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JP5389000B2 - Ｎｉ基合金溶接金属、Ｎｉ基合金被覆アーク溶接棒 - Google Patents

Ｎｉ基合金溶接金属、Ｎｉ基合金被覆アーク溶接棒 Download PDF

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Description

本発明は、原子炉及び圧力容器等の溶接に好適なＮｉ基合金溶接金属及びこれを得るために使用されるＮｉ基合金被覆アーク溶接棒に関し、特に、良好な耐割れ性及びビード外観を有するＮｉ基合金溶接金属、及びこれを得るために使用され溶接作業性が良好なＮｉ基合金被覆アーク溶接棒に関する。
従来、加圧水型原子力発電プラント等に代表される高温高圧用容器の材料としては、高温高圧水中の環境下で耐応力腐食割れ性が優れたＮｉ−１５Ｃｒ系合金が使用されてきた。しかし、近時、更なる耐応力腐食割れ性の向上を目的として、Ｎｉ−３０Ｃｒ系合金等のＮｉ基高Ｃｒ合金が採用されている。この高圧用容器の溶接には、母材と同等の耐食性が求められることから、母材と同一成分系の溶加材が必要となる。
しかしながら、Ｎｉ−３０Ｃｒ系溶加材を使用して肉盛溶接又は継手溶接をした場合、多パス溶接による溶着金属が積層される溶接部の内部において、微小な割れが発生しやすいという問題点がある。この粒界割れは、溶接金属が凝固する過程で発生する凝固割れと区別して、「延性低下再熱割れ」と呼ばれ、凝固が完了した温度域において発生するという特質がある。この延性低下再熱割れは、約３０％以上のＣｒを含む高Ｃｒ系Ｎｉ基合金の溶接金属において、溶接時に繰り返し再熱を受けると、結晶粒界に粗大なＣｒ炭化物が析出し、粒界強度、即ち隣り合う結晶粒同士の結合力が弱くなった結果、溶接時に引張熱応力又は剪断熱応力が粒界に作用すると、粒界が開口するというものである。
この延性低下再熱割れを防止する従来技術として、特許文献１においては、Ｍｎ及びＮｂを添加している。この特許文献１には、Ｃｒ：２７乃至３１質量％、Ｆｅ：６乃至１１質量％、Ｃ：０．０１乃至０．０４質量％、Ｍｎ：１．５乃至４．０質量％、Ｎｂ：１乃至３質量％、Ｔａ：３質量％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：１乃至３質量％、Ｔｉ：０．０１乃至０．５０質量％、Ｚｒ：０．０００３乃至０．０２質量％、Ｂ：０．０００５乃至０．００４質量％、Ｓｉ：０．５０質量％未満、Ａｌ：最大０．５０質量％、Ｃｕ：０．５０質量％未満、Ｗ：１．０質量％未満、Ｍｏ：１．０質量％未満、Ｃｏ：０．１２質量％未満、Ｓ：０．０１５質量％未満、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｍｇ：０．００４乃至０．０１質量％を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなるＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ合金溶接金属が開示されている。
特許文献２には、ボイラ等の高温装置に使用されるオーステナイト系溶接継手及び溶接材料が開示されており、１乃至５質量％のＣｕを添加することによって耐食性を確保する技術が開示されている。また、特許文献２の技術においては、脱酸剤として添加するＭｎの含有量を溶接継手又は溶接材料の全質量あたり３．０質量％以下とすることにより、高温長時間の使用における金属間化合物の生成を抑制し、脆化を防止することが開示されている。
特許文献３には、耐溶接割れ性が優れた溶接金属を得るために、被覆アーク溶接棒に添加するＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ等の成分範囲を規定している。また、不可避的不純物としてＮを積極的に（０．０３乃至０．３質量％）添加することにより、Ｔｉ等との間にＴｉＮ等の窒化物を生成させて、溶接金属の引張強度を向上させることが開示されている。
特表２００８−５２８８０６号公報 特開２００１−１０７１９６号公報 特開平８−１７４２７０号公報
