JP5977998B2 - Ｎｉ基合金溶接金属、帯状電極及び溶接方法 - Google Patents
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Description
本発明は、Ｎｉ基合金溶接金属、この溶接金属を得るために使用される帯状電極及び溶接方法に関する。より詳しくは、原子炉圧力容器や化学反応器などのように高耐食性が要求される構造物に適したＮｉ基合金溶接金属、帯状電極及び溶接方法に関する。
原子炉圧力容器及び化学反応容器などの構造物において、内面などの高耐食性が要求される部分には、帯状電極肉盛溶接法によるサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接が適用されている。また、例えば加圧水型原子力発電プラントなどに代表される高温耐食機器では、溶接金属に、高温高圧水中での耐応力腐食割れに優れたＮｉ−１５Ｃｒ系合金が用いられていたが、近年、更に耐応力腐食割れ性が優れたＮｉ−３０Ｃｒ系合金が用いられている。
このＮｉ−３０Ｃｒ系合金を得るためのＮｉ−３０Ｃｒ系合金の溶加材を使用した溶接において、溶接作業性及び耐高温割れ性の改善を目的とした種々の検討がなされている（特許文献１〜３参照。）。例えば、特許文献１に記載のＮｉ基高Ｃｒ合金用被覆アーク溶接棒では、ＮとＷ及びＶとを複合添加すると共に、Ｔｉ、Ａｌ，Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｏなどの溶接割れに影響を及ぼす元素の添加量を規制している。
また、特許文献２に記載のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ合金溶加材では、凝固割れを抑制するため、ＳやＰなどの低融点元素の添加量を規制している。更に、特許文献２，３には、冷間割れを抑制する方法として、Ｎｂ、Ｚｒ及びＢを特定量添加し、高温強度及び延性を向上させることが提案されている。
Ｎｉ−３０Ｃｒ系合金からなる溶加材を用いた肉盛溶接や継手溶接の多パス溶接部の内部では、微少な割れが発生しやすく、この粒界割れは、溶接金属が凝固する仮定で発生する「凝固割れ」と区別して、「延性低下再熱割れ」と呼ばれている。また、延性低下再熱割れは、凝固が完了した溶接部が、次のパスによって融点以下の温度域に再加熱されることで発生するという特徴がある。Ｃｒを３０質量％程度以上含有する高Ｃｒ系Ｎｉ基合金からなる溶接金属では、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る。その結果、溶接時に引張り又はせん断の熱応力が作用すると、粒界が開口して延性低下再熱割れが発生する。
また、Ｎｉ基合金溶接金属では、結晶粒界へのＣｒ炭化物の析出により、粒界腐食に対する感受性が増加する。このＣｒ炭化物は、主に４３０〜９００℃の温度範囲のときに粒界に析出する。特に、帯状電極によるエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接のような入熱量が大きくかつ冷却速度が低い場合は、Ｃｒ炭化物の鋭敏化が著しく進行し、耐食性が劣化する。更に、溶接金属の引張強度が母材に比べて劣っている場合は、機器や構造物の設計が制限されるため、溶接金属にも母材と同等の引張強度が必要となる。
しかしながら、Ｎｉ基合金を使用した従来の溶加材は、帯状電極肉盛溶接法による大入熱のサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接においては、未だ満足した性能が得られていない。例えば、特許文献１に記載のアーク溶接棒は、Ｎ含有量が高いため、高温下で溶接金属中に多量の窒化物が析出し、脆化の原因となる。
また、特許文献２，３に記載のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ合金は、耐凝固割れ性や耐延性低下割れ性が不十分であり、特に、帯状電極肉盛溶接法による溶接入熱が４０ｋJ／ｃｍ以上の大入熱のサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接での耐凝固割れ性については、何ら検討がなされていない。このため、大入熱のサブマージアーク溶接又はエレクトロスラグ溶接用として、耐高温割れ性、引張強度及び耐食性のいずれについても優れた特性を示す溶接金属が得られる帯状電極が求められている。
そこで、本発明は、大入熱溶接でも、耐高温割れ性、引張強度及び耐食性の全てが良好なＮｉ基合金溶接金属、帯状電極及び溶接方法を提供することを主目的とする。
本発明者は、前述した課題を解決するために鋭意実験検討を行った結果、以下に示す知見を得た。前述したように、延性低下再熱割れの発生原因は、粒界に析出する粗大なＣｒ炭化物にある。そこで、本発明者は、割れ防止の観点から、Ｃｒ炭化物の粒界析出を抑制することが重要であると考えた。
ここで、Ｂ及びＺｒは、粒界強化の作用があり、粒界割れを抑制する効果があり、また、特許文献３には再熱割れにＭｇ、Ｂ及びＺｒの添加が有効であると記載されているが、本発明者の検討により、Ｂ及びＺｒは耐凝固割れ性に悪影響を及ぼし、Ｂ及びＺｒを過剰に添加すると、凝固割れ感受性が高くなり、耐凝固割れ性が劣化することをが判明した。また、Ｍｇは、耐凝固割れ性には影響しないが、エレクトロスラグ溶接やサブマージ溶接において、スラグ剥離性などの溶接作業性を劣化させる。
一方、本発明者は、溶接金属の引張強度向上には、Ｎｉ基合金の母相の固溶強化と析出物による析出強化が有効であると考えた。また、耐粒界腐食性及び耐応力腐食割れ性が劣化する原因は、粒界へのＣｒ炭化物の析出にあり、このＣｒ炭化物の析出は、入熱量が大きく、冷却速度が低い場合に顕著となる。
以上の知見に基づき、本発明においては、Ｃｒよりも炭化物形成性能が高く、Ｃｒ炭化物の粒界析出を抑制する効果があるＮｂ及びＴａに着目し、Ｃと共に、その添加量を規定する。なお、耐凝固割れ性を劣化させる虞があるＢ及びＺｒについては、積極的に添加しないこととした。
即ち、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、Ｃｒ：２８．０〜３１．５質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．７０質量％以下（０は含まない）を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。
