WO2000020160A1

WO2000020160A1 - Structure soudee constituee d'un alliage a faible coefficient de dilatation thermique, et materiau de soudage

Info

Publication number: WO2000020160A1
Application number: PCT/JP1999/001743
Authority: WO
Inventors: Kazutoshi Nishimoto; Naoshige Kubo; Hiroshi Iwahashi; Shuji Yamamoto; Hidefumi Yamanaka; Shinji Koga; Yutaka Chida; Taketo Yamakawa; Kouji Michiba; Hiroyuki Hirata; Kazuhiro Ogawa; Toshinobu Nishibata
Original assignee: Kawasaki Heavy Industries Ltd; Osaka Gas Co Ltd; Sumitomo Metal Industries Ltd; Kawasaki Jukogyo KK
Current assignee: Kawasaki Heavy Industries Ltd; Nippon Steel Corp; Osaka Gas Co Ltd; Kawasaki Motors Ltd
Priority date: 1998-10-02
Filing date: 1999-04-01
Publication date: 2000-04-13
Anticipated expiration: 2001-04-02
Also published as: US6528012B2; EP1134053B1; EP1134053A4; US20020011287A1; EP1134053A1; DE69920743D1; DE69920743T2; JP3888058B2

Description

明細書低熱膨張係数合金製の溶接構造物および溶接材料技術分野

本発明は、液化天然ガス（LNG) のような低温物質の貯蔵用のタンク、輸送用の配管、およびそれらに付属する各種の機器であって、全部または一部の部材が Fe-Ni系低熱膨張率合金で構成され、溶接によって組み立てられる物（ここでは、これらを総称して「溶接構造物」という）に関する。本発明はまた上記の配管に使用される溶接管に関する。さらに本発明は、上記のような溶接構造物および溶接管の製造に用いるのに好適な溶接材料（ワイヤ）に関する。背景技術

液化天然ガス（LNG) のような低温物質の輸送用配管や貯蔵タンクの材料としては、従采、 JISの SUS 304のようなオーステナィト系ステンレス鋼が使用されてきた。しかし、オーステナィト系ステンレス鋼は、熱膨張係数が大きいので、たとえば配管においては一定の長さごとにル一プ管を挟んで膨張 ·収縮による変形を吸収する対策が必要である。仮にループ管が不必要となるような熱膨張係数が著しく小さい材料で配管を構成できれば、ループ管に必要なエルボ管が不必要になり、配管を通すトンネルの径を小さくでき、配管の断熱等の保守作業も軽減され、建設費および維持管理費の大きな節減が可能になる。

機械的および化学的性質の面から LNG等の低温物質の輸送ゃ貯用機器の材料として使用が可能なものの中で、特定の成分比を有する Fe 一 Ni 系合金が非常に小さい線膨張係数を有することが知られている。そのような合金の代表的なものとしては、インバーと総称される Fe-36 % Ni、 Fe-42 % Ni があげられる（本明細書において成分含有量に関する％は、重量％を意味する）。これらは、その小さい熱膨張係数を活かして、温度変化による伸縮を嫌う機器の材料として使用されている。上記の Fe - Ni系の低熱膨張係数合金からなる構造物を溶接して組み立てる場合、母材と同等の線膨張係数を有する溶接材料の使用が望ましい。そのため、特開平 4-231194号公報や、特閧平 7-267272号公報に閧示されているような共金系の溶接材料が提案されている。

上記特閧平 4-231194号公報に開示される溶接材料は、 Ni (Co) および Feの外に C： 0.05〜 0.5 %、 Nb： 0.5〜 5 %を含み、更に、必要に応じて、 Mn、 Ti、 Al、 Ce、 Mg等を選択的に含有させた溶接時の溶接割れを防止できるという溶接材料である。

特開平 7-267272号公報に開示されているのは、 Ni： 30〜 45 %、 C： 0.03〜 0.3 %、 Nb： 0.1〜 3 %、 P： 0.015 %以下、 S： 0.005 %以下、 Si ： 0.05〜 0.6 % . Mn： 0.05〜 4 %、 A1： 0.05 %以下および 0 (酸素）： 0.015 %以下で、さらに、 Nbと Cの関係を（％ Nb) X ( % C) ≥ 0.01 と規定することにより、多層溶接時の再熱割れを防止し、かつ溶接部の靱性をも改善できる溶接材料である。

しかしながら、上記の提案に係る溶接材料を大型の構造物、特に液化天然ガスの配管や貯蔵に使用されるタンク等の構造物の組立に使用すると次のような問題が生じる。即ち、これらの溶接材料は Nb、 Ti、 Ce、 Mg、 B、 Ca等の多種多様な合金元素を含むが、これらは合金の加工性を劣化させて溶接材料（ワイヤ）製造を困難にする。特に Nbは、大型の酸化物を生成させるため、合金の熱間加工性のみならず冷間加工性までも劣化させる。また、仮に溶接材料が製造できたとしても、さらに次のような課題が残る。

溶接構造物、例えば、前記の液化天然ガス輸送用の配管ゃ貯'蔵用タンクを組み立てる場合、施工能率および溶接部の品質の面から、 TIG溶接 /2

やプラズマ溶接により自動溶接ができること、および現地施工のために様々な溶接姿勢で溶接可能であること、が望まれる。即ち、溶接材料は優れた溶接作業性を具備することが必須である。具体的には、自動溶接において溶け込み不足や溶接線はずれ等に起因する裏波未形成や融合不良などの溶接欠陥を発生しないこと、および上向き溶接時にも溶け落ちや裏波未形成を生じないことが求められる。

前記の提案に係る溶接材料では、溶接部の耐割れ性ゃ靱性といった継手性能の改善は考慮されているが、上述の溶接材料の製造性および溶接作業性については何ら配慮がなされていない。

前記特開平 4-231194号公報に開示される溶接材料では、溶接時の凝固割れに関しては考慮されているものの、大型構造物などの厚肉材の多層溶接に際して発生する再熱割れ対策は考慮されていない。さらに、液化天然ガスと接触するような部位では— 196 °Cといった極低温での十分な靱性が必要とされるにもかかわらず、この点についても配慮されていない。

なお「凝固割れ」というのは溶接によって形成された溶接金属（ビード）そのものが凝固する際に発生する割れであり、「再熱割れ」とは、多層盛り溶接において、初期に形成された割れのない溶接金属（ビ一ド）が、その上にさらに溶接金属を盛ったときに再加熱されて、その熱影響によって初期の溶接金属中に発生する割れである。 Fe— Ni系合金の溶接では特にこの再熱割れが発生しやすく、その防止対策が Fe— Ni系低熱膨張率合金の溶接構造物の実用化の要になる。