しかしながら、上述の特許文献１の溶接金属は、脱酸剤として添加されるＭｇ量が多く、溶接作業時に、スラグの被包性及び剥離性等の溶接作業性が劣化する。また、特許文献１の溶接金属は、Ｍｎの含有量が少なく、耐再熱割れ性を十分に確保できるものではない。また、特許文献１の溶接金属は、Ｂ及びＺｒを多量に含有させた場合には、溶接金属の耐凝固割れ性が低下してしまう場合がある。
一般的に、母材と同様の化学組成を有する溶接材料を使用して溶接する場合においては、溶接金属の耐食性及び強度が母材に比して劣化したり、硫酸環境下における溶接継手の耐食性が十分に得られないという問題点がある。特許文献２においては、１乃至５質量％のＣｕを添加することによって耐食性を確保しているが、Ｃｕを含有するオーステナイト鋼は、溶接割れ感受性が高く、凝固割れ以外に、多層盛り溶接した際、溶接金属内に極めて微少な割れが発生し、健全な溶接継手が得られないという問題点がある。また、特許文献２の溶接継手及び溶接材料も、特許文献１と同様に、Ｍｎの含有量が少なく、耐再熱割れ性を十分に確保できるものではない。
そして、上記特許文献１，２の技術は、溶接材料として被覆アーク溶接棒も包含する技術であると考えられるが、被覆アーク溶接棒に適用した場合におけるスラグ剤等についての記載が十分ではない。よって、スラグ剤の構成によっては、良好な溶接作業性を確保することが困難である。
特許文献３の被覆アーク溶接棒は、溶接金属の引張強度を高めるためにＮを添加しているものの、その添加量が多く、高温環境下における窒化物の析出量が多量になり、溶接金属の脆化の原因となる。また、Ｎの多量の添加により、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすくなる。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、良好な耐割れ性及びビード外観を有するＮｉ基合金溶接金属、及びこれを得るために使用され溶接作業性が良好なＮｉ基合金被覆アーク溶接棒を提供することを目的とする。
本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、Ｃｒ：２８．０乃至３１．５質量％、Ｆｅ：７．０乃至１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：総量で１．０乃至２．０質量％、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：４．０乃至５．５質量％、Ｎ：０．００５乃至０．０８質量％、Ｓｉ：０．７０％質量以下、Ｍｇ：０．００１０％質量以下、Ａｌ：０．５０％質量以下、Ｔｉ：０．５０％質量以下、Ｍｏ：０．５０％質量以下及びＣｕ：０．５０％質量以下を含有し、Ｂの含有量をＢ：０．００１０％質量以下、Ｚｒの含有量をＺｒ：０．００１０質量％以下に規制した組成を有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物中のＣｏの含有量をＣｏ：０．１０質量％以下、Ｐの含有量をＰ：０．０１５質量％以下、Ｓの含有量をＳ：０．０１５質量％以下に規制した組成を有することを特徴とする。
本発明に係るＮｉ基合金被覆アーク溶接棒は、フラックス成分を含有する被覆剤をＮｉ基合金からなる心線の外周に被覆してなるＮｉ基合金被覆アーク溶接棒において、前記心線は、心線の全質量あたりＣｒ：２８．０乃至３１．５質量％、Ｆｅ：７．０乃至１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：総量で１．０乃至２．０質量％、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：４．０乃至５．５質量％、Ｎ：０．００１乃至０．０２質量％、Ｓｉ：０．７０質量％以下、Ｍｇ：０．００１０質量％以下、Ａｌ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．５０質量％以下、Ｍｏ：０．５０質量％以下、Ｃｕ：０．５０質量％以下を含有し、Ｂの含有量をＢ：０．００１０質量％以下、Ｚｒの含有量をＺｒ：０．００１０質量％以下に規制した組成を有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物中のＣｏの含有量をＣｏ：０．１０質量％以下、Ｐの含有量をＰ：０．０１５質量％以下、Ｓの含有量をＳ：０．０１５質量％以下に規制した組成を有し、前記被覆剤は、前記フラックス成分として、被覆アーク溶接棒の全質量あたりスラグ形成剤：３．５乃至６．５質量％、金属弗化物（Ｆ量換算値）：２乃至５質量％、炭酸塩（ＣＯ２量換算値）：２．５乃至６．５質量％を含有し、前記フラックス中のＭｎの含有量をＭｎ：２．０質量％以下、Ｎｂ及びＴａの含有量を総量でＮｂ＋Ｔａ：１．５質量％以下、Ｆｅの含有量をＦｅ：２．５質量％以下に規制した組成を有することを特徴とする。本発明においては、前記被覆剤は、前記フラックス成分として、被覆アーク溶接棒の全質量あたりアルカリ金属の酸化物：０．７乃至１．８質量％を含有することが好ましい。
