JP2017148820A - 溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤおよびＮｉ基合金溶接金属 - Google Patents
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Abstract
【課題】高温割れ感受性が低く、引張強度に優れ、溶接後熱処理を受けても脆化を生じない溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤおよびＮｉ基合金溶接金属を提供する。
【解決手段】溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃ、Ｓ、Ｍｎ、Ｆｅを所定量含有し、かつＭｏ＋Ｗ、Ｐ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｏ、Ｈ、Ｎを所定量に抑制し、かつ（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが所定量であり、残部がＮｉおよび不可避的不純物である組成を有する。
【選択図】なし
【解決手段】溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃ、Ｓ、Ｍｎ、Ｆｅを所定量含有し、かつＭｏ＋Ｗ、Ｐ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｏ、Ｈ、Ｎを所定量に抑制し、かつ（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが所定量であり、残部がＮｉおよび不可避的不純物である組成を有する。
【選択図】なし
Description
本発明は、Ｎｉ−３０Ｃｒ系の組成を有する溶接用ソリッドワイヤおよびＮｉ基合金溶接金属に関する。
原子力発電の軽水炉を構成する圧力容器や蒸気発生器の溶接金属としては、Ｎｉ基合金が用いられ、その肉盛溶接には、Ｎｉ−１５Ｃｒ系もしくはＮｉ−２０Ｃｒ系ワイヤが用いられてきた。Ｎｉ−１５Ｃｒ系もしくはＮｉ−２０Ｃｒ系ワイヤの溶接金属で発生する１次冷却水である純水中の応力腐食割れ（ＰＷＳＣＣ：Ｐｒｉｍａｒｙ Ｗａｔｅｒ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）への対策として、Ｎｉ−３０Ｃｒ系ワイヤの適用が進んでいる。しかしながら、Ｎｉ−３０Ｃｒ系ワイヤの溶接金属では、Ｎｉ−１５Ｃｒ系もしくはＮｉ−２０Ｃｒ系ワイヤと比較して、溶接の際に高温下で発生する高温割れが発生しやすいという問題がある。
高温割れは、溶融した溶接金属が完全に凝固する前に、最終凝固位置に残留した液相が、凝固収縮や熱収縮による歪によって開口する凝固割れの他に、多層溶接において次パスの溶接熱によって高温に熱せられた不純物元素に富む結晶粒界が液化して開口する液化割れや、固相線温度以下の中間温度域において結合力が低下した粒界に応力が作用して開口する延性低下割れなどが挙げられる。
Ｎｉ−３０Ｃｒ系ワイヤの溶接金属は、Ｎｉ−１５Ｃｒ系もしくはＮｉ−２０Ｃｒ系ワイヤの溶接金属と比較して、引張強度が低くなる。その結果、Ｎｉ−３０Ｃｒ系ワイヤでは、母材と比較して溶接金属の引張強度が劣るために、機器設計面での制約となるという問題がある。
前記問題を解決するため、特許文献１には、所定量のＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ、Ｆｅを含有し、Ａｌ、Ｎ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｍｎを所定量に規制し、残部はＮｉおよび不可避的不純物である組成を有する溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤが開示されている。特許文献１によれば、前記溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、溶接金属における延性低下再熱割れに対する耐割れ性に優れ、溶接金属の引張強度を母材と同等以上に高めることができると共に、溶接作業性に優れると記載されている。
特許文献２には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｎｂ＋Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉを含有し、さらに不可避的不純物として所定量のＰ、Ｓを含み、残部がＮｉからなる組成を有する高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金溶接材料が開示されている。特許文献２によれば、前記高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金溶接材料は、引張強度を高めることができると記載されている。
特許文献３には、所定量のＣｒ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｂ＋Ｔａ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｓ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｍｇ＋Ｃａ、残部Ｎｉおよび不可避不純物を含んでなるＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ合金から製造されたワイヤの形態にある製品が開示されている。特許文献３によれば、前記ワイヤ形態の製品は、凝固割れ、延性−浸漬亀裂、ルート割れ、ならびに応力腐食亀裂に対する耐性に加えて、所望の強度および耐食性を与えることができると記載されている。
特許文献４には、所定量のＣ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｍｏを含有し、不可避不純物として所定量のＣａ＋Ｍｇ、Ｎ、Ｐ、Ｏ、Ｓ、Ｈ、Ｃｕ、Ｃｏを含有し、残部がＮｉからなる組成であるＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤが開示されている。特許文献４によれば、前記Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤは、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織の健全性、および溶接作業性を向上させることができると記載されている。