前記の特開平 7-267272号公報で提案された溶接材料では、再熱割れ対策についても考慮されている。しかし、溶接時の溶接方法や開先形状などに起因する合金成分の希釈があるので、溶接材料の化学組成だけでは再熱割れ防止の効果は必ずしも十分ではない。そのため、実際に液化天然ガスなどの極低温物質を取り扱う構造物用の溶接材料として用いるには問題がある。

LNG貯蔵設備やその配管のように極低温物質を取り扱う構造物では、先に述べたように溶接金属の低温靱性が必要とされるが、さらに耐応力腐食割れ性も要求される。上記のような構造物はウレ夕ン樹脂のような保冷材（断熱材）で被覆されることが多く、その保冷材は微量の C を含むこと、また、これらの構造物は海に近い場所に設置されることが多いため、海水に起因する C厂を含む環境に触れることが多いからである。先に挙げた特閧平 7-267272号公報の発明では、溶接部の低温靱性の改善をも目的としているが、耐応力腐食割れ性については何らの防止策も採られていない。

一方、前記のような溶接構造物を作製するのに使用する溶接材料には、製造が容易であること、言い換えればワイヤに加工しやすいこと（製造性）、およびその材料を用いたときに溶接作業が容易であること（作業性）が必要である。

溶接材料、即ち、溶接ワイヤの製造時には、素材の熱間加工および冷間での伸線という加工が必須である。既に述べたように、これまでに提案された溶接材料は加工性が劣り、ワイヤに加工するのが難しく、ワイャ製造コストが高くなる。

LNG貯蔵タンクやその配管のような大型溶接構造物の組立では、施ェ能率を高めるために TIG溶接やプラズマ溶接による自動溶接が採用される。しかも、現地での組立が多いから、様々な溶接姿勢において溶接が可能でなければならない。あるといった優れた溶接作業性を具備することを求められる。具体的には、自動溶接において溶け込み不足や溶接線外れなどに起因した裏波未形成や融合不良などの溶接欠陥を発生しないこと、さらには、上向き溶接時に溶け落ちや裏波未形成を生じないことが求められる。しかし、これまでに提案された溶接材料では、これらに関しては全く考慮されていない。発明の開示

本発明の第 1の目的は次の①〜③の特徴を有する溶接構造物および溶接管を提供することにある。

①溶接金属に凝固割れおよび再熱割れが無いこと

②溶接金属の低温靱性が優れていること

③溶接金属の耐応力腐食割れ性が優れていること

本発明の第 2の目的は、上記①〜③の特性を備えた溶接金属を形成することができ、かつ下記の特性を備えた溶接材料を提供することにある。

④製造性に優れること、即ち、ワイヤに加工し易いこと

⑤作業性に優れること、即ち、全姿勢の自動溶接で健全な溶接継手が得られること。

本発明の溶接構造物は、溶接で接合される部材の少なくとも一方が Fe 一 Ni基低熱膨張係数合金であって、下記の（A)および (B)を特徴とする。

(A) 溶接金属が、重量％で、 Ni： 30〜 45%、 Co： 0〜 10 %、 C： 0.03 〜 0.5%、 Mn： 0.7%以下、 Nbおよび Zrの一方または両方の合計で 0.05 ~ 4%、希土類元素： 0〜0.5 %を含み、不純物としての Pが 0.02%以下、 A1が 0.01%以下、酸素が 0.01%以下であること。

(B) 上記溶接金属中の Siおよび Sがそれぞれ下記の①式および②式を満たすこと。ただし、下記の①式および②式中の元素記号はその元素の含有量（重量％) を示す。

Si≤ 0.1(Nb+Zr)+0.05 % · · · ①

S≤ 0.0015(Nb+Zr)+0.0055 % · · · ② 本発明の溶接管は、 Fe一 Ni基低熱膨張係数合金の板を管状に成形し、突き合わせ部を溶接して製造するものである。この管は、主に低温物質の輸送用配管に使用される。そのときは、複数の管の管端を突き合わせて円周溶接を行って組み立てる。なお、配管の要所には分岐管やエルボのような管継手が使用されるが、そのような管継手も溶接して製造される場合は溶接管の範疇に含まれる。

本発明の溶接管も、前記 (A)および (B)の特徴を備える。そして、上記の溶接構造物または溶接管の溶接金属中では、柱状晶の境界に存在する炭化物が溶接金属の 0.5〜 50体積％であり、かつその炭化物中の bまたはノおよび Zrが炭化物の 20重量％以上であることが望ましい。

本発明の溶接材料は、 Fe — Ni系低熱膨張係数合金の溶接金属を形成するのに使用する溶接材料であつて、下記の (C)および (D)を特徴とする。

(C) 重量％で、 C： 0.5 %以下、 N 30〜 45%、 Co： 0〜： 10 %、 Mn ： 0.7%以下、 Nbおよび Zrの一方または両方の合計で 0.2〜 4%、希土類元素： 0〜 0.5%含み、不純物としての Pが 0.02%以下、 Aが 0.01%以下、酸素が 0.01%以下の Fe基合金であること。

(D) 上記溶接材料中の Si、 Nb、 Zr、 S、 C、 Mn、 O (酸素）および Al の含有量が下記の①式から⑥式までの全てを満たすこと。

Si≤ 0.1(Nb+Zr)+0.05 % · · ·①

S≤ 0.0015(Nb+Zr)+0.0055 % · · ·②

C≥ 0.015(Nb+Zr)+0.04 % · · . ③

0.1 ≤ ( Si / Mn) ≤ 2 · · · ④

S + 0≤ 0.015 % · · · ⑤

A1 +0≤ 0.015 % · · · ⑥

ただし、上記①式〜⑥式中の元素記号はその元素の含有量（重量％) をす。

本発明者らは、 Fe — Ni系低熱膨張係数合金製の構造物を多層溶接したときの溶接金属の割れの原因、溶接金属の低温靱性および耐応力腐食割れ性、ならびに溶接材料の製造性および作業性について詳細に調査した。本発明は、これらの調査によって得られた次に述べるような様々な新しい知見に基づいてなされた発明である。 (1)溶接金属の凝固割れと再熱割れについて

本発明者らは、凝固割れおよび再熱割れの発生した溶接金属の割れの破面を詳しく調査した。その結果、次の事実が確認された。

(a)凝固割れの破面には顕著な溶融痕がある。また、破面上には Si、 C が濃化している。

(b)再熱割れの破面には、凝固割れ破面と同様に、 Si、 Cが濃化し、溶融痕が認められる部分と、 Sが濃化した平坦な粒界破壊を呈する部分とがある。

これらの事実から、凝固割れは、 Si、 Cの濃化した液相が長時間残留し、外部応力を受けて開口する現象であると考えられた。また、再熱割れは、前のパスで形成されたビードの結晶粒界に偏祈した Si、 Cがマトリックスの Fe と低融点の共晶化合物を生成し、それが次パスの熱で加熱されて溶融し開口すること、およびビードの粒界に S が偏祈するため、粒界の固着力が小さくなり、その部分が次パスの熱応力により開口すること、が原因であると考えられた。