本発明のＮｉ基合金溶接金属は、例えば、帯状電極を使用したエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接により形成することができる。
本発明のＮｉ基合金溶接金属は、例えば、帯状電極を使用したエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接により形成することができる。
本発明に係る帯状電極は、Ｃｒ：２８．５〜３２．０質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．４０質量％以下（０は含まない）を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなるＮｉ基合金からなるものである。
本発明の帯状電極は、例えば、エレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接に使用することができる。
本発明の帯状電極は、例えば、エレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接に使用することができる。
本発明に係る溶接方法は、Ｃｒ：２８．５〜３２．０質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．４０質量％以下（０は含まない）を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる帯状電極を使用して、エレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接を行い、Ｃｒ：２８．０〜３１．５質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．７０質量％以下（０は含まない）を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなるＮｉ基合金溶接金属を得るものである。
本発明によれば、Ｂ及びＺｒの量を規制すると共に、Ｎｂ、Ｔａ及びＣを特定量添加しているため、大入熱溶接でも、耐高温割れ性、引張強度及び耐食性の全てが良好なＮｉ基合金溶接金属を得ることができる。
以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。
（第１の実施形態）
先ず、本発明の第１の実施形態に係るＮｉ基合金溶接金属（以下、単に溶接金属ともいう。）について説明する。本実施形態の溶接金属は、Ｃｒ：２８．０〜３１．５質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．７０質量％以下を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。
先ず、本発明の第１の実施形態に係るＮｉ基合金溶接金属（以下、単に溶接金属ともいう。）について説明する。本実施形態の溶接金属は、Ｃｒ：２８．０〜３１．５質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．７０質量％以下を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。
そして、本実施形態の溶接金属は、例えば帯状電極を使用したエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接により形成することができる。以下、本実施形態の溶接金属における各成分の数値限定理由について説明する。
［Ｃｒ：２８．０〜３１．５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、耐酸化性及び耐食性の確保のためにも有効な元素である。ただし、その効果を十分に発揮させるためには、溶接金属中に２８.０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が３１．５質量％を超えると、製造時の加工が困難となる。よって、Ｃｒ含有量は２８．０〜３１．５質量％とし、この範囲は、ＡＷＳ（The American Welding Society；アメリカ溶接協会） Ａ５．１１ ＥＮｉＣｒＦｅ−７で規定される範囲と同一である。
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、耐酸化性及び耐食性の確保のためにも有効な元素である。ただし、その効果を十分に発揮させるためには、溶接金属中に２８.０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が３１．５質量％を超えると、製造時の加工が困難となる。よって、Ｃｒ含有量は２８．０〜３１．５質量％とし、この範囲は、ＡＷＳ（The American Welding Society；アメリカ溶接協会） Ａ５．１１ ＥＮｉＣｒＦｅ−７で規定される範囲と同一である。
［Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％］
Ｆｅは、Ｎｉに固溶し、溶接金属の引張強度を向上させる効果がある。しかしながら、Ｆｅ含有量が７質量％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｆｅ含有量が１１．０質量％を超えると、低融点のＦｅ２Ｎｂラーベス相を形成して粒界に析出し、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。よって、Ｆｅ含有量は７．０〜１１．０質量％とする。
Ｆｅは、Ｎｉに固溶し、溶接金属の引張強度を向上させる効果がある。しかしながら、Ｆｅ含有量が７質量％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｆｅ含有量が１１．０質量％を超えると、低融点のＦｅ２Ｎｂラーベス相を形成して粒界に析出し、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。よって、Ｆｅ含有量は７．０〜１１．０質量％とする。
［Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％］
