CN108602163B

CN108602163B - 焊接用Ni基合金实芯焊丝和Ni基合金焊接金属

Info

Publication number: CN108602163B
Application number: CN201780008857.XA
Authority: CN
Inventors: 池田哲直; 菅原大志; 川本裕晃
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2016-02-22
Filing date: 2017-02-09
Publication date: 2020-11-10
Anticipated expiration: 2037-02-09
Also published as: KR20180102174A; JP2017148820A; US20190039188A1; CN108602163A; JP6739187B2; KR102141792B1; WO2017145783A1; US10710201B2

Abstract

焊接用Ni基合金实芯焊丝，具有如下组成，其以规定量含有Cr、Ti、Nb、C、S、Mn、和Fe，并且将Mo+W、P、Si、Al、Ca、B、Mg、Zr、Co、O、H、和N限制为规定量，并且([Ti]+[Nb])/[C]为80～150，余量是Ni和不可避免的杂质。其中，[Ti]、[Nb]和[C]分别表示Ti、Nb和C的含量(质量％)。

Description

焊接用Ni基合金实芯焊丝和Ni基合金焊接金属

技术领域

本发明涉及具有Ni－30Cr系的组成的焊接用实芯焊丝和Ni基合金焊接金属。

背景技术

作为构成原子能发电的轻水堆的压力容器和蒸汽发生器的焊接金属，可使用Ni基合金，在其堆焊中，使用的是Ni－15Cr系或Ni－20Cr系焊丝。作为Ni－15Cr系或Ni－20Cr系焊丝的焊接金属发生的在作为一次冷却水的纯水中的应力腐蚀开裂(PWSCC：PrimaryWater Stress Corrosion Cracking(一回路水应力腐蚀开裂))的对策，Ni－30Cr系焊丝的应用正在推进。但是，Ni－30Cr系焊丝的焊接金属与Ni－15Cr系或Ni－20Cr系焊丝比较，存在着焊接时在高温下发生的热裂纹容易发生的问题。

热裂纹除了有凝固裂纹以外，即熔融的焊接金属在完全凝固之前，残留在最终凝固位置的液相，由于凝固收缩和热收缩带来的应变而开口的裂纹，还可列举如下：在多层焊接中，由于下一层焊道的焊接热，导致被加热到高温的杂质元素丰富的结晶晶界发生液化而开口的液化裂纹，和在固相线温度以下的中间温度域，应力作用于结合力降低的晶界而开口的失延裂纹等。

Ni－30Cr系焊丝的焊接金属，与Ni－15Cr系或Ni－20Cr系焊丝的焊接金属比较，抗拉强度低。其结果是，用Ni－30Cr系焊丝时，焊接金属的抗拉强度比母材差，因此存在机器设计方面有所制约的问题。

为了解决所述问题，在专利文献1中，公开有一种具有如下组成的焊接用Ni基合金实芯焊丝，其含有规定量的Cr、Ti、Nb、Ta、C和Fe，并将Al、N、Zr、Mg、P、S、Si和Mn限制在规定量，余量是Ni和不可避免的杂质。根据专利文献1记述，所述焊接用Ni基合金实芯焊丝，焊接金属对于失延再热裂纹的抗裂纹性优异，能够将焊接金属的抗拉强度提高至母材同等以上，并且焊接操作性优异。

在专利文献2中，公开有一种具有如下组成的含高Cr的Ni基合金焊接材料，其含有规定量的C、Si、Mn、Cr、Mo、Fe、Cu、Nb+Ta、Al和Ti，此外作为不可避免的杂质而含有规定量的P和S，余量由Ni构成。根据专利文献2记述，所述含高Cr的Ni基合金焊接材料，能够提高抗拉强度。