本発明者らは、これらの二種類の割れを両方とも防止するためには、 C を炭化物として固定することが有効であることを確かめた。溶接金属の凝固時に、 Cを安定な炭化物として高温で液相中に晶出させれば、凝固時に Si と Cに起因する低融点の共晶化合物が生成せず液相が長時間残留する現象がなくなる。また、炭化物の高温での晶出は、凝固時の柱状晶境界の形状を複雑にし、そこに生じる熱応力を分散させて応力集中を軽減する効果もある。従って、柱状晶境界に多少の液相が存在しても、割れ発生までには到らない。これらの総合作用によって、凝固割れが防止されるものと推定される。

溶接金属中の Cが安定な炭化物として存在すれば、多層溶接時の溶接熱サイクルにより前のビードが再加熱されても、柱状晶境界に偏祈した Siが Cおよび Feと低融点の共晶化合物を生成することがない。さらに、炭化物が晶出することにより柱状晶境界が複雑になり、境界面積が増加する。従って、単位粒界面積当たりの S の偏析量が少なくなり、粒界固着力の低下が軽減される。従って、 Sの濃化に起因する割れも発生しなくなる。これらの結果、再熱割れも防止される。

上記のような炭化物を生成させるのに最も有効な元素が bおよび Zr である。これらは、いずれか一方でもよく、また両方を併せて使用してもよい。そして、溶接金属中の Nbまたは/および Zrの適正含有量は、下記の①式および②式を満たすことが必要である。

Si≤ 0.1 (Nb+Zr) + 0.05 · · · ①

S≤ 0.0015 (Nb+Zr) + 0.0055 · · . ②

(2) 溶接金属の低温靱性について

上述のように溶接時の割れ防止には溶接金属中に炭化物を生成させることが有効である。しかし、炭化物量の過度の増加は低温靱性の劣化を招く。従って、低温用設備で実用上十分な衝撃値を満足させるには溶接金属中の炭化物量を一定の限度以下に規定する必要がある。

(3) 溶接金属の耐応力腐食割れ性の改善

Fe一 Ni系低熱膨張係数合金の応力腐食割れは、 Sの偏祈した粒界に発生するた粒界腐食を起点として発生することが明らかとなった。この粒界腐食は、母材に較べて、特に凝固偏祈が顕著な溶接金属の粗大な柱状晶の粒界で生じやすい。これを防止するのにも、凝固中に炭化物を柱状晶粒界に晶出させ、柱状晶境界の形状を複雑化し、 S の粒界偏析量を減少させることが有効である。

応力腐食割れの防止には、表面処理も有効である。例えばショットピ —ニング、サンドプラスト等の処理を施せば、溶接金属の表面に圧縮応力が残留して、耐応力腐食割れ性が向上する。また、溶接金属を腐食環境から遮断するようなコーティングを施してよい。例えば、円周溶接した部分を金属部表面をァミンァダクト硬化型エポキシ樹脂とィソネート硬化型ポリオール樹脂の組み合わせ、または一液型ケチミン硬化型ェポキシ樹脂からなる有機系物質で被覆すれば、応力腐食割れの発生を防ぐことができる。

上記のように、溶接金属中の C を炭化物として存在させることによつて、溶接金属の割れの防止および耐応力腐食割れ性の改善という効果が得られる。この炭化物の活用が、 Fe— Ni系低熱膨張係数合金の溶接に伴う多くの問題を解決する最も重要な手段である。この炭化物は、凝固後の溶接金属中の柱状晶境界に存在する必要がある。その量は、体積％で溶接金属の 0.5 %以上であることが望ましい。しかし、過剰に存在すると低温靱性の低下を招くため、 50体積％以下に抑えるべきである。炭化形成元素としては、高温で安定な炭化物を形成する元素、例えば、 Cr、 Mo、 Ti、 Ta、 Hf、 Nd等が利用できる。しかし、少なくとも Nb または/および Zrの炭化物、即ち、（Nb、 Zr) Cがふくまれていることが望ましい。そして、炭化物中の Nb または/および Zrの含有量が炭化物総量の 20重量％以上であることが望ましい。その場合、炭化物が安定かつ高融点のものになるからである。

(4) 溶接材料の製造性

上述のように、溶接金属の特性改善のためには Nbまたは/および Zr を添加することが有効である。しかし、 Nbおよび Zrは酸素との親和力も強いため、大型の酸化物を生成しやすい。溶接金属中ではこれらの酸化物は S を固溶し、再熱割れの防止に寄与するが、溶接材料を製造する時には変形抵抗の増加を招き、製造性を著しく劣化させる。

本発明者ちは、溶接材料中でも Nb、 Zrを炭化物、即ち、（Nb、 Zr) C として存在させることにより、 b、 Zr を主体とした大型酸化物の生成を防止でき、それによつて溶接材料の加工性が改善できることを見いだした。上記の炭化物を生成させるのに必要な溶接材料中の C量は b、 Zr 量の増加とともに増加する。従って、溶接材料中の Cと Nb、 Zrの含有量は下記の③式を満たす必要がある。

C≥ 0.015 (Zr+ b) + 0.04 % · · · ③

(5) 溶接作業性の改善

溶接作業性は、溶接材料中の Si、 Mn、 S、 Oおよび A1の含有量と密接な関係があること、即ち、下記の事実が明らかになった。

(A) Siと Mnの含有量の比、即ち、 Si / Mnを 0.1〜 2.0の範囲に調整することにより、最も溶接の困難な、上向き溶接時の溶け落ち、たれ落ちがなく、平坦な溶接部が得られる。従って、 Siと Mnの含有量は下記の④式を満たす必要がある。

0.1≤ (Si / Mn) ≤ 2 · · · ④

(B) 溶接ビ一ドの均一性は、溶接材料中の Sおよび O (酸素）の含有量と密接な関係があり、溶接線をはずれることなく均一なビードを得るには Sと Oの含有量の合計を 0.015 %以下にしなければならない。従つて、 Sと 0の含有量は下記の⑤式を満たす必要がある。

S + 0≤ 0.015 % · ■ · ©

(C) A1 と 0 (酸素）の含有量の合計が 0.015 %を超える場合は、多量のスラグが発生し、アークからの入熱が十分に母材に投入されないため、 TIG多層溶接の際に初層溶接時の裏波未形成の原因となる。また、プラズマ溶接時にキーホールが十分に形成されない。従って、 A1 と 0 の含有量は下記の⑥式を満たす必要がある。