大入熱溶接では、Ｃｒ炭化物の鋭敏化が進行し、耐食性及び耐延性低下割れ性が著しく低下しやすい。一方、Ｎｂは、ＣｒよりもＣと結合しやすく、優先的にＣと結合してＮｂＣなどの安定な炭化物を形成するため、耐粒界腐食性及び耐応力腐食割れ性を向上させる効果がある。また、Ｎｂには、粒界における粗大Ｃｒ炭化物の生成を抑制して、耐延性低下割れ性を著しく向上させる効果もある。更に、生成したＮｂＣなどの炭化物は、溶接部の強度向上に寄与する。
大入熱溶接では、Ｃｒ炭化物の鋭敏化が進行し、耐食性及び耐延性低下割れ性が著しく低下しやすい。一方、Ｎｂは、ＣｒよりもＣと結合しやすく、優先的にＣと結合してＮｂＣなどの安定な炭化物を形成するため、耐粒界腐食性及び耐応力腐食割れ性を向上させる効果がある。また、Ｎｂには、粒界における粗大Ｃｒ炭化物の生成を抑制して、耐延性低下割れ性を著しく向上させる効果もある。更に、生成したＮｂＣなどの炭化物は、溶接部の強度向上に寄与する。
Ｔａも、前述したＮｂと同様に、合金中のＣと優先的に結合して、ＴａＣなどの安定な炭化物を形成し、粒界における粗大Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。このため、溶接金属にＴａを含有させることにより、耐粒界腐食性及び耐応力腐食割れ性を向上させると共に、耐延性低下割れ性を著しく向上させることができる。また、生成したＴａＣなどの炭化物には、溶接金属の強度を向上させる効果がある。
ただし、Ｎｂ及びＴａの総含有量が１．５質量％未満の場合、これらの効果が不十分となる。また、Ｎｂ及びＴａの総含有量が２．５質量％を超えると、凝固偏析により、粒界に濃化したＮｂやＴａが低融点の金属間化合物やラーベス相を形成し、溶接時の凝固割れや再熱液化割れの原因となると共に、ＮｂＣやＴａＣなどの炭化物が粗大化し、靭性や加工性が劣化する。
よって、Ｎｂ及びＴａは、合計で１．５〜２．５質量％とする。なお、延性低下割れ感受性の低下並びに耐粒界腐食性及び耐応力腐食割れ性の向上の観点から、Ｎｂ及びＴａの総含有量は１．７〜２．３質量％とすることが好ましい。
［Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％］
Ｎｉ中のＣは、固溶強化元素であり、引張強度やクリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｃ含有量が０．０１５質量％未満の場合、これらの効果が得られない。また、本実施形態の溶接金属では、ＮｂやＴａを意図的に添加し、それらの炭化物を粒界に析出させることで、耐延性低下割れ性及び引張強度向上を図っている。このため、Ｎｂ及びＴａの添加効果を得るためにＣは不可欠であり、溶接金属に０．０１５質量％以上含有させる必要がある。
Ｎｉ中のＣは、固溶強化元素であり、引張強度やクリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｃ含有量が０．０１５質量％未満の場合、これらの効果が得られない。また、本実施形態の溶接金属では、ＮｂやＴａを意図的に添加し、それらの炭化物を粒界に析出させることで、耐延性低下割れ性及び引張強度向上を図っている。このため、Ｎｂ及びＴａの添加効果を得るためにＣは不可欠であり、溶接金属に０．０１５質量％以上含有させる必要がある。
一方、Ｃ含有量が０．０４０質量％を超えると、ＣｒやＭｏと炭化物を生成し、溶接金属の耐粒界腐食性、耐応力腐食割れ性及び耐高温割れ性が劣化する。よって、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０４０質量％とする。また、Ｃ含有量の好適な範囲は０．０２０〜０．０３５質量％であり、これにより、溶接部の強度がより高まると共に、耐延性低下割れ性の更なる向上も期待できる。なお、Ｃ含有量は、Ｎｂ含有量及びＴａ含有量との関係が重要であり、特に、大入熱溶接においては、Ｎｂ、Ｔａ及びＣの含有量を、厳密に管理する必要がある。
［Ｍｎ：０．５〜４．０質量％］
Ｍｎは、脱酸素剤として作用し、合金（溶接金属）内の洗浄度を高める効果がある。ただし、Ｍｎ含有量が０．５質量％未満の場合、その効果が得られない。また、４．０質量％を超えて過剰にＭｎを添加すると、製造時の加工が困難になる。よって、Ｍｎ含有量は０．５〜４．０質量％とする。なお、洗浄度向上の観点から、Ｍｎ含有量は０．５〜３．０質量％とすることが好ましい。
Ｍｎは、脱酸素剤として作用し、合金（溶接金属）内の洗浄度を高める効果がある。ただし、Ｍｎ含有量が０．５質量％未満の場合、その効果が得られない。また、４．０質量％を超えて過剰にＭｎを添加すると、製造時の加工が困難になる。よって、Ｍｎ含有量は０．５〜４．０質量％とする。なお、洗浄度向上の観点から、Ｍｎ含有量は０．５〜３．０質量％とすることが好ましい。
［Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％］
Ｎは、引張強度を向上させる効果があるが、含有量が０．００５質量％未満では、十分な効果が得られない。一方、Ｎを０．０８０質量％を超えて含有すると、ブローホールやピットなどの溶接欠陥の発生に繋がる。よって、Ｎ含有量は、０．００５〜０．０８０質量％とする。
Ｎは、引張強度を向上させる効果があるが、含有量が０．００５質量％未満では、十分な効果が得られない。一方、Ｎを０．０８０質量％を超えて含有すると、ブローホールやピットなどの溶接欠陥の発生に繋がる。よって、Ｎ含有量は、０．００５〜０．０８０質量％とする。
［Ｓｉ：０．７０質量％以下（０は含まない）］
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、合金（溶接金属）内の清浄度を高める効果がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．７０質量％を超えると、多層盛溶接時の再熱割れの発生原因となる。よって、Ｓｉは、０．７０質量％以下の範囲で添加する。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、合金（溶接金属）内の清浄度を高める効果がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．７０質量％を超えると、多層盛溶接時の再熱割れの発生原因となる。よって、Ｓｉは、０．７０質量％以下の範囲で添加する。
［Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｃｕ：それぞれ０．５０質量％以下］
Ａｌ、Ｔｉ及びＣｕは積極的に添加する必要はなく、また、Ｍｏは、溶接部の強度を向上させる効果はあるが、その含有量が０．５０質量％を超えると、耐高温割れ性が低下し、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＣｕは、ＡＷＳ Ａ５．１１ ＥＮｉＣｒＦｅ−７の規定に準拠し、それぞれ０．５０質量％以下に規制する。なお、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＣｕは、いずれも規制成分であり、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
Ａｌ、Ｔｉ及びＣｕは積極的に添加する必要はなく、また、Ｍｏは、溶接部の強度を向上させる効果はあるが、その含有量が０．５０質量％を超えると、耐高温割れ性が低下し、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＣｕは、ＡＷＳ Ａ５．１１ ＥＮｉＣｒＦｅ−７の規定に準拠し、それぞれ０．５０質量％以下に規制する。なお、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＣｕは、いずれも規制成分であり、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
［Ｂ：０．００１０質量％以下］
一般に、Ｎｉ基合金中にＢを微量添加すると、粒界の強度を向上させ、熱間圧延性を良好にし、耐延性低下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いわれている。しかしながら、本実施形態の溶接金属は、帯状電極を使用した大入熱のエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接により形成されるものであり、入熱量が大きいため、Ｂの添加は制限する必要がある。
一般に、Ｎｉ基合金中にＢを微量添加すると、粒界の強度を向上させ、熱間圧延性を良好にし、耐延性低下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いわれている。しかしながら、本実施形態の溶接金属は、帯状電極を使用した大入熱のエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接により形成されるものであり、入熱量が大きいため、Ｂの添加は制限する必要がある。
そこで、本実施形態の溶接金属では、Ｂは意図的に添加せず、規制成分とする。Ｂが溶接金属に多量に含まれていると、具体的には、Ｂ含有量が０．００１０質量％を超えると、溶接金属の凝固割れ感受性が高くなる。よって、Ｂ含有量は０．００１０質量％以下に規制する。なお、溶接金属の耐凝固割れ性向上の観点から、Ｂ含有量は０．０００５質量％以下に規制することが好ましい。また、Ｂは規制成分であり、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
［Ｚｒ：０．００１０質量％以下］
Ｚｒも、前述したＢと同様に、微量添加で粒界の強度を向上させ、熱間圧延性を良好にし、耐延性低下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効果があるといわれている。しかしながら、本実施形態の溶接金属は、大入熱溶接により形成されるものであることから、Ｚｒの添加は特に制限する必要がある。
Ｚｒも、前述したＢと同様に、微量添加で粒界の強度を向上させ、熱間圧延性を良好にし、耐延性低下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効果があるといわれている。しかしながら、本実施形態の溶接金属は、大入熱溶接により形成されるものであることから、Ｚｒの添加は特に制限する必要がある。
具体的には、Ｚｒ含有量が０．００１０質量％を超えると、溶接金属の凝固割れ感受性が高くなるため、本実施形態の溶接金属では、Ｚｒも意図的には添加しない規制成分とし、その含有量を０．００１０質量％以下に規制する。なお、Ｚｒ含有量は０．０００５質量％以下に規制することが好ましく、これにより、溶接金属の凝固割れ感受性を低下させて、耐凝固割れ性を向上させることができる。また、Ｚｒも規制成分であり、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
［Ｃｏ：０．１０質量％以下］
Ｃｏは不可避的不純物であり、炉内における中性子照射により、半減期の長い放射性同位体Ｃｏ６０に変化し、放射線源となる。よって、本実施形態の溶接金属では、Ｃｏ含有量を０．１０質量％以下、好ましくは、０．０５質量％以下に規制する。なお、Ｃｏは、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
Ｃｏは不可避的不純物であり、炉内における中性子照射により、半減期の長い放射性同位体Ｃｏ６０に変化し、放射線源となる。よって、本実施形態の溶接金属では、Ｃｏ含有量を０．１０質量％以下、好ましくは、０．０５質量％以下に規制する。なお、Ｃｏは、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
［Ｐ：０．０１５質量％以下］
Ｐも不可避的不純物であり、溶接金属中にＰが０．０１５質量％を超えて含有されると、溶接凝固組織で偏析して濃縮され、低融点化合物を形成しやすくなる。その結果、溶接金属の溶接割れ感受性が高まることとなるため、Ｐ含有量は０．０１５質量％以下に規制する。なお、Ｐは、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
Ｐも不可避的不純物であり、溶接金属中にＰが０．０１５質量％を超えて含有されると、溶接凝固組織で偏析して濃縮され、低融点化合物を形成しやすくなる。その結果、溶接金属の溶接割れ感受性が高まることとなるため、Ｐ含有量は０．０１５質量％以下に規制する。なお、Ｐは、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
［Ｓ：０．０１５質量％以下］
