic LNG It is an element that is indispensable for the base material, and its content must be 6.0% or more. However, if the content exceeds 10.0, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the Ni content was 6.0 to L0.
  • A1 A1: 0.005-0.1%
  • A1 is a deoxidizing element and must be contained in an amount of 0.005% or more to ensure the cleanliness of the steel. There is a point. However, if the content is too high, coarse Al 2 O may be generated or welded.
  • the content was set to 0.005-0. 1%.
  • the lower the A1 content the more advantageous the toughness of the welded joint. Therefore, when the toughness of the welded joint is more important, the upper limit of the A1 content is preferably 0.05%. If the upper limit of A1 content is kept as low as 0.05%, it is possible to prevent deterioration of slab surface quality during continuous fabrication caused by A1N.
  • the chemical composition of the base material of the welded joint according to the present invention (1) is defined as containing the elements at C force A within the above-mentioned range, with the balance being Fe and impurity forces. did.
  • the chemical composition of the base material of the welded joint according to the present invention may optionally contain elements shown in Group 1 to Group 3 described later, instead of a part of Fe, if necessary. May be good.
  • Group 1 Cu: l% or less, Cr: l% or less, Mo: 1% or less, and B: 0.005% or less
  • Cu has the effect of increasing strength. However, if the Cu content exceeds 1%, weldability is impaired. Therefore, the Cu content is set to 1% or less. In order to surely obtain the effect of Cu described above, the content is preferably 0.1% or more. Therefore, the more desirable Cu content is 0.1-1%.
  • Cr has an effect of increasing strength. However, if the Cr content exceeds 1%, the weldability is impaired. Therefore, the Cr content is set to 1% or less. In order to obtain the above-described effects with certainty, the content is preferably set to 0.1% or more. Therefore, the more desirable Cr content is 0.1 to 1%.
  • Mo has an effect of increasing strength. However, if the Mo content exceeds 1%, weldability is impaired. Therefore, the Mo content is set to 1% or less. In order to reliably obtain the above-described effect of Mo, the content is preferably set to 0.1% or more. Therefore, the more desirable Mo content is 0.1-1%.
  • B has an effect of increasing strength. That is, B has an effect of improving strength by praying to the grain boundaries. However, if the B content exceeds 0.005%, the toughness is impaired. Therefore, the B content is set to 0.005% or less. In addition, in order to reliably obtain the effect of B described above Therefore, it is preferable that the content is 0.0005% or more. Therefore, the more preferable B content is 0.0005 to 0.005%.
  • Second group V: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, and Zr: 0.05% or less
  • V has the effect of increasing the toughness by refining the structure, and is especially effective for refining the structure when manufacturing the base material by online accelerated cooling.
  • the content of V is set to 0.1% or less.
  • the content is preferably set to 0.005% or more. Therefore, the more desirable V content is 0.005-0. 1%.
  • Nb has the effect of increasing the toughness by refining the structure, and is particularly effective in refining the structure when producing a base material by online accelerated cooling.
  • the Nb content is set to 0.1% or less.
  • the content is preferably 0.005% or more. Therefore, the more desirable Nb content is 0.005-0. 1%.
  • Ti has the effect of increasing the toughness by refining the structure, and is particularly effective in refining the structure when producing a base material by online accelerated cooling.
  • the Ti content is set to 0.1% or less.
  • the content is preferably set to 0.005% or more. Therefore, the more desirable Ti content is 0.005-0. 1%.
  • Zr has the effect of increasing the toughness by refining the structure, and is particularly effective for refining the structure when manufacturing the base material by online accelerated cooling.
  • the Zr content is set to 0.05% or less.
  • the content is preferably set to 0.003% or more. Good. Therefore, the more desirable Zr content is 0.003-0.05%.
  • V, Nb, Ti and Zr, or a combination of two or more may be contained.
  • Group 3 Ca: 0.005% or less
  • Ca has the effect of preventing the formation of MnS and improving the thickness direction characteristics of the base metal, and in particular, increasing the Charpy absorbed energy value in the thickness direction of the base material.
  • the Ca content exceeds 0.005%, the cleanliness of the steel is impaired. Therefore, the Ca content is set to 0.005% or less.
  • the content thereof is 0.0005% or more. Therefore, the more desirable Ca content is 0.0005 to 0.005%.
  • the chemical composition of the base material of the welded joint according to the present invention (2) is replaced with a part of Fe of the base material of the welded joint according to the present invention (1).