Al +0≤ 0.015 % · · · ⑥ 図面の簡単な説明

図 1は、実施例で採用した TIG溶接の開先形状を示す断面略図である o

図 2は、実施例で採用したブラズマ溶接の開先形状を示す断面略図である。図 3は、溶接ビードの平坦度を測定する方法を示す断面略図である。図 4は、実施例で採用した TIG溶接の積層方法を示す断面略図である。

図 5は、実施例で採用したプラズマ溶接の積層方法を示す断面略図である。

図 6は、実施例で採用した再熱割れ評価方法を示す断面略図である。図 7は、実施例で採用したシャルビ一衝撃試験片を示す断面略図である。

図 8は、実施例で採用した応力腐食割れ試験の試験片形状を示す図である。発明を実施するための最良の形態

I. 本発明の溶接構造物および溶接管について

本発明の溶接構造物は、その溶接金属が前記の化学組成を有すること、および前記①ぉよび②の式を満足することを特徴とする。溶接金属の合金成分の含有量を特定した理由は次のとおりである。

Ni： 30〜 45 %

Ni は、低熱膨張率合金を構成する主要元素である。溶接金属においても十分低い線膨張係数を得るためには、 Niは 30〜 45 %とする必要がある。望ましい下限は 32 %であり、更に望ましい下限は 34 %である。また、望ましい上限は 43 %である。

Co： 0〜 10 %

Co は、 Ni と同様に、熱膨張係数を小さくし、オーステナイトを安定化する元素であるから、必要に応じて添加してもよい。しかし、 Co含有量が 10 %を超えると、溶接金属の靱性が低下し、また、その溶接金属を得るための溶接材料の価格が高騰する。従って、 Co を使'用する場合でも、その含有量は、 10 %以下、望ましくは 8 %以下に抑えるべきである。更に望ましいのは 6 %以下である。

C ： 0.03 ~ 0.5 %

Cはマトリックスであるオーステナイトを安定にする元素であり、溶接金属中においては粒界に偏祈した Siおよびマトリックスの Feと反応して低融点化合物を生成し、割れ感受性を増大させる元素である。従つて、その含有量は 0.5 %以下に抑えるべきである。一層望ましいのは 0.4 %以下である。しかし、前記のように、 Cは、溶接金属中に炭化物を生成させて柱状晶境界を複雑にし、溶接金属の耐応力腐食割れ性を改善する作用もある。この好ましい作用効果を得るには、 0.03 %以±存在する必要がある。

Si： 0.1 (Nb+Zr) + 0.05 %以下（前記①式の範囲）

Siは脱酸剤として添加されるが、溶接金属の凝固時に粒界に偏析し、 C およびマトリックスの Fe と反応して、低融点化合物を生成し、多層溶接の際の再熱割れの原因になる。 Nbおよび Zrは、前記のとおり、 Cを固定して再熱割れ感受性を低減させるが、十分な耐再熱割れ性を確保するためには、 Siの含有量を 0.1 (Nb+Zr) + 0.05 %以下に抑える必要がある。ただし、 Siの過度の低減は製造コストの増大を招くので、下限は 0.005 %程度としてもよい。

Mn : 0.7 %以下

Mnは Siと同様に合金溶製時の脱酸元素として添加される。しかし、過剰な Mnは、溶接金属の靱性および耐食性の低下を招くので、その含有量は、 0.7 %以下とする。より優れた衝撃特性を得るためには 0.6 % とするのが望ましい。下限値については特に制約はないが、 Siと同様、極端に下げるのには製造コストの上昇を伴うので 0.005 %程度が実際的な下限値になる。

Nb、 Zr：一方または両方の合計で 0.05〜 4 %

これらは、溶接金属中の C と結合して炭化物を形成し、溶接金属の凝固割れ、再熱割れを防止し、靱性と耐応力腐食割れ性を改善する。その効果を発現させるためには b と Zrの中の一方または両方の合計で 0.05 %以上含まれている必要がある。しかし、 4 %よりも多くなると粒界のフリーな b、 Zrが多くなつて粒界の強度が低下する。また、 Nb、 Zr の酸化物が生成して溶接金属の靱性劣化を招く。より優れた低温靱性を得るには、 3.8 %まで、さらに望ましくは 3.5 %まで、にとどめるのがよい。

なお、再熱割れ防止には前述の①式による Si との関係、および②式による Sとの関係を満足する必要がある。

P： 0.02 %以下

Pは、不可避的な不純物であり、溶接時の凝固割れ感受性を上昇させるため 0.02 %以下とする必要がある。望ましいのは 0.015 %以下、 'さらに望ましいのは 0.010 %以下である。過度の Pの低減は溶製コストの増大を招くが、 0.0005 %程度までの低減は可能である。

S： 0.0015 (% b+% Zr) + 0.0055 %以下（前記②式の範囲）

Sも Pと同様に不可避的不純物である。 Sは、溶接時の凝固時に低融点化合物を形成し、凝固割れを発生させるとともに、粒界に偏祈して粒界固着力を低下させて多層溶接時の再熱割れ感受性を高める。さらに、 S が偏祈した粒界は、特に Cにイオンの存在する璟境では応力腐食割れ発生の起点となる。このような S の弊害を防ぐには、前述のように溶接金属の柱状晶粒界に炭化物を生成させ、粒界の S の偏析量を少なくするのが効果的である。その炭化物を生成させる元素として、 b または /および Zrが好適であり、これらの元素と Sの含有量を上記②式によつて規制すればよい。

酸素（0)： 0.01 %以下

酸素も溶接金属の不可避不純物である。その含有量が 0.01 %を超えると溶接金属の清浄度が著しく悪化し、脆化を招く。従って、 0.01 %以下、望ましくは 0.008 %以下に抑えるべきである。なお、酸素は可能な限り少ない方がよいが、これを極端に低減しょうとすると溶製コストが増大する。実際的な下限は 0.0002 %程度となろう。

A1： 0.01 %以下

A1は、強力な脱酸元素であるが、過剰の添加は介在物量を増加させ、溶接金属の靱性を低下させる。そのため、 A1含有量は 0.01 %以下とする。望ましいのは 0.008 %以下である。 A1含有量は実質的に 0でもよいが、.脱酸剤としての作用効果と溶製のコストを考慮すれば 0.0002 %程度が下限となろう。

希土類元素： 0〜 0.5 %

Y、 Laに代表される希土類元素は、 Sを固定する作用を持ち、再熱割れ防止に効果があるので、必要に応じて添加してもよい。しかし、過剰の添加は溶接金属の清浄度を悪化させて加工性と靱性を劣化させるから、その含有量は 0.5 %まで、望ましくは 0.4 %までとすべきである。上記の効果を期待して添加する場合は、 0.001 %以上の含有量とするのがよい。