Ｓも不可避的不純物であり、前述したＰと同様に、０．０１５質量％を超えて添加すると、溶接凝固組織で偏析して濃縮され、低融点化合物を形成しやすくなり、溶接金属の溶接割れ感受性が高まる。よって、Ｓ含有量も０．０１５質量％以下に規制する。なお、Ｓは、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
Ｓも不可避的不純物であり、前述したＰと同様に、０．０１５質量％を超えて添加すると、溶接凝固組織で偏析して濃縮され、低融点化合物を形成しやすくなり、溶接金属の溶接割れ感受性が高まる。よって、Ｓ含有量も０．０１５質量％以下に規制する。なお、Ｓは、合金（溶接金属）に積極的に添加されるものではないため、その含有量が０の場合もある。
［残部：Ｎｉ及び不可避的不純物］
本実施形態の溶接金属における残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。なお、ここでいう不可避的不純物には、前述したＣｏ、Ｐ、Ｓの他に、Ｖ、Ｓｎ及びＰｂなどが含まれる。
本実施形態の溶接金属における残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。なお、ここでいう不可避的不純物には、前述したＣｏ、Ｐ、Ｓの他に、Ｖ、Ｓｎ及びＰｂなどが含まれる。
以上詳述したように、本実施形態の溶接金属では、Ｂ及びＺｒは添加せずにその量を規制し、代わりにＮｂ及びＴａを添加し、Ｃとの関係でその量を特定しているため、耐凝固割れ性及び耐食性を低下させることなく、耐延性低下割れ性及び引張強度を向上させることができる。これにより、大入熱溶接でも、耐高温割れ性、引張強度及び耐食性の全てが良好なＮｉ基合金溶接金属を実現することができる。
（第２の実施形態）
次に、本発明の第２の実施形態に係る帯状電極について説明する。本実施形態の帯状電極は、前述した第１の実施形態の溶接金属を得るためのものであり、例えば溶接入熱が４０ｋJ／ｃｍ以上の大入熱のエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接に使用される。
次に、本発明の第２の実施形態に係る帯状電極について説明する。本実施形態の帯状電極は、前述した第１の実施形態の溶接金属を得るためのものであり、例えば溶接入熱が４０ｋJ／ｃｍ以上の大入熱のエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接に使用される。
そして、本実施形態の帯状電極は、Ｃｒ：２８．５〜３２．０質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．４０質量％以下を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。
以下、本実施形態の帯状電極における各成分の数値限定理由について説明する。なお、前述した第１の実施形態の溶接金属と数値範囲が同じものは、その数値限定理由も同じであるため、説明は省略する。
［Ｃｒ：２８．５〜３２．０質量％］
Ｃｒは、溶接の際、酸化により消費される。そこで、酸化消耗分を考慮し、Ｃｒ含有量が２８．０〜３１．５質量％である溶接金属を得るため、帯状電極のＣｒ含有量は２８．５〜３２．０質量％とする。
Ｃｒは、溶接の際、酸化により消費される。そこで、酸化消耗分を考慮し、Ｃｒ含有量が２８．０〜３１．５質量％である溶接金属を得るため、帯状電極のＣｒ含有量は２８．５〜３２．０質量％とする。
［Ｓｉ：０．４０質量％以下（０は含まない）］
Ｓｉはスラグにも含有されている。そこで、スラグからの混入分を考慮し、Ｓｉ含有量が０．７０質量％以下の溶接金属を得るため、帯状電極のＳｉ含有量は０．４０質量％以下とする。
Ｓｉはスラグにも含有されている。そこで、スラグからの混入分を考慮し、Ｓｉ含有量が０．７０質量％以下の溶接金属を得るため、帯状電極のＳｉ含有量は０．４０質量％以下とする。
［残部：Ｎｉ及び不可避的不純物］
本実施形態の帯状電極における残部も、Ｎｉ及び不可避的不純物である。また、ここでいう不可避的不純物には、Ｃｏ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｓｎ及びＰｂなどが含まれる。
本実施形態の帯状電極における残部も、Ｎｉ及び不可避的不純物である。また、ここでいう不可避的不純物には、Ｃｏ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｓｎ及びＰｂなどが含まれる。
なお、本実施形態の帯状電極は、その大きさなどは特に限定されるものではなく、溶接条件などに応じて、適宜選択することができる。
本実施形態の帯状電極では、従来のＮｉ基合金溶加材に添加されていたＢ及びＺｒは添加せずにその量を規制し、代わりにＮｂ及びＴａを添加し、Ｃとの関係でその量を特定しているため、耐凝固割れ性及び耐食性を低下させることなく、耐延性低下割れ性及び引張強度を向上させることができる。これにより、大入熱のエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接を実施しても、耐高温割れ性、引張強度及び耐食性の全てが良好なＮｉ基合金溶接金属を得ることができる。
なお、前述した特許文献２に記載のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ合金溶加材は、本実施形態の帯状電極に比べて、Ｎｂ含有量が少ないため、得られる溶接金属は耐延性低下割れ性が劣るものであると考えられる。また、前述した特許文献３に記載のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ合金溶加材は、本実施形態の帯状電極に比べて、Ｂ及びＺｒ量が多いため、得られる溶接金属は耐凝固割れ性が劣るものであると考えられる。
このように、本実施形態の帯状電極は、従来のＮｉ基合金溶加材に比べて、優れた特性を有するものである。なお、本実施形態の帯状電極における上記以外の構成及び効果は、前述した第１の実施形態と同様である。
（第３の実施形態）
次に、本発明の第３の実施形態に係る溶接方法について説明する。本実施形態の溶接方法では、前述した第２の実施形態の帯状電極を使用して、エレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接を行い、前述した第１の実施形態の溶接金属を得る。