  • it is specified to contain one or more selected from Cr: 1% or less, Mo: 1% or less, and B: 0.005% or less.
  • the chemical composition of the base material of the welded joint according to the present invention (3) is replaced with a part of Fe of the base material of the welded joint in the present invention (1) or the present invention (2), V: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, and Zr: 0.05% or less.
  • the chemical composition of the base material of the welded joint according to the present invention (4) is replaced with a part of Fe of the base material of the welded joint in any of the present invention (1) to the present invention (3). Therefore, it was specified that Ca: 0.005% or less.
  • the welded joint of the present invention welded by GMAW or EGW, for example, under the conditions described later, by combining the base material (9% Ni steel) having the chemical composition described in the section (A) and an austenitic filler metal, for example.
  • the structure of the weld metal becomes austenite.
  • the Vickers hardness must be 250 or less.
  • the strength (hardness) of materials including austenitic materials increases. Elongation will decrease. This is because the increase in strength is based on a mechanism that reduces elongation, such as an increase in dislocation density. And the Vickers hardness of the weld metal, that is, HV force 3 ⁇ 4
  • the "Vickers hardness of the weld metal” may be calculated from the Vickers hardness obtained by stamping a plurality of times with the lZ4t line of the weld metal part.
  • the CTOD value which is a measure of resistance to brittle fracture, is an amount calculated from the macro deformation level force.
  • the CTOD test generally does not end with brittle fracture unless the HAZ brittle fracture resistance is extremely bad.
  • the weld metal In order not to end with brittle fracture, the weld metal must have a lower hardness than the HAZ. In other words, "HV ⁇ HV"
  • CTOD value decreases as the difference in Vickers hardness between the weld metal and HAZ increases. Above all, the value of “HV-HV” is great for fracture characteristics of welded joints, especially CTOD characteristics.
  • Figure 1 shows 0.05% C-0. 7% Mn-0. 25% Si-9. 0% Ni—0.025%
  • A1 V-groove force with 5 ° groove angle on one side and root gap of 5mm is applied to Ni steel base metal, and Hastelloy TGS—709S (registered trademark), an Ni-based alloy, is used as an austenitic filler metal.
  • Hastelloy TGS—709S registered trademark
  • an Ni-based alloy is used as an austenitic filler metal.
  • the "Vickers hardness of the weld heat affected zone” includes a plurality of regions between the "bond portion” and the "point separated from the bond portion lmm toward the base metal side".
  • the average value may be calculated from the Vickers hardness obtained by stamping.
  • the welded joint of the present invention can be used at room temperature and has good fracture toughness characteristics even at low temperatures, it should also be used as a welded joint used to manufacture low-temperature tanks that store LPG, LNG, etc. Can do. More specifically, it can be used even in a low temperature environment of 60 ° C or lower.
  • the welded joint according to the present invention (5) should be used in a low temperature environment of 60 ° C or lower.
  • the heat input during welding is set to 4. OkjZmm or more, and the fraction of CO and O in the shielding gas is set to 20% or less.
  • the upper limit of the heat input during welding is not particularly specified, it is better to set it to 30. OkjZmm considering the actual plate thickness of the LNG tank.
  • the welded joints of the present inventions (1) to (4) can be used as the welded joint of the present invention (5) used in the use environment described in the section (D).
  • the austenitic filler material for example, a Ni-based alloy hastelloy (registered trademark) material or inconel (registered trademark) material can be used.
  • the 9% Ni steel plate which is the base material, can be manufactured, for example, as follows. The following description is merely an example of the production method and does not limit the scope of the present invention.
  • Ni steel which has been subjected to component adjustment, is continuously forged under general conditions to form a slab, which is then transported to a plate factory.
  • the slab that arrives at the plate factory is reheated to 1050 ° C, for example, in a heating furnace.
  • Heating furnace power The extracted slab is reverse-rolled by a hot rolling mill to a predetermined thickness.
  • Q-L-T For the cut steel sheet, for example, Q-L-T, where the quenching (Q) temperature is 810 ° C, the two-phase quenching (L) temperature is 580 ° C, and the tempering (T) temperature is 500 ° C.
  • the so-called “three-stage heat treatment” is performed.
  • Q-T treatment is performed at a quenching (Q) temperature of 810 ° C and a tempering (T) temperature of 500 ° C.