本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎ、Ａｌ、Ｃ、Ｍｇ、Ｍｏ、Ｂ、Ｚｒ、Ｎｂ＋Ｔａの含有量が適正に規定されており、不可避的不純物中のＣｏ、Ｐ及びＳの含有量も適正な範囲で規制されている。そして、これらの成分のうち、Ｍｎの含有量を適正な範囲で規定し、更にＢ及びＺｒを規制成分として、適正に規制している。これにより、溶接金属の耐割れ性は良好であり、溶接欠陥も抑制され、また、ビード外観も良好である。
本発明に係るＮｉ基合金被覆アーク溶接棒は、Ｂ及びＺｒの量が適正な範囲で規制されており、Ｎ量も少ないため、ピット及びブローホール等の溶接欠陥の発生が抑制され、耐割れ性が良好な溶接金属を得ることができる。
また、本発明に係るＮｉ基合金被覆アーク溶接棒は、被覆剤がフラックス成分として含有するスラグ形成剤、金属弗化物、炭酸塩及びアルカリ金属の酸化物の含有量が適正な範囲で規定されており、フラックス中のＭｎ、Ｆｅ、Ｎｂ及びＴａを規制成分として、適正に規制している。これにより、溶接作業性も良好であり、良好なビード外観を有する溶接金属が得られる。
多層肉盛り溶接を説明する図である。 高温割れ試験におけるＴ字継手を示す図である。 Ｍｎ含有量と多層肉盛溶接において発生した割れの個数との関係を示すグラフ図である。
以下、本発明について、詳細に説明する。本願発明者等は、従来の溶接材料を使用した場合に、良好な耐割れ性が確保できないという問題点を解決するために、種々実験検討を行った。そして、溶接金属の耐割れ性を向上させる成分として、Ｍｎ、Ｂ及びＺｒの含有量に着目し、Ｍｎを従来よりも多く含有させることにより、耐再熱割れ性が向上し、Ｂ及びＺｒを規制成分として、その含有量を適正な範囲で規制すれば、耐凝固割れ性の低下も防止できることを見出し、本発明を完成するに至った。
また、本願発明者等は、被覆アーク溶接棒においては、被覆剤中が含有するスラグ形成剤、金属弗化物、炭酸塩及びアルカリ金属の酸化物を適正な範囲で規定することにより、上記のような耐割れ性が優れた溶接金属を得る際に、溶接作業性の低下も防止できることを見出した。
以下、本発明のＮｉ基合金溶接金属及びＮｉ基合金被覆アーク溶接棒の組成限定理由について説明する。溶接金属及び被覆アーク溶接棒の心線の組成は、Ｎを除いて他の元素は同一である。先ず、この溶接金属及びワイヤ心線の組成限定理由について説明する。なお、組成限定理由について述べる以下の段落において、被覆アーク溶接棒の心線の組成については、心線の全質量あたりの含有量とし、溶接金属の組成については、溶接金属の全質量あたりの含有量として記載する。
「Ｃｒ：全質量あたり２８．０乃至３１．５質量％」
Ｃｒは、高温高圧水中での耐応力腐食割れ性を向上させる主要元素であり、また耐酸化性および耐食性の確保のために有効であり、その効果を十分に発揮させるためには、全質量あたり２８．０質量％以上が必要である。一方、被覆アーク溶接棒に、Ｃｒを心線の全質量あたり３１．５％を超えて添加すると、被覆アーク溶接棒の製造時における心線の加工性が劣化する。よって、本発明においては、Ｃｒの含有量を心線の全質量あたり２８．０乃至３１．５質量％と規定する。このＣｒの含有量は、ＡＷＳ Ａ５．１１ ＥＮｉＣｒＦｅ−７に規定される範囲を満足する。
「Ｆｅ：全質量あたり７．０乃至１１．０質量％」
Ｎｉ合金に固溶したＦｅは、引張強度を向上させるため、７．０質量％以上を添加する。しかし、Ｆｅは低融点のラーベス相Ｆｅ２Ｎｂとして粒界に析出し、多パス溶接時の再熱により、再溶融して粒界の再熱液化割れの原因となる。このため、Ｆｅは１１．０質量％以下とする。
「Ｃ：全質量あたり０．０５質量％以下」
Ｎｉ合金中のＣは固溶強化元素であり、引張強度及びクリープ破断強度の向上に有効である。しかし、Ｃは、Ｃｒ及びＭｏと炭化物を生成し、溶着金属の耐粒界腐食性及び耐高温割れ性を劣化させるので、Ｃは０．０５質量％を超えて添加しない。Ｃの添加による固溶強化の効果を得るには、Ｃの含有量は０．０３乃至０．０５質量％であることが好ましい。