次に、本発明の第３の実施形態に係る溶接方法について説明する。本実施形態の溶接方法では、前述した第２の実施形態の帯状電極を使用して、エレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接を行い、前述した第１の実施形態の溶接金属を得る。
本実施形態の溶接方法で使用するフラックスは、特に限定されるものではないが、例えばエレクトロスラグ溶接の場合は、ＣａＦ２を５５〜７５質量％と、Ａｌ２Ｏ３を１０〜２５質量％と、ＳｉＯ２を１０〜２０質量％と、Ｎａ２Ｏ、Ｋａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏのうち１種又は２種以上を合計で２〜５質量％含有すると共に、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＴｉＯ２及びＢａＯをそれぞれ５．０質量％以下に規制した組成のものを使用することができる。
［ＣａＦ２：５５〜７５質量％］
ＣａＦ２は、溶融スラグの電気伝導度を適切に確保し、溶接の安定性を向上させる。また、ＣａＦ２は、溶融スラグの粘性を適切に確保し、溶接ビードの形状を向上させる。ただし、フラックス全質量あたりＣａＦ２含有量が５５質量％未満であると、ビード形状及びビード外観が劣化し、また、電気伝導度が過剰となり、抵抗発熱が不足することにより、溶接中に頻繁にアークが発生し、溶接の安定性が低下することがある。
ＣａＦ２は、溶融スラグの電気伝導度を適切に確保し、溶接の安定性を向上させる。また、ＣａＦ２は、溶融スラグの粘性を適切に確保し、溶接ビードの形状を向上させる。ただし、フラックス全質量あたりＣａＦ２含有量が５５質量％未満であると、ビード形状及びビード外観が劣化し、また、電気伝導度が過剰となり、抵抗発熱が不足することにより、溶接中に頻繁にアークが発生し、溶接の安定性が低下することがある。
一方、フラックス全質量あたりＣａＦ２含有量が７５質量％を超えると、溶融スラグの粘性が過剰となり、溶接ビードの直線性が低下して溶接ビードの形状が劣化すると共に、フッ素ガスの発生量が増加して溶接ビードに圧痕（ポックマーク）が発生し、ビード外観が劣化することがある。よって、本実施形態の溶接方法ではＣａＦ２含有量が５５〜７５質量％であるフラックスを使用することが好ましい。なお、フラックスのＣａＦ２含有量は６０〜７０質量％であることが好ましい。
［Ａｌ２Ｏ３：１０〜２５質量％］
Ａｌ２Ｏ３は、スラグ形成剤として添加され、溶接ビードの平滑性、始端部の濡れ性及び直線性を適切に確保し、溶接ビード外観及び溶接ビード形状を向上させる。ただし、Ａｌ２Ｏ３含有量がフラックス全質量あたり１０質量％未満であると、これらの効果を十分に得ることができない場合がある。
Ａｌ２Ｏ３は、スラグ形成剤として添加され、溶接ビードの平滑性、始端部の濡れ性及び直線性を適切に確保し、溶接ビード外観及び溶接ビード形状を向上させる。ただし、Ａｌ２Ｏ３含有量がフラックス全質量あたり１０質量％未満であると、これらの効果を十分に得ることができない場合がある。
また、Ａｌ２Ｏ３含有量がフラックス全質量あたり２５質量％を超えると、抵抗発熱量が不足してフラックスの溶融が不十分になり、溶接中に頻繁にアークが発生し、溶接の安定性が低下することがある。よって、本実施形態の溶接方法では、Ａｌ２Ｏ３含有量が１０〜２５質量％のフラックスを使用する。なお、フラックスのＡｌ２Ｏ３含有量は１５〜２０質量％であることが好ましい。
［ＳｉＯ２：１０〜２０質量％］
ＳｉＯ２は、溶融スラグの粘性を適切に確保し、溶接ビード形状を良好にする効果がある。ただし、フラックス全質量あたりＳｉＯ２含有量が２０質量％を超えると、溶融スラグの粘性が過剰となり、溶接ビードの直線性が低下して溶接ビードの形状が劣化したり、溶接ビード幅が狭小となってアンダーカットが生じたりすることがある。通常、ＳｉＯ２は、エレクトロスラグ肉盛溶接用フラックスの製造時に、ＳｉＯ２が主体であるバインダーが添加されることにより、フラックス全質量あたり１０質量％以上導入される。
ＳｉＯ２は、溶融スラグの粘性を適切に確保し、溶接ビード形状を良好にする効果がある。ただし、フラックス全質量あたりＳｉＯ２含有量が２０質量％を超えると、溶融スラグの粘性が過剰となり、溶接ビードの直線性が低下して溶接ビードの形状が劣化したり、溶接ビード幅が狭小となってアンダーカットが生じたりすることがある。通常、ＳｉＯ２は、エレクトロスラグ肉盛溶接用フラックスの製造時に、ＳｉＯ２が主体であるバインダーが添加されることにより、フラックス全質量あたり１０質量％以上導入される。
［Ｎａ２Ｏ、Ｋａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏのうち１種以上：２〜５質量％］
Ｎａ２Ｏ、Ｋａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏは、溶融スラグの融点を適切に確保し、溶接の安定性を向上させる。これらの成分は、エレクトロスラグ肉盛溶接用フラックスの製造時に、バインダーから添加され、製造された焼結型フラックスにおいて、その含有量は、フラックス全質量あたりの総含有量で２質量％以上となる。Ｎａ２Ｏ、Ｋａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏの総含有量が５質量％を超えると、溶融スラグの融点が低下することにより、発熱量が不足してフラックスの溶融が不十分になり、溶接中に頻繁にアークが発生し、溶接の安定性が低下することがある。よって、本実施形態の溶接方法では、Ｎａ２Ｏ、Ｋａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏのうちの１種又は２種以上を、合計で２〜５質量％含有するフラックスを使用することが好ましい。
Ｎａ２Ｏ、Ｋａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏは、溶融スラグの融点を適切に確保し、溶接の安定性を向上させる。これらの成分は、エレクトロスラグ肉盛溶接用フラックスの製造時に、バインダーから添加され、製造された焼結型フラックスにおいて、その含有量は、フラックス全質量あたりの総含有量で２質量％以上となる。Ｎａ２Ｏ、Ｋａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏの総含有量が５質量％を超えると、溶融スラグの融点が低下することにより、発熱量が不足してフラックスの溶融が不十分になり、溶接中に頻繁にアークが発生し、溶接の安定性が低下することがある。よって、本実施形態の溶接方法では、Ｎａ２Ｏ、Ｋａ２Ｏ及びＬｉ２Ｏのうちの１種又は２種以上を、合計で２〜５質量％含有するフラックスを使用することが好ましい。