  • Example 1 Using a steel plate with the chemical composition shown in Table 1 and the mechanical properties shown in Table 2 and a thickness of 25 mm, a V groove force of 5 ° on one side and a root gap of 5 mm was applied to GMAW and Welded by EGW and investigated the weld joint performance.
  • Steels 1 to 17 in Table 1 are steels of the present invention examples whose chemical compositions satisfy the conditions defined in the present inventions (1) to (4).
  • steels X1 to X5 are comparative steels whose chemical compositions also deviate from the conditional forces defined in the present invention.
  • the 25 mm steel plate which is the base material, was subjected to a tensile test by rolling the slab at the heating temperature and rolling finishing temperature shown in Table 2, and then quenching and tempering at various temperatures. The one with a tensile strength of about 690 to 735 MPa at 590 to 630 MPa was selected.
  • Table 2 shows the quenching and tempering temperatures when the tensile properties described above were obtained.
  • a V-notch test piece with a width of 10 mm specified in JIS Z 2202 (1998) was taken from the position of plate thickness 1Z4 in parallel with the rolling direction, and a Charpy impact test was conducted at –196 ° C to absorb the absorption energy ( vE-196).
  • Type 4 of the CTOD test in Table 2 shows that the stable ductile crack grows by 0.2 mm or more.
  • Hastelloy TGS-709S registered trademark
  • Ni-based alloy having the chemical composition shown in Table 3.
  • Table 4 shows welding methods and heat input amounts for the respective base materials. In all cases, He gas alone (100% He) was used as the shielding gas used during welding.
  • the weaving was investigated and the Vickers hardness (HV) of the heat affected zone was measured.
  • the Vickers hardness of the weld metal is the average value of three points of Vickers hardness obtained by stamping at a test force of 9.807N at a pitch of 0.5mm on the lZ4t line of the weld metal. It was.
  • the HAZ Vickers hardness is about 12mm from the bond part to the lmm part, and the weld part is 14t line at the bond part (immediately above the fusion line), and 0.5mm away from the bond part to the base metal side.
  • the point and bond part force are also on the base metal side. 1.
  • Test force at a point separated by Omm 9. Vickers hardness is measured at 807N, and these three points are averaged to obtain HV.
  • a smooth round bar tensile test piece with a parallel part diameter of 6 mm, a gauge distance of 25 mm and a gripping part of M10 was taken from the position of about 1Z4 of the plate thickness, and a tensile test was conducted at room temperature. % Resistance (0.2% PS) and tensile strength (TS) were determined.
  • a notch is introduced into the so-called “fusion line” bond part, and a standard “BX 2B” type bending test specimen with the total thickness defined in BS 7448 -partl (1991) as B is used, similar to the base metal.
  • a three-point bending CTOD test was conducted at 165 ° C to investigate the limit CTOD value ⁇ c and the type of CTOD test.
  • the pass / fail criterion was set to 0.8 mm as the limit CTOD value based on the CTOD test results of TIG welded joints so far.
  • Table 4 shows the results of the above tests together.
  • Type 4 of the CTOD test in Table 4 means that the stable ductile crack grows 0.2 mm or more, but then brittle fracture occurs, and the brittle fracture occurrence point becomes the maximum load. It means that a brittle fracture does not occur up to the maximum load and the crack propagates in a ductile manner.
  • the asterisk (*) indicates that the conditions specified in the present invention are not met, and the ** mark indicates that the target of 0.8 mm has not been achieved.
  • base materials X1 to X5 whose chemical composition deviates from the conditions specified in the present invention are inferior in toughness, and in particular, base material XI has a critical CTOD value ⁇ c of 0.051 mm and brittle fracture. Because of its low resistance to, the CTOD test type was a type including brittle fracture4.
  • the welded joints with test numbers 1 to 17 that satisfy the conditions specified in the present invention (1) to (4) have a critical CTOD value ⁇ c exceeding lmm, which is large against brittle fracture. It can be seen that it has resistance.
  • the welded joints with test numbers 18 to 22 where the chemical composition of the base material deviated from the conditions stipulated in the present invention were all subjected to brittle fracture due to the brittleness of the HAZ structure itself.
  • the limit CTOD value Sc has not reached the low target of 0.8 mm.
  • the root angle is 5 ° on one side using steel plates of Steel 1 and Steel 3 as the base material.
  • V-groove machining with a gap of 5 mm was performed, and welding was performed using a solid wire with a diameter of 1.6 mm of a filler metal having the chemical composition shown in Table 5.