在专利文献3中，公开有一种由Ni－Cr－Fe合金制造而成的作为焊丝形态的制品，该Ni－Cr－Fe合金含有规定量的Cr、Fe、Mn、Nb+Ta、Mo、Si、Ti、Al、Cu、Zr、S、B、C、P、Mg+Ca，余量为Ni和不可避杂质而构成。根据专利文献3记述，所述焊丝形态的制品，除了对于凝固裂纹、延性－浸渍龟裂、根部裂纹和应力腐蚀龟裂的耐性以外，还能够提供希望的强度和耐腐蚀性。

在专利文献4中，公开有一种如下组成的Ni基高Cr合金焊接焊丝，其含有规定量的C、Mn、Fe、Si、Al、Ti、Cr、Ta和Mo，作为不可避免的杂质而含有规定量的Ca+Mg、N、P、O、S、H、Cu和Co，余量由Ni构成。根据专利文献4，所述Ni基高Cr合金焊接焊丝，能够使焊接部的抗拉强度、抗焊接裂纹性、焊接金属的显微组织的健全性、和焊接操作性提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第5441870号公报

专利文献2：日本特开平2010－172952号公报

专利文献3：日本专利第5420406号公报

专利文献4：日本专利第5270043号公报

但是，在现有的焊丝中，防止热裂纹的效果不充分，而且在碳钢之上进行堆焊后，若受到以碳钢的回火为目的焊后热处理(PWHT：Post Weld Heat Treatment)，则在由于凝固偏析导致Mo等的合金成分稠化的区域σ相等的金属间化合物析出，从而有焊接金属脆化这样的问题。另外，在PWHT中，碳从母材向焊接金属扩散，夹隔熔合线而产生渗碳层和脱碳层，存在熔合线脆化这样的问题。还有，所谓“熔合线”，意思是焊接金属与母材的界面。

发明内容

本发明鉴于前述问题而做，其课题在于，提供一种热裂纹敏感性低，抗拉强度优异，即使经受PWHT也难以发生脆化的焊接用Ni基合金实芯焊丝和Ni基合金焊接金属。

本发明的第一方式的焊接用Ni基合金实芯焊丝，其特征在于，具有如下组成，含有Cr：27.0～31.5质量％、Ti：0.80～2.40质量％、Nb：0.30～2.40质量％、C：0.020～0.040质量％、S：0.0005～0.0030质量％、Mn：0.20～1.00质量％和Fe：5.0～11.0质量％，并且限制为Mo+W：0.5质量％以下、P：0.0100质量％以下、Si：0.50质量％以下、Al：0.20质量％以下、Ca：0.005质量％以下、B：0.005质量％以下、Mg：0.010质量％以下、Zr：0.005质量％以下、Co：0.10质量％以下、O：0.015质量％以下、H：0.003质量％以下和N：0.015质量％以下，并且([Ti]+[Nb])/[C]为80～150，余量是Ni和不可避免的杂质。其中，[Ti]、[Nb]和[C]分别表示Ti、Nb和C的含量(质量％)。

如此，本发明的第一方式的焊接用Ni基合金实芯焊丝，通过具有如下组成，即以规定量含有Cr、Ti、Nb、C、S、Mn和Fe，并且将Mo+W、P、Si、Al、Ca、B、Mg、Zr、Co、O、H和N限制在规定量，并且([Ti]+[Nb])/[C]为规定量(80～150)，由此Ti、Nb、Mo和W的碳化物、碳氮化物和/或金属间化合物析出，因此焊接金属的抗拉强度提高。另外，本发明的第一方式的焊接用Ni基合金实芯焊丝，通过具有所述组成，使得Ti和Nb的碳化物析出，从而可抑制粗大的Cr碳化物的晶界析出，因此可防止晶界腐蚀和应力腐蚀开裂等，并且可抑制焊接时的热裂纹敏感性提高。另外，本发明的第一方式的焊接用Ni基合金实芯焊丝，由于具有所述组成，即使实施PWHT，也可抑制C从母材向焊接金属的扩散，从而缺乏延展性和韧性的渗碳层和脱碳层的形成得到抑制，因此能够抑制熔合线部的脆化。此外，本发明的第一方式的焊接用Ni基合金实芯焊丝，通过具有所述组成，可抑制焊缝表面粘合金属氧化物而成为焊渣，因此焊接操作性提高。