［ＭｇＯ、ＣａＯ、ＴｉＯ２、ＢａＯ：それぞれ５．０質量％以下］
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＴｉＯ２及びＢａＯは、それぞれスラグ形成剤として作用し、溶接ビードの平滑性及び直線性を適切に確保し、溶接ビード外観及び溶接ビード形状を向上させる。また、溶融スラグの対流により、フープの幅方向に均一な溶融スラグを形成し、スラグ剥離性を向上させる効果もある。
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＴｉＯ２及びＢａＯは、それぞれスラグ形成剤として作用し、溶接ビードの平滑性及び直線性を適切に確保し、溶接ビード外観及び溶接ビード形状を向上させる。また、溶融スラグの対流により、フープの幅方向に均一な溶融スラグを形成し、スラグ剥離性を向上させる効果もある。
しかしながら、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＴｉＯ２及びＢａＯの含有量が、フラックス全質量あたり５．０質量％を超えると、溶融スラグの対流が過剰となってスラグの発生量がフープの幅方向に不均一となり、スラグ剥離性が低下することがある。なお、これらの成分は、積極的に添加しなくても特に問題はないが、フラックス原料中に不純物として必然的に含まれることにより、通常はフラックス中に０．１質量％以上含有される。
本実施形態の溶接方法では、前述した第２の実施形態の帯状電極を使用しているため、大入熱のエレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接により、耐高温割れ性、引張強度及び耐食性の全てが良好なＮｉ基合金溶接金属を得ることができる。
以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。本実施例においては、下記表１に示す帯状電極（フープ）Ａ１〜Ａ４及びＢ１〜Ｂ１１を使用して、エレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接を行い、得られた溶接金属の特性について評価した。その際、エレクトロスラグ溶接では下記表２に示すＩ〜IIIのフラックスを、サブマージアーク溶接では下記表２に示すフラックスＩＶのフラックスを、それぞれ使用した。
＜評価試料の作製＞
図１は本実施例の評価試料を得るための溶接方法及び評価試料の切り出し位置を示す図である。本実施例においては、ＡＳＴＭ Ａ５３３Ｂ ＣＬ．１を母材１とし、その上に、下記表３に示す溶接条件で、５層（一部分は３層）の肉盛溶接を行った（図１参照）。その際、肉盛層２の１層目２ａ及び２層目２ｂは４パスで、３層目２ｃは３パスで、４層目２ｄ及び５層目２ｅは２パスで溶接した。その後、６０７℃、４８時間のＰＷＨＴ（Post Weld Heat Treatment：溶接後熱処理）を実施した。
図１は本実施例の評価試料を得るための溶接方法及び評価試料の切り出し位置を示す図である。本実施例においては、ＡＳＴＭ Ａ５３３Ｂ ＣＬ．１を母材１とし、その上に、下記表３に示す溶接条件で、５層（一部分は３層）の肉盛溶接を行った（図１参照）。その際、肉盛層２の１層目２ａ及び２層目２ｂは４パスで、３層目２ｃは３パスで、４層目２ｄ及び５層目２ｅは２パスで溶接した。その後、６０７℃、４８時間のＰＷＨＴ（Post Weld Heat Treatment：溶接後熱処理）を実施した。
＜耐割れ性＞
図１に示す３層の肉盛溶接部の溶接ビード表面に対して垂直方向に、厚さ１０ｍｍの曲げ試験片１０を５枚を切り出した。そして、この試験片１０に対して曲げ半径が約５０ｍｍの条件で曲げ加工を施した後、その断面に浸透探傷試験を施し、割れの発生頻度を評価した。耐割れ性は、各曲げ試験片１０の断面について、割れ個数をカウントし、１断面あたりの平均割れ個数が１個未満の場合をＡ、１個以上５個未満の場合をＢ、５個以上をＣとして、評価した。
図１に示す３層の肉盛溶接部の溶接ビード表面に対して垂直方向に、厚さ１０ｍｍの曲げ試験片１０を５枚を切り出した。そして、この試験片１０に対して曲げ半径が約５０ｍｍの条件で曲げ加工を施した後、その断面に浸透探傷試験を施し、割れの発生頻度を評価した。耐割れ性は、各曲げ試験片１０の断面について、割れ個数をカウントし、１断面あたりの平均割れ個数が１個未満の場合をＡ、１個以上５個未満の場合をＢ、５個以上をＣとして、評価した。
＜引張強さ＞
図１に示す５層の肉盛溶接部の３〜５層目の位置より、直径が６ｍｍの丸棒２０を切り出し、室温での引張試験に供した。引張強さは、５９０ＭＰａ以上場合をＡ、５４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の場合をＢ、５４０ＭＰａ未満の場合をＣとした。
図１に示す５層の肉盛溶接部の３〜５層目の位置より、直径が６ｍｍの丸棒２０を切り出し、室温での引張試験に供した。引張強さは、５９０ＭＰａ以上場合をＡ、５４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の場合をＢ、５４０ＭＰａ未満の場合をＣとした。
＜耐食性＞
図１に示す５層の肉盛溶接部の３〜５層目の位置より、５ｍｍ×１０ｍｍ×７０ｍｍの試験片３０を切り出し、硫酸−硫酸第二鉄腐食試験（ＡＳＴＭ Ａ２６２ Ｐｒａｃｔｉｃｅ Ｂ）を実施した。その後、曲げ半径が約５０ｍｍの条件で曲げ加工を施した後、その断面に浸透探傷試験を施し、割れの発生頻度を評価した。耐食性は、割れ無しの場合をＡ、割れ有りの場合をＣとした。
図１に示す５層の肉盛溶接部の３〜５層目の位置より、５ｍｍ×１０ｍｍ×７０ｍｍの試験片３０を切り出し、硫酸−硫酸第二鉄腐食試験（ＡＳＴＭ Ａ２６２ Ｐｒａｃｔｉｃｅ Ｂ）を実施した。その後、曲げ半径が約５０ｍｍの条件で曲げ加工を施した後、その断面に浸透探傷試験を施し、割れの発生頻度を評価した。耐食性は、割れ無しの場合をＡ、割れ有りの場合をＣとした。
＜総合評価＞