  • filler metals A to C shown in Table 5 are austenitic base, Stelloy (registered trademark), Inconel 625 (registered trademark), and martensitic base metal wires, respectively.
  • the measurement method is the same as in [Example 1].
  • the welded joints with test numbers 23 to 43 that satisfy the conditions specified in the present invention have a critical CD value ⁇ c exceeding lmm and have a high resistance to brittle fracture. Gawaka.
  • the target of 0.8mm has not been reached.
  • Test No. 44 welded joint has a value of (HV -HV) exceeding 200, and the limit CT
  • OD value Sc is as low as 0.241mm.
  • the welded joint with test number 45 has an HV value exceeding 250 and a critical CTOD value of ⁇
  • the welded joint with test number 46 had a CO fraction of more than 20% in the shielding gas.
  • the critical CTOD value ⁇ c is as low as 0.123 mm.
  • the weld joint with test number 47 had an O fraction in the shielding gas of more than 20%.
  • the limit CTOD value ⁇ c is as low as 0.120 mm.
  • the weld joint with test number 48 uses martensitic code C as the filler metal, so that the weld metal structure formed by welding becomes a martensite structure and becomes HV.
  • the welded joint of the present invention has good fracture toughness, in particular, good CTOD characteristics and great resistance to brittle fracture, a welded joint for tanks for storing low-temperature liquids, -With 165 ° C! As a welded joint of LNG tank for storing cryogenic LNG Can be used.
  • This welded joint can be obtained relatively easily by the method of the present invention in which high heat input welding is applied to so-called “9% Ni steel”, and high efficiency of welding can be realized.

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Abstract

　母材が、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と不純物からなる溶接継手であって、γ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され、溶接金属の組織がγで、且つ、ＨＶＷＭを溶接金属のビッカース硬さ、ＨＶＨＡＺを溶接熱影響部のビッカース硬さとして、「ＨＶＷＭ≦２５０」及び「０≦ＨＶＨＡＺ－ＨＶＷＭ≦２００」を満足する溶接継手は、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°C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。

Description

明 細 書
溶接継手及びその製造方法
技術分野
[0001] 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°C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°Cと 、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。
背景技術
[0002] 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、安全性確保の面力 優れた破壊靱性が要求される。
[0003] 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 ヽ ては、 LNGの貯蔵温度である— 165°C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。
[0004] 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、当初は被覆ァー ク溶接 (以下、「SMAW」という。）でのみ実施されていた力 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ィ匕が図られて 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力 TIG溶 接は溶着速度が低く、能率の観点力 改善が望まれてきた。
[0005] そのため、特許文献 1〜3に、 1トーチ 2電極ィ匕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電極ィ匕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！、る。 [0006] 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。し力しながら、上記の 2電極ィ匕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。
[0007] 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つ 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 能率ィ匕が実現している。
[0008] 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「ハツチコ一ミング」 や「シァストレイキ」などに大入熱のエレクト口ガスアーク溶接（以下、「EGW」とも!/、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。
[0009] 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。
[0010] し力しながら、 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 ヽ 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。
特許文献 1：特開平 9 - 277052号公報
特許文献 2：特開平 9 - 277055号公報
特許文献 3：特開平 9 295154号公報
非特許文献 1 :小林、結城、牛尾、田中、上野、山下：「2電極高能率 TIG溶接法 (SE DAR— TIG)の開発と実用化」、溶接構造シンポジウム 2002講演論文集、 411〜4 14ページ
非特許文献 2 :皆川、石田、船津、今井：「大型コンテナ船用大人熱溶接対応降伏強 度 390MPa級鋼板」、新日鉄技報 第 380号（2004)、 6〜8ページ