本发明的第二方式的Ni基合金焊接金属，其特征在于，使用所述焊接用Ni基合金实芯焊丝制作。

如此，本发明的第二方式的Ni基合金焊接金属，通过使用所述焊接用Ni基合金实芯焊丝，Ti、Nb、Mo和W的碳化物、碳氮化物和/或金属间化合物析出，因此焊接金属的抗拉强度提高。另外，本发明的第二方式的Ni基合金焊接金属，通过使用所述焊接用Ni基合金实芯焊丝，Ti、Nb的碳化物析出，粗大的Cr碳化物的晶界析出得到抑制，因此可防止晶界腐蚀等，并且可抑制焊接时的热裂纹敏感性提高。另外，本发明的第二方式的Ni基合金焊接金属，通过使用所述焊接用Ni基合金实芯焊丝，即使实施PWHT，也可抑制C从母材向焊接金属的扩散，缺乏延展性和韧性的渗碳层和脱碳层的形成得到抑制，因此能够抑制焊接金属的脆化。此外，本发明的实施方式的Ni基合金焊接金属，通过使用所述焊接用Ni基合金实芯焊丝，可抑制金属氧化物粘合在焊缝表面而成为焊渣，因此焊接操作性提高。

根据本发明的方式，能够提供热裂纹敏感性低，抗拉强度优异，即使经受PWHT也不会发生脆化的焊接用Ni基合金实芯焊丝和Ni基合金焊接金属。另外，根据本发明的方式，所提供的焊接用Ni基合金实芯焊丝和Ni基合金焊接金属，其耐腐蚀性和焊接操作性也优异。

附图说明

图1是说明多层堆焊的示意图。

图2是表示全焊缝金属试验体的示意图。

具体实施方式

(第一方式：焊接用Ni基合金实芯焊丝)

对于本发明的实施方式的焊接用Ni基合金实芯焊丝进行说明。

焊接用Ni基合金实芯焊丝(以下，称为焊丝)，具有如下组成，含有Cr：27.0～31.5质量％、Ti：0.80～2.40质量％、Nb：0.30～2.40质量％、C：0.020～0.040质量％、S：0.0005～0.0030质量％、Mn：0.20～1.00质量％、和Fe：5.0～11.0质量％，并且限制为Mo+W：0.5质量％以下、P：0.0100质量％以下、Si：0.50质量％以下、Al：0.20质量％以下、Ca：0.005质量％以下、B：0.005质量％以下、Mg：0.010质量％以下、Zr：0.005质量％以下、Co：0.10质量％以下、O：0.015质量％以下、H：0.003质量％以下、和N：0.015质量％以下，并且([Ti]+[Nb])/[C]为80～150，余量是Ni和不可避免的杂质。其中，[Ti]、[Nb]和[C]分别表示Ti、Nb和C的含量(质量％)。

在焊丝中，为了提高焊接金属的抗拉强度，除了基体的固溶强化以外，利用微细的晶化物或析出物进行的强化也有效，通过Nb、Ti、Mo等的含有，能够使碳化物、碳氮化物和/或金属间化合物析出而提高抗拉强度。但是，在焊丝中，若含有这些强化元素，则焊接时的热裂纹敏感性提高，因此关于含量存在最佳的范围。