「Ｍｎ：全質量あたり４．０乃至５．５質量％」
溶接時の組織が完全なオーステナイト系であるＮｉ基合金においては、その凝固時に、粒界に不純物が偏析して粒界の融点を低下させ、再熱割れ発生の原因となる。本発明においては、被覆アーク溶接棒の心線中のＭｎの含有量が４．０質量％以上である場合に、溶接凝固部における低融点化合物の生成が抑制され、同様の組成を有する溶接金属において、耐再熱割れ性が著しく向上する。一方、被覆アーク溶接棒がＭｎを心線の全質量あたり５．５質量％を超えて多量に含有すると、被覆アーク溶接棒の製造時における心線の加工が困難となり、また、溶接後のスラグ剥離性が劣化する。よって、Ｍｎの含有量は、４．０乃至５．５質量％と規定する。本発明においては、Ｍｎの含有量は、心線又は溶接金属の全質量あたり４．５乃至５．５質量％以下であることが好ましい。この理由については、実施例２にて後述するが、Ｍｎの含有量を４．５質量％以上とすることにより、溶接金属の耐割れ性が飛躍的に向上する。
「Ｎ：全質量あたり０．００１乃至０．０２質量％（心線）、０．００５乃至０．０８質量％（溶接金属）」
Ｎｉ合金中のＮは固溶強化元素であり、０．００１質量％含有させることにより、溶接金属の引張強度の向上に寄与するが、０．０２質量％を超えて多量に添加すると、ブローホール、ピット等の溶接欠陥の発生に繋がる。よって、本発明においては、Ｎの含有量は０．００１乃至０．０２質量％とする。なお、溶接金属の場合においても、０．００５質量％以上のＮを含有させることにより、その引張強度が高くなり、好ましいが、０．０８質量％を超える多量のＮを含有させると、ブローホール、ピット等の溶接欠陥の発生原因となるため、溶接金属中のＮ量の上限値を０．０８質量％と規定する。
「Ｓｉ：全質量あたり０．７０質量％以下」
Ｓｉは、脱酸剤として添加することにより、合金内の清浄度を高めるが、多量に添加すると、耐高温割れ性が低下するため、Ｓｉの含有量の上限値を０．７０質量％以下と規定する。
「Ｍｇ：全質量あたり０．００１０質量％以下」
Ｍｇは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として添加することにより、合金内の清浄度を高める。一方、被覆アーク溶接棒が多量のＭｇを含有すると、スラグ剥離性等の溶接作業性が劣化する。本発明においては、溶接作業性を劣化させずに全溶着金属中の清浄度を高められるＭｇ量の上限値を０．００１０質量％と規定する。
「Ａｌ、Ｔｉ及びＣｕ：全質量あたり夫々０．５０質量％以下」
Ａｌ、Ｔｉ及びＣｕの含有量は、ＡＷＳ Ａ５．１１ ＥＮｉＣｒＦｅ−７に規定される範囲を満足させるため、夫々０．５０質量％以下と規定する。
「Ｍｏ：全質量あたり０．５０質量％以下」
Ｍｏは、溶接金属の強度を向上させるために添加する。しかし、０．５０質量％を超える多量のＭｏを添加すると、溶接金属の耐高温割れ感受性が低下する。なお、このＭｏの含有量は、ＡＷＳ Ａ５．１１ ＥＮｉＣｒＦｅ−７に規定される範囲を満足する。
「Ｎｂ及びＴａ：全質量あたり総量で１．０乃至２．０質量％」
Ｎｂ及びＴａは、いずれも合金中のＣと優先的に結合してＮｂＣ及びＴａＣ等の安定な炭化物を形成する。そして、粒界における粗大Ｃｒ炭化物の生成を抑制することにより、耐再熱割れ感受性が著しく向上する。よって、本発明においては、Ｎｂ及びＴａを総量で１．０質量％以上含有させる。しかし、Ｎｂ及びＴａを総量で２．０％を超えて多量に含有させると、凝固偏析により粒界に濃化し、低融点の金属間化合物相（ラーベス相）を形成するため、溶接時の凝固割れや、再熱割れの原因となる。また、Ｎｂ炭化物の粗大化による靭性及び加工性の劣化が発生しやすくなる。好ましくは、Ｎｂ及びＴａの含有量は、心線又は溶接金属の全質量あたり総量で１．０乃至１．７質量％である。
「Ｂ及びＺｒ：全質量あたり夫々０．００１０質量％以下に規制」
Ｎｉ基合金中のＢ及びＺｒは、微量添加により粒界の強度を向上させ、熱間圧延性を良好にし、溶接金属の耐再熱割れ性を向上させる効果があり、ワイヤの加工を容易にすることができると一般的にいわれている。しかし、本発明においては、Ｂ及びＺｒは積極的には添加せず、規制成分とする。即ち、Ｂ及びＺｒを被覆アーク溶接棒及び溶接金属に多量に添加すると、溶接金属の凝固割れ感受性が高くなるため、これらの成分の含有量を夫々０．００１０質量％以下に規制する。