以上の合金元素および不純物の外、溶接金属の残部は実質的に Fe であるか、または更に、母材の Fe— Ni系低熱膨張率合金に含まれる副次的成分、例えば、それぞれおよそ 0.5 %以下の Ti、 Ta、 Cr、 Mo、 Hf、 Nd 等の成分を含有していてもよい。これらの成分は、溶接金属中で炭化物を生成して割れの防止、および耐応力腐食割れ性の改善に寄与する。本発明の溶接構造物は、溶接で接合する部材の両方が Fe— Ni系低熱膨張係数合金製の部材であってもよく、また、その一方が異種の合金、例えばステンレス鋼製の部材であってもよい。配管の一部にステンレス鋼製の継手ゃノルプのような部品が取り付けられることがあるが、そのような場合は、これらの部品と Fe - Ni系低熱膨張係数合金の管とが溶接される、いわゆる異材溶接になる。そのとき、溶接金属が前述の条件を満たせばよい。ただし、ステンレス鋼との異材溶接を行う場合は、希釈率を 50%以下に抑えるのが望ましい。 50 %を超えると、ステンレス鋼からの Crの拡散によつて溶接金属中の炭化物中の Cr含有量が増大し、炭化物の融点が低下して再熱割れを招くおそれがある。

構造物または溶接管の母材となる Fe — Ni系低熱膨張係数合金は、既存のものでよい。なお、特に希釈率の大きな溶接を行う構造物用の母材として、下記の組成の合金が望ましい。

Ni： 30〜 45%、 Co： 0〜 10 %以下、 Mn： 1.0%以下、 Si： 1.0 %以下、 C ： 0.2%を超え 0.5 %以下、 Nb： 0.5 %を超え 2.0 %以下、および希土類元素： 0〜 0.5 %を含み、不純物としての Sが 0.01 %以下、 Pが 0.01% 以下、 A1が 0.01%以下、 0 (酸素）が 0.01%以下で、かつ S、 0および Nb の含有量が下記の⑦式を満たす Fe基合金。

S + 0≤ 0.005 X Nb + 0.01 ( % ) · · · ⑦ この合金は、 Cを比較的多く含み、併せて Nbを含有するので、希釈率の大きい溶接を行った場合でも、母材から溶接金属中へ Nbおよび C が供給されるため、溶接金属中の NbCが確保し易い。また、 b含有量が上記の⑦式を満たすように配慮されているので、酸素と Sは Nbと結合して Nb (S,0) を形成する。従って、溶接金属中の Sおよび 0 (酸素）の粒界偏析が減少し、粒界固着力の低下が防止される。これらの作用によって、この合金では溶接時の再熱割れが発生しにくい。この合金は、特に溶接管製造の素材として有用で'ある。

本発明で定めた化学組成の溶接金属は、そのまま（溶接のまま）でも実用上十分な特性を有する。しかし、応力腐食割れ感受性をさらに低減するために、 300〜 700 °Cで加熱する残留応力除去焼鈍を施してもよい。その加熱時間は被溶接部材（母材）の肉厚を t (mm) とすれば、「t

/ 20」時間から「t / 5」時間までの範囲でよい。加熱温度が 300 °C未満、または加熱時間が「t / 20」時間未満では、溶接残留応力除去の効果がなく、 700 Cを超える高温で加熱すると Sの再分配が生じ、再熱割れおよび応力腐食割れの感受性がかえって増大する。また、「t / 5」時間を超える長時間の加熱は、過剰な粒内炭化物を生成させ、低温靱性の低下を招く。

本発明の上記のような溶接金属を持つ構造物は、希釈率を考慮して決定した化学組成の溶接材料を溶接条件に応じて使用することによって得ることができる。なお、溶接材料としては、次に述べる本発明の材料を用いるのが望ましい。

II . 溶接材料について

本発明の溶接材料を構成する成分の含有量を前記のように定めたのは次の理由による。

Ni： 30〜 45 %

前記のとおり、 i は低熱膨張合金を構成する主要元素であり、溶接材料の Ni はそのまま溶接金属に移行する。従って、その含有量の限定理由は前記の溶接金属の場合と同じである。

Co： 0〜： 10 %

溶接材料においても Co は必要に応じて添加することができる成分である。 Niと同様に、溶接材料中の Coは、そのまま溶接金属中に移行するので、その含有量の限定理由は、先に述べた溶接金属の場合と同じである。

C： 0.5 %以下で、 (Zr+Nb) + 0.04 %以上（前記③式の範囲）

前記のように、 Cは溶接金属のオーステナイトを安定化させるが、再熱割れ感受性を増大させる。しかし、 Cを Nbまたは/および Zrとの炭化物として固定すれば、再熱割れ感受性を小さくすることができ、また、これらの炭化物は溶接金属の割れの防止および耐応力腐食割れ性の向上にも寄与する。この望ましい作用をもたらす C を確保するた'めに、溶接材料は（Zr+Nb) + 0.04 %以上の Cを含有しなければならない。一方、過剰な Cは、溶接金属に対して前記の弊害をもたらすとともに、溶接材料の製造性（熱間および冷間の加工性）を損なう。従って、溶接材料でも C含有量の上限は、 0.5 %とする。

Si： 0.1 (Nb+Zr) + 0.05 %以下（前記①式の範囲）

溶接材料中の Siの含有量は、まず、溶接金属におけると同じ理由で、上記の①式の範囲とする。さらに Si は、溶融金属の物性にも影響し、溶接作業性を左右する。この影響は M_nの含有量と関係するので、溶接材料においては次に述べる④式を満たさなければならない。

Mn： 0.7 %以下で、 0.1≤ (Si / Mn)≤ 2.0 (④式）の範囲 , 上記の上限値（0.7 % ) を定めた理由は溶接金属におけると同じである。さらに溶接材料においては、 Si / Mnが溶接作業性に影響する。即ち、この比が 0.1よりも小さいと溶融池表面に生成するスラグ組成が Mn リツチとなり、溶接金属は凸ビ一ドとなりやすく、融合不良を招く。他方、この比が 2.0を超えると、溶融金属の粘性が小さくなるために、上向き溶接時に溶融金属のタレ落ちが生じる。従って、溶接材料中の Mn は、上記④式を満たす必要がある。

Nb、 Zr：—方または両方の合計で 0.2〜4 %

前記のように、 Nb または/および Zrは、溶接金属中に 0.05 %以上含有されていなければならない。この含有量を確保するために、溶接材料においては、溶接時の母材との希釈作用を考慮して下限を 0.2 %とする。上限は、溶接金属における場合と同じ理由で 4 %とする。溶接材料の製造性の観点からは、前述の C量との関係（③式）を併せて満足する必要がある。さらには、母材による希釈の大きい初層および第二層の溶接では割れ防止の観点から Nbまたは/および Zrが 1.2〜 4%の溶接材料を使用することが望ましく、後続溶接では靱性確保の観点から 0.2