另外，同成分系的焊接金属堆焊在作为母材的碳钢上时，以母材侧的热影响部的回火为目的，一般会以600℃左右实施PWHT，因此必须确保PWHT后的焊接部的健全性和机械性能。在PWHT中，焊接金属中的C浓度与母材的C浓度的差异越大，在PWHT中，C越会从母材向焊接金属扩散，其结果是，夹隔熔合线而在焊接金属侧形成C浓度高的渗碳层，在母材侧形成C浓度降低的脱碳层。PWHT温度越高，另外保持时间越长，渗碳层和脱碳层的厚度则越大，但无论哪个层都缺乏弯曲延展性和/或韧性，因此若施加应力，则有可能成为破坏的起点。该PWHT过程中的C扩散，也会因焊接金属中的合金成分受到影响，特别是若碳化物形成能力高的Mo和W包含在焊接金属中，则C扩散进行，这一点根据锐意研究的结果可知。此外，未与Nb和Ti结合的剩余的C，作为Cr碳化物发生晶界析出而使耐腐蚀性劣化。另外，未与C结合的剩余的Nb和Ti，作为金属间化合物析出，使焊接金属的脆化促进。

因此，发明者们一边使焊丝中含有C，一边限制Mo和W的含量，抑制C从母材向焊接金属的扩散，防止熔合线邻域的脆化层形成。另外，通过将([Ti]+[Nb])/[C]控制为规定量(80～150)，抑制Cr碳化物和金属间化合物的析出，防止耐腐蚀性的劣化、焊接金属的脆化。

以下，说明焊丝的成分组成的数值限定理由。

(Cr：27.0～31.5质量％)

Cr在焊接金属表面形成Cr₂O₃的被膜而使之钝化，对于耐腐蚀性来说是不可欠缺的成分。因此，Cr量为27.0质量％以上，优选为29.0质量％以上。若Cr变得过剩，则晶界上的Cr碳化物容易粗大化，失延裂纹敏感性提高。因此，Cr量为31.5质量％以下，优选为31.0质量％以下。

(Ti：0.80～2.40质量％)

Ti不仅在Ni母相中固溶，而且作为碳氮化物和γ′相(Ni₃Ti)析出，使焊接金属的抗拉强度提高。特别是γ′相与基体微细地契合析出而抑制位错的运动，因此Ti对于抗拉强度提高是极有效的成分。另外，Ti与C结合，抑制Cr碳化物的晶界析出，因此对于晶界腐蚀和应力腐蚀开裂的防止有效。此外，Ti与N结合而在晶内、晶界析出，使抗拉强度提高。因此，Ti量为0.80质量％以上，优选为0.90质量％以上。另一方面，过剩的Ti在PWHT中析出大量的γ′相，促进焊接金属的脆化。另外，过剩的Ti发生氧化而在熔池中作为氧化皮浮起，粘合在焊缝表面形成焊渣。焊接时虽然借助不活泼气体的应用来阻隔熔池与大气接触，但若Ti量过剩，则不能完全抑制焊渣发生。因此，Ti量为2.40质量％以下，优选为1.80质量％以下。

(Nb：0.30～2.40质量％)

Nb不仅在母相中固溶，而且作为MC型的碳氮化物和γ″相(Ni₃Nb)对于基体契合析出，使焊接金属的抗拉强度提高。γ″相的析出比γ′相慢，因此由PWHT造成的脆化程度小。在晶界析出的微细的Nb碳化物，抑制粗大的Cr₂₃C₆、Cr₇C₃等的Cr碳化物的晶界析出，在移动晶界的钉轧效应下形成蛇行晶界，抑制晶界滑移，因此对于失延裂纹有效。另外，Nb比Cr优先与C结合，抑制因Cr碳化物的晶界析出引起的晶界腐蚀。因此，Nb量为0.30质量％以上，优选为0.40质量％以上。

另一方面，过剩的Nb在焊接金属的凝固时，由于凝固偏析而在枝状晶界面稠化，容易结晶、析出熔点低的化合物，若过剩地含有，则成为凝固裂纹和/或再热液化裂纹的发生原因。另外，过剩的Nb除了碳化物以外，γ″相的析出也显著，得不到耐腐蚀性的改善效果。因此，Nb量为2.40质量％以下，优选为2.20质量％以下。还有，将Nb的一部分或全部置换成与Nb具有近似性质的Ta，也能够得到同样的效果。