しかしながら、従来のワイヤでは、高温割れを防止する効果が不十分であったうえ、炭素鋼の上に肉盛溶接後、炭素鋼の焼き戻しを目的とした溶接後熱処理（ＰＷＨＴ：Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を受けると、凝固偏析によりＭｏ等の合金成分が濃化した領域にσ相などの金属間化合物が析出して溶接金属が脆化してしまう、という問題があった。また、ＰＷＨＴにおいて母材から溶接金属に向かって炭素が拡散して、ボンドを挟んで浸炭層と脱炭層が生じて、ボンドが脆化するという問題があった。なお、ボンドとは溶接金属と母材との界面を意味する。
本発明は、前記問題に鑑みてなされたものであって、高温割れ感受性が低く、引張強度に優れ、ＰＷＨＴを受けても脆化を生じにくい溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤおよびＮｉ基合金溶接金属を提供することを課題とする。
本発明に係る溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、Ｃｒ：２７．０〜３１．５質量％、Ｔｉ：０．８０〜２．４０質量％、Ｎｂ：０．３０〜２．４０質量％、Ｃ：０．０２０〜０．０４０質量％、Ｓ：０．０００５〜０．００３０質量％、Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％、Ｆｅ：５．０〜１１．０質量％を含有し、かつＭｏ＋Ｗ：０．５質量％以下、Ｐ：０．０１００質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以下、Ｃａ：０．００５質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｍｇ：０．０１０質量％以下、Ｚｒ：０．００５質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｏ：０．０１５質量％以下、Ｈ：０．００３質量％以下、Ｎ：０．０１５質量％以下に抑制し、かつ（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが８０〜１５０であり、残部がＮｉおよび不可避的不純物である組成を有することを特徴とする。
このように、本発明に係る溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃ、Ｓ、Ｍｎ、Ｆｅを所定量含有し、かつＭｏ＋Ｗ、Ｐ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｏ、Ｈ、Ｎを所定量に抑制し、かつ（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが所定量である組成を有することによって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗの炭化物、炭窒化物や金属間化合物が析出するため、溶接金属の引張強度が向上する。また、本発明に係る溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、前記組成を有することによって、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物が析出して粗大なＣｒ炭化物の粒界析出が抑制されるため、粒界腐食や応力腐食割れ等が防止されると共に、溶接時の高温割れ感受性が高まるのが抑制される。また、本発明に係る溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、前記組成を有することによって、ＰＷＨＴが施されても、母材から溶接金属へのＣの拡散が抑制され、延性および靱性に乏しい浸炭層および脱炭層の形成が抑制されるため、ボンド部の脆化を抑制できる。さらに、本発明に係る溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、前記組成を有することによって、溶接ビード表面に金属酸化物が固着してスラグとなることが抑制されるため、溶接作業性が向上する。
本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、前記溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤを用いて作製されることを特徴とする。
このように、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、前記溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤを用いることによって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗの炭化物、炭窒化物や金属間化合物が析出するため、溶接金属の引張強度が向上する。また、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、前記溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤを用いることによって、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物が析出されて粗大なＣｒ炭化物の粒界析出が抑制されるため、粒界腐食等が防止されると共に、溶接時の高温割れ感受性が高まるのが抑制される。また、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、前記溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤを用いることによって、ＰＷＨＴが施されても、母材から溶接金属へのＣの拡散が抑制され、延性および靱性に乏しい浸炭層および脱炭層の形成が抑制されるため、溶接金属の脆化を抑制できる。さらに、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、前記溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤを用いることによって、溶接ビード表面に金属酸化物が固着してスラグとなることが抑制されるため、溶接作業性が向上する。