〜 1.2%の溶接材料を使用することが望ましい。

P： 0.02 %以下溶接材料中の不可避的不純物である Pは、そのまま溶接金属に移行し、溶接時の凝固割れ感受性を上昇させる。従って、溶接金属におけると同様に 0.02 %以下、望ましくは 0.015 %以下、さらに望ましくは 0.010 %以下に抑える。

S： 0.0015 (Nb+Zr) + 0.0055 %以下（前記②式の範囲）で、

かつ、 S + 0 (酸素）≤ 0.015 % (前記⑤式の範囲）

前述のとおり、溶接金属の再熱割れ防止のために、上記②式を満たす必要がある。一方、 Sは、溶接作業性にも強く影響を及ぼす元素であり、良好な溶接作業性、特に溶接ビードの均一性と優れた裏波形成能を確保するには、酸素（0) 含有量との関係で上記の⑤式を満たさなければならない。

酸素（0) : 0.01 %以下で、かつ、上記⑤式および下記⑥式を満たす範囲

酸素含有量を 0.01 %以下に抑える理由は先に述べたとおりである。溶接材料においては、 0.01 %を超える酸素は、清浄度の悪化によって伸線加工時の断線の原因になる。また、他の元素、特に Sおよび A1 との相互作用によって、溶接作業性に大きな影響を及ぼす。従って、 ⑤式と ⑥式を満足することも必要である。

A1 : 0.01 %以下で、かつ、 A1 + 0 (酸素）≤ 0.015 % (⑥式の範囲）上限（0.01 % )を決めた理由は溶接金属における場合と同じである。 A1 は、酸素と結合してスラグを生成しやすく、その結果、アークから母材への入熱を阻害し、裏波形成能を劣化させる。これを防止するには上記 ⑥式を満たす必要がある。なお、溶接金属と同様に、 A1の含有量は実質的に 0であってもよい。

本発明の溶接材料を構成するのは前述の合金元素の外、残部は実質的に Feであってもよく、前記の溶接金属に含まれても良い副成分、即ち、それそれおよそ 0.5 %以下の Ti、 Ta、 Cr、 Mo、 Hf、 Nd等の成分を含んでいてもよい。

本発明の溶接構造物を製造する際の溶接方法は任意である。どのような溶接方法を採用しても、形成された溶接金属が前記の化学組成範囲内にあって、かつ①式と②式を満足していれば、割れの発生がなく、しかも低温靱性に優れたものとなる。

本発明の溶接材料は、 TIG溶接またはプラズマ溶接に使用するのが望ましい。これらの溶接法では、溶接材料中の合金元素の損耗が少なく、また、低酸素の溶接金属が得られ、低温靱性の一層の改善効果を得ることができるからである。

前述のとおり、本発明の溶接材料は、全姿勢溶接で健全な溶接金属を得ることができるものである。従って、この材料を用いれば管を接続するための円周溶接も自動化することができる。また、この溶接材料を使用し、成形した Fe — Ni系低熱膨張率合金板をシーム溶接して、管（溶接管）を製造することも容易である。その管は、前述した優れた特性の溶接部を持つから、 LNG等の極低温物質の輸送用配管として極めて好適である。実施例

[実施例 1 ]

表 1と表 2に化学組成を示す 30種類の溶接ワイヤ（径： 1 .2mm) を試作して各種の試験を実施した。ワイヤの試作において、 B5、 B11および B 15は、それぞれ Cの含有量が前記③式の下限、（Zr+Nb) + 0.04 %を下回つていたために、製造時に断線して溶接材料を製造できなかった。

溶接は、表 3に示す化学組成の 9.5腿厚さの 2種類の合金板（母材）を図 1および図 2に示す閧先形状 1、 2に加工し、それぞれ TIG溶接法およびブラズマ溶接法で実施した。

TI G溶接は下向きおよび上向きの各溶接姿勢にて、溶接を行い、初層溶接ビードでの裏波形成能、溶接ビ一ドの均一性および溶接ビードの平坦度を評価した。プラズマ溶接は下向き姿勢で行い、裏波形成能および溶接ビードの均一性を評価した。裏波形成能は全溶接線にわたり裏波ビードが形成されているもの（裏波形成率 100% ) を合格とした。溶接ビードの均一性については、溶接ビード幅を等間隔に測定し、最大幅と最小幅の差（AW)および平均値（Wave) を求め、その比（厶 W/Wave)が、 0.2を超えないものを合格とした。

溶接ビ一ドの平坦度については図 3に示すように溶接ビ一ド 3の横断面から、余盛り高さ（H) および溶接ビ一ド幅（W) を測定し、その比（H /W) が 0.5を超えないものを合格とした。表 4および表 5に評価結果を示す。なお、表 4、 5、 6、 8の「溶接方法」の欄の TIGは TIG溶接法、 PAWはプラズマアーク溶接法を意味する。

表 4から明らかなように、本発明の溶接材料の特徴である酸素と A1および Sとの関係（前記の⑥式および⑤式）、ならびに Mnと Siとの関係（前記の④式）を全て満足する A1〜A15、 B1〜B4、および B6の溶接材料を使用した場合（AW1〜AW19ぉょびBW1〜BW4、 BW5) には、溶接方法および溶接姿勢にかかわらず、優れた溶接作業性を有することが確認された。それに対し、表 5に示すように、前記④〜⑥式のいずれか一つ以上を満たさない比較例の溶接材料（B7〜B10および B12〜B14) を使用した場合は、裏波形成能、溶接ビ一ドの均一性および溶接ビ一ドの平坦度の全てを満足することはできなかった。 '

表 1 溶接材料（ il¾, Fe : bal . )

マ-ク C Si Mn S Ni Nb Zr Al Other Srl 2 A3 Si+Mn S+0 AHO

A1 0.18 0.19 0.70 0.00G 0.005 35.8 1.45 0.003 0.005 0. 195 0.0077 0.27 0.010 0.008

A2 0.50 0.09 0.10 0.015 0.002 30.2 0.80 0.008 0.005 Ce: 0.003 0.130 0.0067 0.90 0.007 0.013

A3 0.25 0.10 0.23 0.011 0.006 32.0 0.51 0.004 0.006 0. 101 0.0063 0.43 0.012 0.010

A4 0.30 0.20 0.44 0.005 0.004 38.2 1.96 0.010 0.003 0.246 0.0084 0.45 0.007 0.013

A5 0.26 0. 15 0.32 0.009 0.008 34.0 1.41 1.60 0.007 0.007 0.351 0.0100 0.47 0.015 0.015 本