(C：0.020～0.040质量％)

C在凝固过程中与Ti、Nb结合，作为MC、M₆C、M₂₃C₆等的碳化物在晶界析出，抑制晶界滑移而防止失延裂纹，并且通过析出强化使抗拉强度提高。若碳钢(母材)上的堆焊金属中的C低，则在PWHT中从母材向焊接金属的C扩散进行，渗碳·脱碳层变厚，例如在进行侧弯试验时，在熔合线邻域会不计其数地发生微小的开口缺陷。因此，如果使焊丝中含有0.020质量％以上，优选为0.025质量％以上的C，则C扩散受到抑制，侧弯试验中不会发生缺陷。另一方面，过剩的C没有与Ti、Nb结合的剩余部分的游离C与Cr结合，在晶界析出Cr₂₃C₆、Cr₇C₃等的Cr碳化物，在晶界邻域形成碳化物贫化层，成为晶界腐蚀和/或应力腐蚀开裂的原因。因此，C量为0.040质量％以下，优选为0.035质量％以下。

(S：0.0005～0.0030质量％)

S在焊接金属的凝固时在晶界偏析稠化，生成低熔点化合物，因此成为凝固裂纹、再热液化裂纹和/或失延裂纹的原因。因此，S量为0.0030质量％以下，优选为0.0018质量％以下。但是，若S量过低，则熔融金属的润湿性降低，融合变差，焊缝形状劣化，因此S量为0.0005质量％以上，优选为0.0006质量％以上。

(Mn：0.20～1.00质量％)

Mn除了在熔炼工序中作为脱氧原料利用以外，还与有害的S结合，具有改良热加工性的效果。因此，Mn量为0.20质量％以上，优选为0.47质量％以上。一般来说，Mn原料自身因为S浓度高，所以若含有Mn，则成比例招致S浓度的上升，成为热裂纹的原因。因此，Mn量为1.00质量％以下，优选为0.60质量％以下。

(Fe：5.0～11.0质量％)

Fe在Ni基合金中固溶，使焊丝制造时的热加工性提高。因此，Fe量为5.0％质量以上，优选为8.2质量％以上。另一方面，过剩的Fe提高焊接时的热裂纹敏感性。因此，Fe量为11.0质量％以下，优选为9.0质量％以下。

(Mo+W：0.5质量％以下)

Mo和W由于向基体的固溶强化和M₆C的析出而使焊接金属的抗拉强度提高，但在微量的含有时效果小，但若大量含有，则在焊接金属中，由于凝固偏析而在晶界和/或枝状晶界面稠化，因此经过PWHT而生成σ相等的金属间化合物，焊接金属的延展性和韧性受损。此外，作为碳钢的母材上的堆焊金属中若包含Mo、W，则在PWHT过程中，从母材向焊接金属的C扩散进行，渗碳·脱碳层的形成被促进，熔合线邻域脆化，使侧弯试验中的开口缺陷发生。因此，Mo量和W量的合计量，即(Mo+W)为0.5质量％以下，优选为0.3质量％以下。另外，Mo+W的下限值优选为0.1质量％。

(P：0.0100质量％以下)

P在焊接金属的凝固时在晶界偏析稠化，生成低熔点化合物，因此成为凝固裂纹、再热液化裂纹和/或失延裂纹的原因。因此，P量为0.0100质量％以下，优选为0.0080质量％以下。

(Si：0.50质量％以下)

Si有改良熔融金属的流动性的效果，但促进凝固裂纹，并促进金属间化合物的生成而使之脆化。因此，有意识地不使Si含有，一般考虑到从能够获取的原材料中不可避免地混入的量，Si量为0.50质量％以下，优选为0.22质量％以下。

(Al：0.20质量％以下)