「不可避的不純物中のＣｏ：全質量あたり０．１０質量％以下に規制」
不可避的不純物として含まれるＣｏは、炉内における中性子照射により、半減期の長い同位体Ｃｏ６０に変化し、放射線源となるため、その含有量は少ないほど好ましい。本発明においては、Ｃｏの含有量を０．１０質量％以下に規制する。好ましくは、Ｃｏの含有量は、０．０５質量％以下に規制する。
「不可避的不純物中のＰ及びＳ：全質量あたり０．０１５質量％以下に規制」
不可避的不純物として含まれるＰ及びＳは、溶接金属の凝固時に粒界に偏析して、偏析（高濃度に濃縮した）部分に低融点化合物を形成しやすくなり、溶接割れ感受性を高め、凝固割れの原因となる。よって、本発明においては、不可避的不純物中のＰ及びＳを０．０１５質量％以下に規制する。
次に、本発明のＮｉ基合金被覆アーク溶接棒における被覆剤中のフラックス成分の組成限定理由を説明する。
「スラグ形成剤：被覆アーク溶接棒の全質量あたり３．５乃至６．５質量％」
フラックス中のスラグ形成剤は、アークの安定性、スパッタ発生量、スラグの剥離性、ビード形状等、良好な溶接作業性を確保するために、３．５質量％以上添加する。一方、フラックス成分として被覆アーク溶接棒の全質量あたり６．５質量％を超える多量のスラグ形成剤を含有させると、スパッタの発生量が過多となったり、アーク安定性が低下する等、溶接作業性が低下する。従って、本発明においては、スラグ形成剤の添加量を被覆アーク溶接棒の全質量あたり３．５乃至６．５質量％の範囲でコントロールする。
「金属弗化物（Ｆ量換算値）：被覆アーク溶接棒の全質量あたり２乃至５質量％」
金属弗化物はアーク強度を高めると共に、スラグの粘性及び凝固温度を下げて流動性を向上させ、スラグ剥離性の向上、融合不良防止、ピット・ブローホール防止に効果があるので、被覆アーク溶接棒の全質量あたりＦ量換算値で２質量％以上添加する。しかし、金属弗化物の添加量が過多になると、アーク強度が強くなり過ぎてスパッタが増加し、アンダーカットが生じ易くなって、ビード形状が凸になる。よって、本発明においては、金属弗化物の含有量の上限値をＦ量換算値で５質量％と規定する。金属弗化物は、フッ化ソーダ（ＮａＦ）を被覆アーク溶接棒の全質量あたりＦ量換算値０．７乃至１．８質量％含有することが好ましく、これにより、スラグ剥離性が著しく向上する。
「炭酸塩（ＣＯ２量換算値）：被覆アーク溶接棒の全質量あたり２．５乃至６．５質量％」
炭酸塩は、高温分解により発生したガスにより、アークをシールドし、また、溶接金属を高塩基性に保って、健全な溶接金属を確保する。また、炭酸塩の添加は、スラグの流動正の適正化に寄与し、良好な溶接作業性の確保に有効である。本発明においては、これらの効果を十分に得るために、炭酸塩の含有量は、被覆アーク溶接棒の全質量あたりＣＯ２量換算値で２．５質量％以上とする。一方、炭酸塩の多量の添加は、スラグ剥離性及びビード外観等を劣化させるため、本発明においては、炭酸塩の含有量の上限値を被覆アーク溶接棒の全質量あたりＣＯ２量換算値で６．５質量％とする。
「アルカリ金属の酸化物：被覆アーク溶接棒の全質量あたり０．７乃至１．８質量％」
Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ及びＫ２Ｏ等のアルカリ金属の酸化物は、適正範囲で添加することにより、アーク安定性が向上し、スパッタ発生量の低減及びスラグ被包性の改善に寄与する。本発明においては、アルカリ金属の上記適正範囲を被覆アーク溶接棒の全質量あたり０．７乃至１．８質量％と規定する。なお、アルカリ金属の酸化物としては、被覆アーク溶接棒の被覆剤中に含まれる水ガラス由来のアルカリ金属の酸化物も含まれる。
「フラックス中のＭｎ：被覆アーク溶接棒の全質量あたり２．０質量％以下に規制」
フラックス中のＭｎは、添加によりスラグ剥離性等の溶接作業性を劣化させる。よって、本発明においては、フラックス中のＭｎの含有量を、被覆アーク溶接棒の全質量あたり２．０質量％以下に規制する。
「フラックス中のＮｂ及びＴａ：被覆アーク溶接棒の全質量あたり総量で１．５質量％以下に規制」
フラックス中のＮｂは、Ｍｎと同様に、添加によりスラグ剥離性等の溶接作業性を劣化させる。よって、本発明においては、フラックス中のＮｂの含有量を、被覆アーク溶接棒の全質量あたり１．５質量％以下に規制する。