A6 0.05 0. 10 0.10 0.001 0.001 42.0 0.42 0.15 0.005 0.010 La:0.1 0. 107 0.0064 1.00 0.011 0.015

A7 0.09 0.05 0.12 0.0005 0.002 39.8 0.05 0. 16 0.003 0.010 0.071 0.0058 0.42 0.012 0.013

A8 0.17 0. 16 0.08 0.006 0.003 43.0 0.81 1.22 0.004 0.009 Co: 1.25 0.252 0.0085 2.00 0.012 0.013

Λ9 0. 10 0.41 0.50 0.015 0.005 36.5 2.05 1.89 0.003 0.002 0.444 0.0114 0.82 0.007 0.005

A10 0.45 0.01 0.10 0.006 0.002 32.1 3.95 0.003 0.008 Y:0.001 0.445 0.0114 0. 10 0.010 0.011

La:0.002

例

All 0.07 0.20 0.18 0.018 0.003 34.6 0.96 1.02 0.005 0.248 0.0085 0.070 1.11 0.008 0.009

A12 0.07 0.11 0.62 0.010 0.008 44.8 1.35 0.55 0.006 0.240 0.0084 0.069 0. 18 0.014 0.008

A13 0.15 0.04 0.40 0.020 0.001 31.3 0.12 0.10 0.008 0.072 0.0058 0.043 0.10 0.009 0.012

A14 0.20 0.21 0.16 0.004 0.003 36.9 3.01 0.12 0.010 0.363 0.0102 0.087 1.31 0.013 0.015

A15 0.22 0.04 0.09 0.002 0.003 35.5 0.20

0.002 0.070 0.0058 0.043 0.44 0.005 0.007 注 1 ) A 1 : 0.1(Nb+Zr)+0.05 0.0015(Nb+Zr )+0.0055 W: 0.015(Zr+ b)+0.04

oooooooooo

oooooooooo 6468454799

2285309999 表 2 溶接材料（ffl量 5!, Fe : bal . ) マ 4 Si Mn S N i Nb Zr Al Other A3 Si+Mii StO Α1Ι0

Bl 0.18 0. 12* 0.57 0.003 0.004 36.9 0.40 0.003 0.004 0.090* 0.0061 0.046 0.21 0.008 0.007 B2 0.24 0.24* 0.48 0.015 0.006 40.2 0.98 0.72 0.002 0.003 0.220* 0.0081 0.066 0.50 0.009 0. U05 B3 0.07 0. 13 0.07 0.008 0.009* 44.6 0.51 0.49 0.001 0.002 Co: 1.46 0.150 0.0070* 0.055 1.86 0.011 o . ooa B4 0.20 0.22 0.18 0.005 0.010* 30.9 1.48 0.50 0.003 0.003 0.2Ί8 0.0085* 0.070 1.22 0.013 O.OOli B5 0.03* 0.10 0.24 O.OOfi 0.003 3G.0 0.79 0.83 0.002 0.002 0.212 0.0079 0.0B4* 0.42 0.005 0.004 比 B6 0.16 0.09 0.25 0.016 0.001 41.3 4.09* 0.003 0.005 La:0.5 0.459 0.0116 0. 101 0.36 0.006 0.008 B7 0.09 0.03* 0.51* 0.020 0.0005 42.1 0.81 1.62 0.008* 0.009* Co :7.97 0.293 0.0091 0.076 0.06* 0.0005 0.017* 較 B8 0.40 0.14* 0.06* 0.003 0.007* 31.9 0.18 0.11 0.007* 0.009* 0.079* 0.0059* 0.044 2.33* Ο. ΟΚί* O.Olfi* R9 0.Z6 0.24* 0.10* 0.004 0.003 41.8 1.41 0.003 0.004 0.194* 0.0076 0.061 2.40* 0.007 0.007 例 BIO 0.49 0.19* 0.73* 0.010 0.002 34.6 0.51 0.55 0.004 0.006 0.15(1* 0.0071 0.056 0.26 0.008 0.010 Bl l 0.08* 0.40 0.51 0.006 0.005 30.5 1.96 1.93 0.003 0.002 Ce:0.11 0.439 0.0113 0.098* 0.78 0.007 0.005 B12 0.09 0.04 0.68* 0.007 0.010* 40.2 0.10 1.65 0.004 0.007* 0.225 0.0081* 0.006 0.06* 0.017* 0.0U B13 0.11 0.05 0.57* 0.012 0.012* 38. G 0.98 0.93 0.004 0.010* 0.242 0.0084* 0.0G9 0.09* 0.022* 0.015 B14 0.21 0. 17* 0.32 0.008 0.001 39.6 0.99 0.013* 0.004* 0. 149* 0.0070 0.055 0.53 0.005 0.017* B15 005* 0.0G 0.21 0.010 0.002 36.9 1.21 1.45 0.005 0.005 0.316 0.0095 0.080* 0.29 0.007 0.010 注 1 ) 1： 0.1( b+Zr)+0.05 0.0015(Nb+Zr)+0.0055 ^3: 0.015(ZHNb)+0.04

注 2 )数値の後の *は、本 ¾【!Πで; i£める teffl外であることを示す。

o

衷 4 歸作業麵 li結

注）〇：合格：不合格

衷 5 溶接材料の作業評価結 ¾

I

C

注） *は目櫬' J^*¾を示す（〇：合格 X：不合格)。

上記の試験結果から、本発明で定める化学組成を有する溶接材料のみが十分な溶接作業性を有し、全姿勢溶接や自動溶接に適用可能であることが明らかである。さらに、これらの溶接材料は製造性も良好であり、溶接材料の安定供給が可能である。

[実施例 2 ]

溶接継手性能を調べるために、前記の図 1および図 2に示す開先形状 1、 2の母材を用い、表 1に示した溶接材料を使用し、 TIG溶接は図 4 に示す B1から M2までの 12パス 6層の積層溶接、プラズマ溶接は図 5に 4で示すプラズマ溶接 1層と 5で示す TIG溶接 1層の溶接を行い、溶接継手を作製した。

作製した継手の溶接金属から化学分析用試料を採取して化学分析を行い、また、溶接金属組織を電子顕微鏡により観察し、溶接金属の柱状晶境界に占める炭化物の割合を測定するとともに、 EDX分析により、炭化物の組成分析を行い、炭化物中の Nbおよび Zr量を求めた。