Al作为熔炼时的脱氧剂使用。Al在焊接金属中作为γ′相在母相契合析出而使之强化，因此能够提高抗拉强度，特别是经过PWHT，这一效果显著。但是，Al在拘束度高的接头中若进行PWHT，则发生的热应力会引起微小的裂纹，此外韧性显著降低。另外，Al在焊缝表面作为氧化物粘合，成为夹渣的原因。因此，Al量为0.20质量％以下，优选为0.10质量％以下。另外，Al量的下限值优选为0.02质量％。

(Ca：0.005质量％以下)

Ca在焊缝表面作为氧化物粘合，成为夹渣的原因。另外，Ca在MIG焊时使电弧不稳定化，成为焊接缺陷的原因。因此，Ca量也包含作为焊丝制造时的拉丝润滑剂而残留在焊丝表面的Ca在内，为0.005质量％以下，优选为0.002质量％以下。

(B：0.005质量％以下，Mg：0.010质量％以下和Zr：0.005质量％以下)

B、Mg和Zr在晶界偏析而使晶界强化，具有改善焊丝制造时的热加工性的效果，但若过剩地含有，则在晶界形成低熔点化合物，提高焊接时的热裂纹敏感性。另外，Mg和Zr容易氧化，成为焊渣而粘合在焊缝表面，成为夹渣的原因。因此，B量、Mg量和Zr量分别为0.005质量％以下、0.010质量％以下和0.005质量％以下，优选分别为0.001质量％以下、0.007质量％以下和0.003质量％以下。另外，Mg量的下限值优选为0.002质量％。

(Co：0.10质量％以下)

Co完全固溶于Ni而强化，但在炉内由于中子照射而变化为半衰期长的同位素⁶⁰Co，成为放射线源，因此不进行有意识的含有。因此，Co量为0.10质量％以下，优选为0.01质量％以下。

(O：0.015质量％以下)

O在焊丝中作为微小的氧化物系夹杂物被包含，在焊接金属以此状态移动，作为氧化化物系夹杂物分散。若以机械加工完成焊接金属，则夹杂物在加工表面作为缺陷显现。因此，O量为0.015质量％以下，优选为0.007质量％以下。

(H：0.003质量％以下)

焊丝中的H在焊接金属以此状态移动，主要在晶界偏析。晶界偏析的H，在焊接金属受到拉伸变形时，减弱晶界的结合力，使变形延伸率降低。因此，H量为0.003质量％以下，优选为0.001质量％以下。

(N：0.015质量％以下)

N成为焊接金属中的气孔的原因。因此，N量为0.015质量％以下，优选为0.006质量％以下。

(([Ti]+[Nb])/[C]：80～150)

如上述，在本发明的实施方式的焊丝中，含有0.020～0.040质量％的C。在凝固过程中未与Ti、Nb等的元素结合的游离的C，在堆焊后的PWHT中，与Cr结合而发生晶界析出，使晶界邻域的耐腐蚀性降低，成为晶界腐蚀和/或应力腐蚀开裂的原因。因此，焊丝中的Ti、Nb量，仅是规定其绝对值并不充分，例如若相对于Ti和Nb的总量，C量过大，则由于余剩的C致使Cr碳化物析出，从而发生耐腐蚀性的劣化。因此，Ti量和Nb量的合计量与C量的比，即([Ti]+[Nb])/[C]为80以上，优选为88以上。反之，若C量过小，则游离的Ti和Nb在PWHT中形成金属间化合物，焊接金属的脆化程度变大。因此，([Ti]+[Nb])/[C]为150以下，优选为110以下。

还有，在本说明书中，[Ti]、[Nb]和[C]分别表示Ti，Nb和C的含量(质量％)。

(余量)

余量是Ni和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，是V、Cu等，在不妨碍本发明的实施方式的效果的范围内，可分别含有V：0.10质量％以下、Cu：0.15质量％以下，合计0.2质量％以下。而且，关于V、Cu等，如果不超过所述的规定的含量，则不仅作为不可避免的杂质被含有的情况，即使是积极含有时，也不妨碍本发明的实施方式的效果。