「フラックス中のＦｅ：被覆アーク溶接棒の全質量あたり２．５質量％以下に規制」
フラックス中のＦｅは、Ｍｎ、Ｎｂ及びＴａと同様に、添加によりスラグ剥離性等の溶接作業性を劣化させる。よって、本発明においては、フラックス中のＦｅの含有量を、被覆アーク溶接棒の全質量あたり２．５質量％以下に規制する。
このように、本発明においては、スラグ剥離性等の溶接作業性の劣化を防止するために、被覆剤中のＭｎ、Ｎｂ、Ｔａ及びＦｅを規制成分としている。即ち、被覆剤中のＭｎ、Ｎｂ、Ｔａ及びＦｅ成分は、被覆剤（保護筒）の溶け方に影響し、これにより、スラグ剥離性が低下すると推察される。又は、被覆剤の原料として添加されるＭｎ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｆｅ成分及びこれらの合金に含まれる不純物成分がスラグ剥離性の低下に影響していると推察される。
（実施例１）
次に、本発明の実施例の効果について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。真空溶解炉において、Ｃｒを２８．０乃至３１．５質量％含有するＮｉ合金インゴットを溶製した後、鍛造及び圧延を経て、伸線加工を行い、被覆アーク溶接棒用の心線を作製した。溶製工程では、使用する原料の添加比率を変更することにより、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎ、Ａｌ、Ｃ、Ｎｂ＋Ｔａの各元素の濃度を調整し、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｂ、Ｍｇの各規制元素については、原料の添加比率の変更の他に、使用する主原料（Ｎｉ及びＣｒ）の純度によってもその濃度を調整した。これにより、種々の組成を有する９種類の心線を作製した。各心線Ａ乃至Ｉの組成を表１−１及び表１−２に示す。
Figure 0005389000
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作製した心線Ａ乃至Ｉに種々の組成を有する被覆剤を被覆した後、乾燥させて、実施例及び比較例の被覆アーク溶接棒とした。作製した被覆アーク溶接棒の直径は４．０ｍｍ、フラックス率は３４．１％である。各心線Ａ乃至Ｉの種類、被覆剤成分の組成及び被覆アーク溶接棒全体の金属成分の組成について、表２−１乃至表２−４に示す。なお、被覆アーク溶接棒の心線及び被覆剤の組成が本発明の請求項２を満足するものについては、表中の「溶接棒」の欄に符号「Ａ」、請求項２を満足しないものについては、「溶接棒」の欄に符号「Ｂ」を付して示す。
Figure 0005389000
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各実施例及び比較例の被覆アーク溶接棒を用いて溶接した際の溶接作業性及びビード外観等について、評価した。また、各実施例及び比較例の被覆アーク溶接棒による溶接金属について、耐再熱割れ性、高温割れの有無及びピットの発生頻度の評価を行った。評価試験の方法は以下のとおりである。
「多層肉盛溶接試験」
図１に示すように、ＡＳＴＭ Ａ５３３Ｂ ＣＬ．２（対応ＪＩＳ規格：ＪＩＳ Ｇ ３１２０／ＳＱＶ２Ｂ）に規定されているＭｎ−Ｎｉ−Ｍｏ系の圧力容器用低合金鋼板を母材１として、その上に５層の肉盛溶接を行った。溶接条件は、極性がＤＣ＋、溶接電流が１３０Ａ、溶接電圧が２５Ｖ、溶接速度が１５０乃至２００ｍｍ／分である。なお、母材の厚さは５０ｍｍ、肉盛溶接の深さは２５ｍｍ、底部の幅は５０ｍｍである。各実施例及び比較例の被覆アーク溶接棒による溶接金属の組成について、表３−１及び表３−２に示す。そして、各実施例及び比較例について、溶接ビード表面に対して垂直方向に６．５ｍｍ厚の試験片５枚を切り出し、曲げ半径が約５０ｍｍの条件で曲げ加工を施した断面について、浸透探傷試験を施して、割れの発生頻度を評価した。そして、曲げ試験片の１０断面について、長さが０．１ｍｍ以上の割れの個数をカウントし、１０断面の総割れ個数が、１個未満の場合をＡ、１．０個以上５．０個未満の場合をＢ、５．０個以上１５個未満の場合をＣ、１５個以上の場合をＤとして、耐再熱割れ性を評価した。この際に、ピットの発生個数についても、同様にカウントし、上記と同様の評価を行った。なお、各実施例及び比較例の被覆アーク溶接棒による溶接作業時には、スパッタ発生量、溶接金属のビード外観及びスラグ剥離性を目視にて評価した。スパッタ発生量については、少なかった場合をＡ、やや多かった場合をＢと評価した。ビード外観及びスラグ剥離性については、以下の評価基準に最も近いものにより評価した。評価Ａは、なじみが良好であるため、ビードの揃いが良く、ビードのラインが直線であり、スラグ剥離性も良好である。評価Ｂは、なじみがやや悪く、ビードの揃いが乱れるため、ビードラインがやや波打ち、スラグ剥離性もやや劣化している。評価Ｃは、なじみが極めて悪く、ビードの揃いが大きく乱れるため、ビードラインが波打ち、スラグ剥離性も悪い。