更に図 6 (a)に示す曲げ試験片 6 ( 7は溶接金属部）および図 7に示す Vノッチシャルビ一試験片（ノッチは溶接金属部） 8を採取し、それそれ再熱割れの有無確認試験および一 196°Cでの衝撃試験に供した。再熱割れの確認試験では、観察を容易にするために、図 6 (b)に示すように試験片にわずかに曲げを付加し、微小な再熱割れがある場合はそれを開口ざせて、光学顕微鏡を用い、溶接金属部を 100〜500倍で観察し、割れ発生の有無を確認した。判定基準ば割れが全くなかったものを合格、割れが一つでも発生していたものを不合格とした。

衝撃試験の合否判定では、継手として実用上必要とされる衝撃値 30J/ cm²を判定基準とした。再熱割れ確認試験において割れを生じたものについては衝撃試験は実施しなかった。

さらに、溶接継手から図 8に示すようなダブル U ベンド試験片 9を採取し、 C1—濃度を 500ppm とした NaCl水溶液を用い、大気開放下 40 °Cで 100時間の浸漬試験後、引張応力に対して、平行方向の断面組織を 50 .倍の光学顕微鏡にて観察し、割れ発生の有無を確認し、耐応力腐食割れ性を評価した。試験片 9のサイズは 10mm X 75mm X 2 mmで、溶接金属部 10を中央にしてボルト 11 とナット 12で U字形に拘束して試験に供した。

表 6および表 8に溶接金属の分析結果、表 7および表 9に継手性能評価結果を示す。

表 6および表 7から明らかなように、溶接金属の化学組成が本発明で定める範囲内にある AWJ1 〜 AWJ20は、溶接金属内に再熱割れが発生せず、 ― 196 °Cの極低温で 30J/cm²以上の実用上十分な衝撃特性を持つている。なお、 AWJ20は、母材として Nbを含有する表 3の C2を用いた例である。この場合、 Nbを含まない C1を母材として例（AWJ 3 ) と比較して、 ①式および②式の許容範囲が大きくなつている。即ち、 Nbを含む C1の母材は、希釈率の高い溶接に好適であることが分かる。

一方、表 8および表 9に示すとおり、溶接金属の化学組成が本発明で定める範囲外の溶接継手（BWJ1 〜 BWJ12) では溶接金属内に再熱割れが発生したり、衝撃値が 30J/cm²に満たない。また、塩化物環境下では応力腐食割れの発生が認められ、耐再熱割れ性、靱性、耐応力腐食割れ性の全てを満足させることは不可能であった。

以上の試験結果から、溶接金属が本発明で定める全ての条件を満足した場合にのみ、割れが発生せず、優れた靱性と耐応力腐食割れ性をも有する溶接金属が得られることが明らかである。表 6 溶接金厲分析結 i¾ to

oo

¾ τίτΐ: 0.1(Nb+Zr)+0.05 2: 0.0015(Nb+Zr)+0.0055

表 7 継手性能評摘結果

注 2 )再趣！ j I養凍と uペン卜'麵顧閩にお、て、 o：害! mなし。

¾ 8 溶接金厲分析結果

CO

o

注 l)魏直の *は、本定めるであることを示す。

注 2) 1: 0.1( b+Zr)+0.05 2: 0.0015( bfZr)t0.0055

継手性能評価結果

I

CO

注 1)

本目標に達しないことを示す。

注 2)再辦! « i»課と uベント '繩綱闞において、 o:t!in¾u X : 歸り c

産業上の利用可能性

本発明の溶接構造物は、割れがなく、低温靱性および耐応力腐食割れ性に優れた溶接金属を有するものである。また、本発明の溶接材料は、製造が容易であり、かつ十分な溶接作業性を有するので、これを使用して全姿勢円周溶接や自動溶接が可能である。

本発明は、 Fe— Ni系低熱膨張率合金を素材とする溶接管の製造、その管を接合した配管、さらに貯蔵タンクやその周辺機器等、液化天然ガスなどの極低温物質を取り扱う溶接構造物の製作に大きく寄与するものである。

Claims

請求の範囲

1 . 溶接で接合される部材の少なくとも一方が Fe— Ni系低熱膨張係数合金製の部材である溶接構造物であって、溶接接合部の溶接金属が、重量％で、 N 30〜 45%、 Co： 0〜： 10 %、 C： 0.03〜 0.5%、 Mn： 0.7% 以下、 bおよび Zrの一方または両方の合計で 0.05〜 4%、希土類元素：ひ〜 0.5 %を含み、不純物としての Pが 0.02%以下、 A1が 0.01%以下、酸素が 0.01%以下であり、かつ Siおよび Sがそれぞれ下記の①式および②式を満たす溶接構造物。

Si≤ 0.1(Nb+Zr)+0.05 % · · ·①

S≤ 0.0015(Nb+Zr)+0.0055 % ■ - - ®

ただし、上記①式および②式中の元素記号はその元素の含有量（重量％) を示す。

2 . 溶接金属中の柱状晶の境界に存在する炭化物が溶接金属の 0.5〜

50体積％であり、かつその炭化物中の Nbまたは/および Zrが炭化物の 20重量％以上である請求項 1の溶接構造物。

3 . Fe - Ni系低熱膨張係数合金製の溶接管であって、溶接接合部の溶接金属が、重量％で、 N 30〜 45%、 Co： 0〜 10 %、 C： 0.03〜 0.5%、 Mn： 0.7%以下、 bおよび Zrの一方または両方の合計で 0.05〜 4%、希土類元素： 0 〜 0.5 %を含み、不 M物としての Pが 0.02%以下、 A1 が

0.01%以下、酸素が 0.01%以下であり、かつ Siおよび Sがそれぞれ下記の①式および②式を満たす溶接管。

Si≤ 0.1(Nb+Zr)+0.05 % · · · (∑)

S≤ 0.0015(Nb+Zr)+0.0055 % · · ·②

4 . 溶接金属中の柱状晶の境界に存在する炭化物が溶接金属の 0.5 〜

50 .体積％であり、かつその炭化物中の Nbまたは/および Zrが炭化物の 20重量％以上である請求項 3の溶接管。

5 .重量％で、 C： 0.5 %以下、 Ni： 30〜 45%、 Co： 0〜： 10 %、 Mn： 0.7% 以下、 Nbおよび Zrの一方または両方の合計で 0.2〜 4%、希土類元素： 0〜 0.5%含み、不純物としての Pが 0.02%以下、 Aが 0.01%以下、酸素が 0.01%以下の Fe基合金であり、かつ、下記の①式から⑥式までの全てを満たす Fe — Ni系低熱膨張係数合金の溶接材料。

Si≤ 0.1(Nb+Zr)+0.05 % · · · ®

C≥ 0.015(Nb+Zr)+0.04 % · . . ③

0.1≤ (Si / Mn) ≤ 2 · · · ④

S + O≤ 0.015 % · · · ⑤

Al +0≤ 0.015 % · · · ⑥

ただし、上記①式〜⑥式中の元素記号はその元素の含有量（重量％) を示す。