另外，关于仅以所述上限值规定的作为抑制元素的(Mo+W)、P、Si、Al、Ca、B、Mg、Zr、Co、O、H和N，也可以作为不可避免的杂质包含。

(第二方式：Ni基合金焊接金属)

接着，本发明的实施方式的Ni基合金焊接金属，通过使用本发明的第一方式的焊丝，对于碳钢、不锈钢等的钢制的母材进行焊接而制作。

实施例

接下来，对于本发明的实施例进行说明。

在真空熔炉中熔炼Ni合金铸块后，经过锻造和轧制，进行拉丝加工，制造表1所示的成分组成的直径为1.2mm的焊丝。

使用制作的焊丝，通过TIG焊进行多层堆焊试验。如图1所示，在多层堆焊试验中，作为母材1，使用厚度50mm的ASTM A533B钢板，在母材1的凹部(深度15mm，底部的宽度85mm)内，进行5层的堆焊，形成焊接金属2。焊接金属2为厚度15mm、底部的宽度85mm。另外，同样通过TIG焊，制作图2所示的全焊缝金属试验体。全焊缝金属试验体，是对于作为母材3的厚度13mm的SM490A钢板2张和衬垫5的坡口面进行预堆边焊后，使之对接，通过对坡口内进行焊接，形成没有母材稀释影响的焊接金属4。在图2中，影线部表示进行了预堆边焊。

焊接条件中，焊接电流为200A，电弧电压为11V，焊接速度为60mm/分钟，焊丝送给速度为9g/分钟，保护气体使用100％Ar，保护气体的流量为15L/分钟。

然后，对于图1的焊接金属2评价抗裂纹性和耐腐蚀性，对于图2的焊接金属4评价室温抗拉强度(TS(AW))和PWHT后的拉伸延性，其结果显示在表2中。

另外，评价方法如下。

(抗裂纹性和熔合线部的脆化)

在相对于焊接金属2的表面垂直方向上，切入5片10mm厚的弯曲试验片。使用所述弯曲试验片，依据JIS Z 2248：2014，以弯曲半径约50mm的条件实施弯曲加工。对于弯曲加工后的截面，实施渗透探伤试验，评价裂纹的发生频率。抗裂纹性是对于弯曲试验片的5个截面，统计裂纹个数，每一个截面的平均裂纹个数低于5个且在熔合线部没有缺陷时，评价为A(优异)，平均裂纹个数在5个以上或熔合线部发生缺陷时，评价为B(差)。

(室温抗拉强度：TS(AW))

从焊接金属4上切下一个依据JIS Z 3111：2015的拉伸试验片(A1号试验片)。使用所述拉伸试验片，依据JIS Z 3111：2015进行抗拉强度试验。室温抗拉强度中，平均值为650MPa以上评价为A(优异)，低于650MPa评价为B(差)。还有，TS是Tensile Strength的简写，AW是As Weld的简写。

(PWHT后的拉伸延性)

对于焊接金属4实施相当于PWHT的600℃的热处理。从热处理后的焊接金属4上切下一个依据JIS Z 3111：2015的拉伸试验片(A1号试验片)。使用所述拉伸试验片，依据JISZ 3111：2015进行拉伸试验。延伸率的平均值为35％以上评价为A(延展性优异，在脆化方面优异)，低于35％则评价为B(延展性差，在脆化方面差)。

(耐腐蚀性)

从由堆焊形成的焊接金属2上切下试验片，依据JIS G 0572：2006进行腐蚀试验。耐腐蚀性在腐蚀减量为1.5g/m²·hr以下时评价为A(优异)，高于1.5g/m²·hr时评价为B(差)。

(综合判定)

综合判定中，抗裂纹性、TS(AW)、PWHT后的拉伸延性、和耐腐蚀性全部评价为A(优异)时，为○(合格)，任意一项有B(差)的评价时，为×(不合格)。

另外，关于多层堆焊时的焊接操作性，也按以下的评价方法进行评价。其结果显示在表2中。

(焊接操作性)