「高温割れ試験」
高温割れ試験は、ＪＩＳ Ｚ３１５３に準じて行った。この高温割れ試験に使用した試料の形状を図２に示す。図２に示す２枚の試験片によりＴ字状の継手を形成し、隅肉部の２箇所を全長にわたって隅肉溶接した。供試棒の直径は４．０ｍｍ、溶接条件は、極性がＤＣ、溶接電流が１５０Ａ、溶接電圧が２５Ｖ、溶接速度が３００ｍｍ／分である。そして、隅肉溶接部における高温割れの発生率を評価した。なお、割れが発生しなかった場合をＡ、割れが発生し、溶接部の全長に対する割れ率が５．０％未満であった場合をＢ、割れ率が５．０％以上１０．０％未満であった場合をＣ、割れ率が１０．０％以上で有った場合をＤと評価した。各実施例及び比較例の試験片について、高温割れ試験結果を表３−３にあわせて示す。
そして、総合判定欄は、耐再熱割れ性、高温割れの有無、ビード外観及びスラグ剥離性、スパッタ発生量、並びにピットの発生頻度のいずれかでＣ又はＤの評価がある場合に、×とし、Ｃ又はＤの評価がない場合を○とし、全ての評価がＡの場合を◎とした。
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表３−１乃至表３−３に示すように、実施例Ｎｏ．１乃至１４は、溶接金属の組成が本発明の範囲を満足するので、耐再熱割れ性、耐高温割れ性が優れており、ピットも発生しなかった。これらの実施例のうち、実施例Ｎｏ．１乃至７は、溶接に使用した被覆アーク溶接棒の組成が、本発明の請求項２の範囲を満足する実施例である。よって、溶接作業時に、スパッタの発生量が少なく、得られた溶接金属は、ビード外観及びスラグ剥離性も良好であり、溶接作業性が良好であった。このように、請求項１の範囲を満足する良好な耐割れ性及びビード外観を有するＮｉ基合金溶接金属を得る際に、請求項２の範囲を満足するＮｉ基合金被覆アーク溶接棒を使用すれば、その溶接作業性も良好である。
これに対して、比較例Ｎｏ．１５乃至２５は、溶接金属の組成が本発明の範囲を満足しないので、耐再熱割れ性、耐高温割れ性、ビード外観／スラグ剥離性、ピットの発生及びスパッタ発生量の１以上の項目において、性能の劣化が見られた。即ち、比較例Ｎｏ．１５は、溶接に使用した被覆アーク溶接棒の組成のうち、フラックス中のＭｎ量が多く、得られた溶接金属中のＭｎの含有量も本発明の範囲を超え、スラグ剥離性が低下した。比較例Ｎｏ．１６は、心線中のＭｎの含有量が本発明の範囲未満である被覆アーク溶接棒を使用したので、得られた溶接金属中のＭｎの含有量が本発明の範囲未満となり、溶接金属の耐再熱割れ性が低下した。
比較例Ｎｏ．１７は、心線中のＮｂ及びＴａの総量が本発明の範囲未満である被覆アーク溶接棒を使用したので、溶接金属中のＮｂ及びＴａの総量も本発明の範囲未満となり、溶接金属の耐再熱割れ性が低下した。比較例Ｎｏ．１８は、被覆アーク溶接棒のフラックス中のＮｂ及びＴａの総量が多く、スラグ剥離性が劣化し、得られた溶接金属において、Ｎｂ及びＴａの含有量の総量が本発明の範囲を超え、耐再熱割れ性が低下し、高温割れ性も低下した。比較例Ｎｏ．１９は、心線中に多量のＣを含有する被覆アーク溶接棒を使用したので、得られた溶接金属中のＣ量が過多となり、耐高温割れ性が低下した。比較例Ｎｏ．２０は、心線中に多量のＳｉを含有する被覆アーク溶接棒を使用したので、得られた溶接金属中のＳｉ量が過多となり、耐高温割れ性が低下した。
比較例Ｎｏ．２１は、被覆アーク溶接棒の心線中のＢ量が多く、得られた溶接金属中のＢ量が過多となり、耐高温割れ性が低下した。同様に、比較例Ｎｏ．２２は、被覆アーク溶接棒の心線中のＺｒ量が多く、溶接金属中のＺｒ量が過多となり、耐高温割れ性が低下した。