非特許文献 3 : ¾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 発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0011] 本発明の目的は、所謂「9%Ni鋼」に溶接施工の高能率ィ匕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。
課題を解決するための手段
[0012] 溶接施工の高能率ィ匕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っ ヽて種々検討を行った
[0013] 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。
[0014] 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。
[0015] その結果、母材、溶接条件、或 、はそれらの組み合わせにつ 、て下記 (a)〜 (i)の 知見を得た。
[0016] (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
[0017] (b) 9%Ni鋼をオーステナイト系の溶力卩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。
[0018] (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 ヽ 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。
[0019] (d)軟らカ 、オーステナイトの溶接金属と硬 、HAZとが隣接して 、る状況下にお!/ヽ 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 ぉ 、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!、、つまりアンダーマッチングである必要がある。
[0020] (e)しカゝしながら、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カゝら脆性破壊が発生してし まつ。
[0021] (f) CTOD値はマクロな変形レベル力 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 ヽほど 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 」と 、う。）と溶接熱影響部のビッカース硬さ（以下、「HV 」と 、う）と
WM HAZ
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 -H
HAZ
V 」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!/、う意味で CTO
WM
D値の低下が著しくなる。
[0022] (g)次に、溶接金属の延性破壊抵抗の検討を行ったところ、オーステナイト糸且織の 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カロ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（酸ィ匕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、酸ィ匕物の量が多い場合には小さな変形レベルで歪集中部力も 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 V、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 、状態であれば、構造物の破壊安全性が高 、とは 、えな 、。
[0023] (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 (o )や二酸化炭素 (CO )が豊富に
2 2 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、酸ィ匕 物として晶出或いは析出する。
[0024] 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。
[0025] (1)母材が、質量％で、 C : 0. 01〜0. 2%、 Si: 0. 01〜： L 0%、 Mn: 0. 1〜2. 0 %、Ni: 6. 0〜： L0. 0%及び A1: 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溶加材を用いてガスメタルアーク溶接 又はエレクト口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 ≤250 (1)、
WM
0≤HV -HV ≤200 (2)。
HAZ WM
ここで、 HV は溶接金属のビッカース硬さ、 HV は溶接熱影響部のビッカース硬
WM HAZ
さを表す。
[0026] (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。
[0027] (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。
[0028] (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 、ずれかに記載の溶接継手。
[0029] (5)—60°C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
V、ずれかに記載の溶接継手。
[0030] (6)上記（1)から (4)までの 、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. OkjZmm以上、シールドガス中の CO及び Oの分率
2 2 を 、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口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。 [0031] 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。
[0032] なお、本発明で 、う「ピッカース硬さ」は、溶接金属又は溶接熱影響部にお!、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「溶接金属のピツカ ース硬さ」は、溶接金属部の lZ4t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ぐ「溶接熱影響部のビッカース硬さ」は 「ボンド部」〜「ボンド部力も母材側に lmm離れた地点」の間の領域を打刻したピツカ ース硬さから平均値を算出すればよい。
[0033] 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、すべてォー ステナイトとなって!/、ることを指す。
発明の効果
[0034] 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°Cと 、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 能率ィ匕が実現できるため、産業上極めて有益である。
図面の簡単な説明
[0035] [図 1]図 1は、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開先力卩ェを施して、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ィ TGS - 709S (登録商標）を用いて EGW した場合の、限界 CTOD値（図中にお 、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 -HV )
HAZ WM
の影響を示す図である。
発明を実施するための最良の形態
[0036] 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。
[0037] (A)溶接継手の母材の化学組成
C : 0. 01〜0. 2%
Cは、強度確保の観点力も 0. 01%以上含有させる必要がある。しかしながら、じの 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。