目视观察堆焊时附着在焊缝表面的焊渣的发生量。焊接操作性中，焊渣发生量仅有一点点时，评价为A(优异)，较少时评价为B(良好)，很多时评价为C(差)。

[表2]

如表1和表2所示，实施例(A1～A7)满足技术方案所特定的成分组成，因此抗裂纹性、TS(AW)、PWHT后的拉伸延性、和耐腐蚀性全部是A(优异)，为○(合格)。另外，实施例(A1～A7)，关于焊接操作性，也是A(优异)或B(良好)。

比较例(B1)，因为Nb量高于上限值，所以抗裂纹性、PWHT后的拉伸延性、和耐腐蚀性是B(差)，为×(不合格)。比较例(B2)，因为Nb量和P量高于上限值，所以抗裂纹性、PWHT后的拉伸延性、和耐腐蚀性是B(差)，为×(不合格)。比较例(B3)，因为Ti量低于下限值，所以抗裂纹性、TS(AW)、PWHT后的拉伸延性、和耐腐蚀性是B(差)，为×(不合格)。

比较例(B4)，因为C量、Ti量、([Ti]+[Nb])/[C]、S量低于下限值，所以抗裂纹性、TS(AW)、PWHT后的拉伸延性、和耐腐蚀性是B(差)，为×(不合格)。比较例(B5)，因为([Ti]+[Nb])/[C]低于下限值，所以耐腐蚀性是B(差)，为×(不合格)。比较例(B6)，Ti量和([Ti]+[Nb])/[C]低于下限值，所以抗裂纹性，TS(AW)和耐腐蚀性是B(差)，为×(不合格)。比较例(B7)，因为Ti量和([Ti]+[Nb])/[C]低于下限值，所以TS(AW)和耐腐蚀性是B(差)，为×(不合格)。

比较例(B8)，因为([Ti]+[Nb])/[C]高于上限值，所以抗裂纹性和PWHT后的拉伸延性是B(差)，为×(不合格)。比较例(B9)，因为([Ti]+[Nb])/[C]低于下限值，所以耐腐蚀性是B(差)，为×(不合格)。比较例(B10)，因为(Mo+W)高于上限值，所以抗裂纹性和PWHT后的拉伸延性是B(差)，为×(不合格)。

另外，比较例(B1～B10)，关于焊接操作性，是A(优异)或B(良好)。

本申请伴随以申请日为2016年2月22日的日本国专利申请，专利申请第2016－031425号为基础申请的优先权主张。专利申请第2016－031425号通过参照而编入本说明书。

符号的说明

1、3 母材

2、4 焊接金属

5 衬垫

Claims

1.一种焊接用Ni基合金实芯焊丝，其特征在于，具有如下组成，含有

Cr：27.0～31.5质量％、

Ti：0.80～2.40质量％、

Nb：0.30～2.40质量％、

C：0.020～0.040质量％、

S：0.0005～0.0030质量％、

Mn：0.20～1.00质量％、和

Fe：5.0～11.0质量％，并且，限制为

Mo+W：0.5质量％以下、

P：0.0100质量％以下、

Si：0.50质量％以下、

Al：0.20质量％以下、

Ca：0.005质量％以下、

B：0.005质量％以下、

Mg：0.010质量％以下、

Zr：0.005质量％以下、

Co：0.10质量％以下、

O：0.015质量％以下、

H：0.003质量％以下、和

N：0.001～0.015质量％，并且

([Ti]+[Nb])/[C]为80～150，余量是Ni和不可避免的杂质，

其中，[Ti]、[Nb]和[C]分别表示Ti、Nb和C以质量％计的含量。

2.一种Ni基合金焊接金属，其特征在于，使用权利要求1所述的焊接用Ni基合金实芯焊丝制作而成。