比較例Ｎｏ．２３は、心線中のＭｇの含有量が本発明の範囲を超える被覆アーク溶接棒を使用したので、溶接金属中のＭｇ量過多により、スラグ剥離性が劣化し、溶接作業性が劣化した。比較例Ｎｏ．２４は、被覆アーク溶接棒の組成のうち、フラックス中のＦｅの含有量が多く、得られた溶接金属中のＦｅ量が過多となり、耐再熱割れ性及び耐高温割れ性が低下し、スラグ剥離性も劣化した。比較例Ｎｏ．２５は、心線中に多量のＮを含有する被覆アーク溶接棒を使用したので、溶接金属中のＮ量が過多となり、発生したピットの数が多くなった。
（実施例２）
次に、本発明のＮｉ基合金被覆アーク溶接棒及び溶接金属におけるＭｎの含有量について説明する。図３は、Ｎｉ基合金被覆アーク溶接棒及びＮｉ基合金溶接金属について、Ｍｎの含有量を種々変化させた場合に、上記実施例１と同様の多層肉盛溶接試験によって長さが０．１ｍｍ以上の割れが発生した個数を示す。この図３に示すＮｉ基合金被覆アーク溶接棒及びＮｉ基合金溶接金属は、Ｍｎ、Ｎｂ＋Ｔａ以外の含有量については、ＡＷＳ Ａ５．１１ ＥＮｉＣｒＦｅ−７に規定される範囲を満足し、Ｎｂ及びＴａの総量は、本発明の範囲（全質量あたり１．０乃至２．０質量％）を満足する。
図３に示すように、Ｍｎを全質量あたり４．０乃至５．０質量％含有する溶接金属において、耐割れ性が向上し、特にＭｎの含有量が４．５以上である場合に、耐割れ性が著しく向上していることが分かる。このように、本発明においては、Ｍｎを４．０質量％以上（好ましくは４．５質量％以上）含有する溶接金属を形成することにより、溶接金属の耐割れ性を向上させることができる。
１：母材
２：肉盛溶接

Claims (2)

  1. Ｃｒ：２８．０乃至３１．５質量％、Ｆｅ：７．０乃至１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：総量で１．０乃至２．０質量％、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：４．０乃至５．５質量％、Ｎ：０．００５乃至０．０８質量％、Ｓｉ：０．７０％質量以下、Ｍｇ：０．００１０％質量以下、Ａｌ：０．５０％質量以下、Ｔｉ：０．５０％質量以下、Ｍｏ：０．５０％質量以下及びＣｕ：０．５０％質量以下を含有し、Ｂの含有量をＢ：０．００１０％質量以下、Ｚｒの含有量をＺｒ：０．００１０質量％以下に規制した組成を有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物中のＣｏの含有量をＣｏ：０．１０質量％以下、Ｐの含有量をＰ：０．０１５質量％以下、Ｓの含有量をＳ：０．０１５質量％以下に規制した組成を有することを特徴とするＮｉ基合金溶接金属。
  2. フラックス成分を含有する被覆剤をＮｉ基合金からなる心線の外周に被覆してなるＮｉ基合金被覆アーク溶接棒において、
    前記心線は、心線の全質量あたりＣｒ：２８．０乃至３１．５質量％、Ｆｅ：７．０乃至１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：総量で１．０乃至２．０質量％、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：４．０乃至５．５質量％、Ｎ：０．００１乃至０．０２質量％、Ｓｉ：０．７０質量％以下、Ｍｇ：０．００１０質量％以下、Ａｌ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．５０質量％以下、Ｍｏ：０．５０質量％以下、Ｃｕ：０．５０質量％以下を含有し、Ｂの含有量をＢ：０．００１０質量％以下、Ｚｒの含有量をＺｒ：０．００１０質量％以下に規制した組成を有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物中のＣｏの含有量をＣｏ：０．１０質量％以下、Ｐの含有量をＰ：０．０１５質量％以下、Ｓの含有量をＳ：０．０１５質量％以下に規制した組成を有し、
    前記被覆剤は、前記フラックス成分として、被覆アーク溶接棒の全質量あたりスラグ形成剤：３．５乃至６．５質量％、金属弗化物（Ｆ量換算値）：２乃至５質量％、炭酸塩（ＣＯ２量換算値）：２．５乃至６．５質量％を含有し、前記フラックス中のＭｎの含有量をＭｎ：２．０質量％以下、Ｎｂ及びＴａの含有量を総量でＮｂ＋Ｔａ：１．５質量％以下、Ｆｅの含有量をＦｅ：２．５質量％以下に規制した組成を有することを特徴とするＮｉ基合金被覆アーク溶接棒。
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