[0038] Si: 0. 01〜： L 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。し力しながら、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〜： L 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。
[0039] 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 。し力しながら、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 つて、 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。
[0040] Ni: 6. 0〜： L0. 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°Cと!ヽぅ極低温の LNGを貯蔵する LNGタンクを製造するた めの母材に欠力せない元素であり、 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力りである。したが つて、 Niの含有量を 6. 0〜： L0. 0%とした。
[0041] A1:A1: 0. 005〜0. 1%
A1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。し力しながら、その含有量が多すぎると、粗大な Al Oを生成したり、溶接
2 3
継手の CTOD特性が低下する。特に、 A1の含有量が 0. 1%を超えると、粗大な A1
2
O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、 A1の
3
含有量を 0. 005-0. 1%とした。なお、 A1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、 A1含有量の上限は 0 . 05%とすることが好ましい。 A1含有量の上限を 0. 05%と低く抑えれば、 A1Nに起 因する連続铸造時のスラブ表面品質の劣化を防止することもできる。
[0042] 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力 Aほでの元素を含有し、残部は Fe及び不純物力 なることと規定した。
[0043] 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。
[0044] 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。
[0045] 第 1群： Cu: l%以下、 Cr: l%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。し力しながら、 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。
[0046] Crは、強度を高める作用を有する。し力しながら、 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 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 つて、より望ましい Crの含有量は 0. 1〜1%である。
[0047] 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 M o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。
[0048] Bは、強度を高める作用を有する。すなわち、 Bは粒界に偏祈して強度改善効果を 有する。し力しながら、 Bの含有量が 0. 005%を超えると、靱性が損なわれる。したが つて、 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%以上とすること力 S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。
[0049] 上記の Cu、 Cr、 Mo及び Bのうちの!/、ずれ力 1種のみ、又は 2種以上の複合で含有 することができる。
[0050] 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。し力しながら、 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。
[0051] 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。し力しながら、 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。
[0052] 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。し力しながら、 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、より望ましい Tiの含有量は 0. 005-0. 1%である。
[0053] 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。し力しながら、 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。
[0054] 上記の V、 Nb、 Ti及び Zrのうちのいずれ力 1種のみ、又は 2種以上の複合で含有 することができる。
[0055] 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、 C a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%以上とすること力 S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。
[0056] 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。
[0057] 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%以下のうち力 選択される 1種以上を含有すること と規定した。
[0058] 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。
[0059] (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。
[0060] すなわち、一般に、オー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 力-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 力 ¾
WM
50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 つて、前記の (1)式、つまり、「HV ≤ 250」を満たすことと規定した。
WM
[0061] 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 lZ4t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。
[0062] (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力ゝら算 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 ≤HV 」、したが
WM HAZ
つて、前記 (2)式のうちの「0≤HV -HV 」を満たす必要がある。
HAZ WM
[0063] 一方、溶接金属と HAZとのビッカース硬さの差が大き 、ほど CTOD値は小さくなる 。なかでも、「HV -HV 」の値は溶接継手の破壊特性、特に CTOD特性に大
HAZ WM
きく影響する。
[0064] 図 1は、 0. 05%C-0. 7%Mn-0. 25%Si- 9. 0%Ni— 0. 025%A1のィ匕学組 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開先力卩ェを施して、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 ィ 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 -HV 」の影響を示す図である。
HAZ WM
[0065] '入熱： 10. Okj/mm,
•シールドガス： Heガス単体（ 100%He)、
'パス数： 1。
[0066] 図 1に示すように、「HV -HV 」の値が 200を超えると、 CTOD値の低下が著