総合判定は、耐割れ性、引張強さ、耐食性のいずれかでＣがある場合には×とし、Ｃ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。以上の結果を、下記表４にまとめて示す。
総合判定は、耐割れ性、引張強さ、耐食性のいずれかでＣがある場合には×とし、Ｃ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。以上の結果を、下記表４にまとめて示す。
上記表４に示すように、Ｎｂ及びＴａの総含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例１の溶接金属は、耐食性試験では割れが発生し、耐食性が著しく低いものであった。一方、Ｎｂ及びＴａの総含有量が本発明の範囲を超えている比較例２，３の溶接金属は、割れの発生個数が多く、耐割れ性が著しく低いものであった。また、Ｃ含有量が本発明の範囲に満たない比較例４の溶接金属は、強度が劣っていた。一方、Ｃ含有量が本発明の範囲を超えている比較例５の溶接金属は、耐割れ性が劣っており、更に、耐食性試験では割れが発生した。更に、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を超えている比較例６の溶接金属は、耐割れ性が劣っていた。
Ｚｒ含有量が本発明の範囲を超えている比較例７の溶接金属、及びＢ含有量が本発明の範囲を超えている比較例８の溶接金属は、いずれも耐割れ性が劣っていた。また、Ｆｅ含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例９の溶接金属は、強度が劣っていた。一方、Ｆｅ含有量が本発明の範囲を超えている比較例１０の溶接金属は、耐割れ性が劣っていた。更に、Ｎ含有量が本発明の範囲を超えていた比較例１１の溶接金属も、耐割れ性が劣っていた。
これに対して、実施例１〜４の溶接金属は、耐割れ性、耐食性及び強度の全てについて優れていた。以上の結果から、本発明によれば、大入熱溶接でも、耐高温割れ性、引張強度及び耐食性の全てが良好なＮｉ基合金溶接金属が得られることが確認された。
１ 母材
２、２ａ〜２ｅ 肉盛層
１０ 曲げ試験用試験片
２０ 引張試験用丸棒
３０ 耐食性試験用試験片
２、２ａ〜２ｅ 肉盛層
１０ 曲げ試験用試験片
２０ 引張試験用丸棒
３０ 耐食性試験用試験片
Claims (4)
- Ｃｒ：２８．０〜３１．５質量％、
Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、
Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、
Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、
Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、
Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、
Ｓｉ：０．７０質量％以下（０は含まない）
を含有すると共に、
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、
Ｂ：０．００１０質量％以下、
Ｚｒ：０．００１０質量％以下、
Ｃｏ：０．１０質量％以下、
Ｐ：０．０１５質量％以下、
Ｓ：０．０１５質量％以下
に規制され、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなるＮｉ基合金溶接金属。 - 請求項１に記載のＮｉ基合金溶接金属を形成するための帯状電極であって、
Ｃｒ：２８．５〜３２．０質量％、
Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、
Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、
Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、
Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、
Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、
Ｓｉ：０．４０質量％以下（０は含まない）
を含有すると共に、
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、
Ｂ：０．００１０質量％以下、
Ｚｒ：０．００１０質量％以下、
Ｃｏ：０．１０質量％以下、
Ｐ：０．０１５質量％以下、
Ｓ：０．０１５質量％以下
に規制され、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる帯状電極。 - エレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接に使用されることを特徴とする請求項２に記載の帯状電極。
- Ｃｒ：２８．５〜３２．０質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．４０質量％以下（０は含まない）を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる帯状電極を使用して、エレクトロスラグ溶接又はサブマージアーク溶接を行い、
Ｃｒ：２８．０〜３１．５質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｎｂ及びＴａ：合計で１．５〜２．５質量％、Ｃ：０．０１５〜０．０４０質量％、Ｍｎ：０．５〜４．０質量％、Ｎ：０．００５〜０．０８０質量％、Ｓｉ：０．７０質量％以下（０は含まない）を含有すると共に、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、Ｂ：０．００１０質量％以下、Ｚｒ：０．００１０質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制され、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなるＮｉ基合金溶接金属を得る溶接方法。
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