HAZ WM
しくなつて、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 — HV ≤2
HAZ WM
00」を満たす必要がある。
[0067] 以上より、前記の (2)式、つまり、「0≤HV -HV ≤ 200」を満たすことと規定し
HAZ WM
た。
[0068] 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 ド部カゝら母材側に lmm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。
[0069] (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°C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。
[0070] したがって、本発明（5)に係る溶接継手を、 60°C以下の低温環境下で使用する ことと規定した。
[0071] (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 、た SAWは多電極ィ匕によ る大入熱溶接が可能である力 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。
[0072] 但し、溶接時の入熱量が 4. OkjZmm未満の場合には、本発明が目的とする溶接 施工の高能率ィ匕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 CO
2 と O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
2
属中に溶け、更には、酸ィ匕物として晶出或いは析出し、酸ィ匕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 ( δ c)値で 0. 8mmを確保できな い。 [0073] したがって、本発明（6)にお ヽては、溶接時の入熱量を 4. OkjZmm以上とし、ま た、シールドガス中の CO及び Oの分率を 20%以下とした。
2 2
[0074] なお、溶接時の入熱量の上限は、特に規定しな 、が、実際的な LNGタンクの板厚 を考慮すれば 30. OkjZmmとするのがよい。
[0075] (A)項で述べたィ匕学組成を有する 9%Ni鋼の母材を、オーステナイト系の溶加材 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 -HV 」の規定を満
HAZ WM
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。
[0076] なお、オーステナイト系の溶加材としては、例えば、 Ni基合金のハステロィ (登録商 標）系材料やインコネル (登録商標）系材料を用いることができる。
[0077] 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ょ 、。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 、
[0078] 〈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铸造してスラブとし、 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°Cに再加熱する。
〈3〉加熱炉力 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、成品サイズにシヤー切断する。
〈5〉切断した鋼板を、例えば、焼入れ (Q)温度を 810°C、 2相域焼き入れ (L)温度 を 580°C、焼戻し (T)温度を 500°C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°C、焼戻し (T)温度を 500°Cとした Q— T処理を行う。
[0079] 以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
実施例
[0080] [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開先力卩ェを施し、 GMAW及 び EGWによって溶接して溶接継手性能を調査した。
[0081] 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力も外 れた比較例の鋼である。
[0082] 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。
[0083] 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。
[0084] 母材の機械的性質は次のようにして調査した。
[0085] ·引張特性：
板厚 1Z4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。
[0086] ·衝撃特性：
板厚 1Z4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°C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。
[0087] .CTOD特性：
BS 7448-partl(1991)に規定された全厚を Bとした標準の「B X 2B」タイプの曲げ試 験片を採取し、—165°Cで 3点曲げ CTOD試験を実施して、限界 CTOD値 S cと CT
OD試験のタイプを調査した。
[0088] 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 表
Figure imgf000016_0001
鋼 化 学 組 成 (質量％ ) 残部 ： F e および不純物
G Si Mn Ni AI Cu Gr Mo B V Nb Ti Zr Ca
1 0.05 0.13 0 41 8. 91 0.038 - - - - - -
2 0.04 0.13 0 76 8. 32 0.024 一 - - - - -
3 0.14 0.25 0 65 9. 21 0.009 - - - 一 一 一
4 0.04 0.25 0 53 8. 03 0.080 - - 0 014 - 0 0171 0 0011
5 0.06 0.25 0 41 8. 62 0.009 0 40 0 60 0 40 - 0. 021 0 014 - 0 0171 -
6 0.04 0.05 1 00 8. 91 0.009 0 48 0. 0010 0. 068 0 015 0 014 - 0 0008
7 0.05 0.17 0 88 8. 03 * o 0.052 0 .36 0 24 0. 0018 0. 080 0 017 - 0 0200 -
8 0.01 0.13 0 88 8. 32 0.009 0 56 0 36 0. 0013 0. 045 0 018 0 015 0 0053 -
9 0.06 0.01 0 41 8. 32 0.024 0 44 - - 0 012 - 0 0053 0 0020
10 0.05 0.25 0 10 8. 32 0.052 0 60 - —― - 一 0 0053 0 0020
11 0.04 0.13 0 65 6. 00 0.024 0 40 0 24 0. 0015 - 0 018 0 020 0 0082 0 0008
12 0.06 0.21 0 65 8. 32 0.005 0 42 0. 0005 - 0 015 0 012 - 一
13 0.20 0.25 0 41 9. 50 0.066 0 60 一 - 0 018 - 0 0112 0 0005
14 0.06 1.00 0 41 9. 50 0.066 0. 0005 - - - - 0 0008
15 0.06 0.13 2 00 8. 91 0.052 0 40 0. 0015 0. 045 0 015 0 017 一 0 0020
16 0.06 0.21 0 41 10. 00 0.009 0 60 0. 0010 - - 0 012 - -
17 0.06 0.09 0 41 8. 32 0.100 0 • 54 0 32 0. 0010 0. 045 一 - 0 0171 -
X1 *0.21 0.09 0 52 8. 00 0.022 G 60 0 28 - - 0 017 - 0 0170 0 0005
X2 0.05 *1.fl2 1 00 8. 90 0.066 0 48 0 • 54 - 0. 044 - 0 012 - - .
X3 0.05 0.05 *2 05 8. 60 0.080 0 .60 0 28 - 一 0 017 0 020 0 0200 0 0017
X4 0.06 0.25 0 40 *13. 50 0.008 0 48 0 40 - 0. 020 0 017 0 017 0 0200 0 0017
X5 0.04 0. 13 0 52 9. 20 0 56 0 54 0 36 0. 0015 0. 068 0 017 0 017 0 0140 0 0014
*印は本発明で規定する条件から外れている »—とを示す。
0089 表 2
Figure imgf000017_0002
Figure imgf000017_0001
は、表 3に示すィ匕学組成を有する Ni基の合金であるハステロィ TGS— 709S (登録 商標）の直径 1. 6mmワイヤを用いた。
[0092] [表 3]
Figure imgf000018_0001
Figure imgf000018_0002
[0093] 表 4に、各母材に対する溶接方法と入熱量を示す。なお、全ての場合にぉ ヽて溶 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。
[0094] このようにして得た各溶接継手にっレ、て、溶接金属のビッカース硬さ（HV )と組
WM
織を調査し、更に、溶接熱影響部のビッカース硬さ (HV )を測定した。
HAZ
[0095] ここで、溶接金属のビッカース硬さは、溶接金属部の lZ4t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 とした。
WM
また、 HAZのビッカース硬さは、ボンド部から lmm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力も母材側に 1. Omm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 とした
HAZ
[0096] また、次の溶接継手性能も調査した。
[0097] ·全溶接金属の引張特性：
板厚の約 1Z4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%耐カ（ 0. 2%PS)及び引張強度 (TS)を求めた。
[0098] '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。 [0099] .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 -partl(1991)に規定された全厚を Bとした標準の「B X 2B」タイプの曲げ試験片を採 取し、— 165°Cで 3点曲げ CTOD試験を実施して、限界 CTOD値 δ c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。
[0100] 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。
[0101] [表 4]
§〔〕0102
表 4
Figure imgf000020_0001
Figure imgf000020_0002
*印は本発明で規定する条件から外れていることを、 **印は目標の 0. _8 mmに未達であることを示す。
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 XIは、限界 CTOD値 δ c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。
[0103] 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 δ cが lmm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組織自体の脆ィ匕により、いずれも CT OD試験のタイプが脆性破壊を含む 4となり、限界 CTOD値 S cも低ぐ目標の 0. 8m mに達していない。
[0104] [実施例 2]
前記の表 1に示すィ匕学組成及び表 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 リツドワイヤを用いて溶接した。
[0105] 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ノ、ステロ ィ (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
[0106] [表 5] 表 5
Figure imgf000021_0001
[0107] 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。
[0108] すなわち、各溶接継手にっ 、て、溶接金属におけるビッカース硬さ（HV )と組織 を調査し、更に、 HAZのビッカース硬さ（HV )を測定した。なお、ビッカース硬さの
HAZ
測定法は、前記 [実施例 1]と同様である。
[0109] また、溶接継手の CTOD特性にっ ヽても [実施例 1]に記載したのと同様の方法で 調査した。
[0110] 表 6に、上記の各試験結果を併せて示す。
[0111] [表 6]
Figure imgf000023_0001
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 C D値 δ cが lmmを超えており、脆性破壊に対する大きな抵抗性を有してレヽること がわカゝる。
[0113] 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口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 の規定及
HAZ
び (HV -HV )の規定の両方を満たさな 、場合には、限界 CTOD値 δ cが低く
HAZ WM
、 目標の 0. 8mmに達していない。
[0114] 試験番号 44の溶接継手は、（HV -HV )の値が 200を超えており、限界 CT
HAZ WM
OD値 S cが 0. 241mmと低い。
[0115] 試験番号 45の溶接継手は、 HV の値が 250を超えており、限界 CTOD値 δじが
WM
0. 065mmと極めて低い。
[0116] 試験番号 46の溶接継手は、シールドガス中の CO分率を 20%超としたため、溶接
2
金属中に多くの酸化物が形成され、更に、 HV の値が 250を超えている。このため
WM
、限界 CTOD値 δ cは、 0. 123mmと低!ヽ。
[0117] 試験番号 47の溶接継手は、シールドガス中の O分率を 20%超としたため、溶接金
2
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 δ cは、 0. 120mm と低い。
[0118] 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 の
WM
値が 340と極めて高いので、限界 CTOD値 S cが 0. 056mmと極めて低い。
[0119] 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。
[0120] 以上、実施例によって本発明を具体的に説明したが、本発明はこれらの実施例に 限定されるものではない。実施例として開示のないものも本発明の要件を満たしさえ すれば当然に本発明に含まれる。
産業上の利用可能性
[0121] 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°Cと!ヽぅ極低温の 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ィ匕が実現で きる。

Claims

請求の範囲
[1] 母材が、質量0 /0で、 C : 0. 01〜0. 2%、 Si: 0. 01〜： L 0%、 Mn: 0. 1〜2. 0%、 Ni: 6. 0〜： L0. 0%及び A1: 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溶加材を用いてガスメタルアーク溶接又は エレクト口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 ≤250 (1)
WM
0≤HV -HV ≤200 (2)
HAZ WM
ここで、 HV は溶接金属のビッカース硬さ、 HV は溶接熱影響部のビッカース硬
WM HAZ
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請求項 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請求項
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請求 項 1から 3までの 、ずれかに記載の溶接継手。
[5] 60°C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。
[6] 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. OkjZmm以上、シールドガス中の CO及び Oの分率をいず
2 2
れも 20%以下として、ガスメタルアーク溶接又はエレクト口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。
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