本発明によれば、高温割れ感受性が低く、引張強度に優れ、ＰＷＨＴを受けても脆化を生じない溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤおよびＮｉ基合金溶接金属を提供できる。また、本発明によれば、提供される溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤおよびＮｉ基合金溶接金属は、耐食性および溶接作業性にも優れている。
本発明の実施形態に係る溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤについて説明する。
溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤ（以下、ワイヤと称す）は、Ｃｒ：２７．０〜３１．５質量％、Ｔｉ：０．８０〜２．４０質量％、Ｎｂ：０．３０〜２．４０質量％、Ｃ：０．０２０〜０．０４０質量％、Ｓ：０．０００５〜０．００３０質量％、Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％、Ｆｅ：５．０〜１１．０質量％を含有し、かつＭｏ＋Ｗ：０．５質量％以下、Ｐ：０．０１００質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以下、Ｃａ：０．００５質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｍｇ：０．０１０質量％以下、Ｚｒ：０．００５質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｏ：０．０１５質量％以下、Ｈ：０．００３質量％以下、Ｎ：０．０１５質量％以下に抑制し、かつ（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが８０〜１５０であり、残部がＮｉおよび不可避的不純物である組成を有する。
溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤ（以下、ワイヤと称す）は、Ｃｒ：２７．０〜３１．５質量％、Ｔｉ：０．８０〜２．４０質量％、Ｎｂ：０．３０〜２．４０質量％、Ｃ：０．０２０〜０．０４０質量％、Ｓ：０．０００５〜０．００３０質量％、Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％、Ｆｅ：５．０〜１１．０質量％を含有し、かつＭｏ＋Ｗ：０．５質量％以下、Ｐ：０．０１００質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以下、Ｃａ：０．００５質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｍｇ：０．０１０質量％以下、Ｚｒ：０．００５質量％以下、Ｃｏ：０．１０質量％以下、Ｏ：０．０１５質量％以下、Ｈ：０．００３質量％以下、Ｎ：０．０１５質量％以下に抑制し、かつ（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが８０〜１５０であり、残部がＮｉおよび不可避的不純物である組成を有する。
ワイヤにおいて、溶接金属の引張強度を高めるには、マトリックスの固溶強化の他に、微細な晶出物もしくは析出物による強化が有効であり、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ等の含有により炭化物、炭窒化物や金属間化合物を析出させて引張強度を高めることができる。しかしながら、ワイヤにおいて、これら強化元素を含有すると溶接時の高温割れ感受性が高まるため、含有量については最適な範囲が存在する。
また、同成分系の溶接金属が母材である炭素鋼上に肉盛溶接された場合、母材側の熱影響部の焼き戻しを目的に、６００℃程度でＰＷＨＴが施されるのが一般的であるため、ＰＷＨＴ後の溶接部の健全性や機械性能を確保しなければならない。ＰＷＨＴにおいて、溶接金属中のＣ濃度と母材のＣ濃度との差が大きいほど、ＰＷＨＴ中に母材から溶接金属に向かってＣが拡散した結果、ボンドを挟んで溶接金属側にＣ濃度が高くなった浸炭層が形成され、母材側にＣ濃度が低下した脱炭層が形成される。浸炭層と脱炭層の厚さはＰＷＨＴ温度が高いほど、また保持時間が長いほど大きくなるが、いずれの層も曲げ延性や靭性に乏しいため、応力がかかると破壊の起点となる恐れがある。このＰＷＨＴ過程におけるＣ拡散は、溶接金属中の合金成分によっても影響され、特に炭化物形成能の高いＭｏやＷが溶接金属に含まれるとＣ拡散が進行することが鋭意研究の結果、分かった。さらに、Ｎｂ、Ｔｉと結合しない余剰なＣは、Ｃｒ炭化物として粒界析出して耐食性を劣化させる。また、Ｃと結合しない余剰なＮｂ、Ｔｉは、金属間化合物として析出して、溶接金属の脆化を促進させる。
そこで発明者らは、ワイヤ中にＣを含有させつつ、Ｍｏ、Ｗの含有を抑制して、母材から溶接金属へのＣ拡散を抑制して、ボンド近傍における脆化層の形成を防止した。また、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃを所定量に制御することで、Ｃｒ炭化物、金属間化合物の析出を抑制して、耐食性の劣化、溶接金属の脆化を防止した。
以下に、ワイヤの成分組成の数値限定理由を説明する。
（Ｃｒ：２７．０〜３１．５質量％）
Ｃｒは、溶接金属表面にＣｒ２Ｏ３の被膜を形成し不動態化するため、耐食性には欠かせない成分である。よって、Ｃｒ量は２７．０質量％以上とし、好ましくは２９．０質量％以上である。Ｃｒが過剰になると粒界上のＣｒ炭化物が粗大化しやすく、延性低下割れ感受性が高まる。よって、Ｃｒ量は３１．５質量％以下とし、好ましくは３１．０質量％以下である。
（Ｃｒ：２７．０〜３１．５質量％）
Ｃｒは、溶接金属表面にＣｒ２Ｏ３の被膜を形成し不動態化するため、耐食性には欠かせない成分である。よって、Ｃｒ量は２７．０質量％以上とし、好ましくは２９．０質量％以上である。Ｃｒが過剰になると粒界上のＣｒ炭化物が粗大化しやすく、延性低下割れ感受性が高まる。よって、Ｃｒ量は３１．５質量％以下とし、好ましくは３１．０質量％以下である。
（Ｔｉ：０．８０〜２．４０質量％）
Ｔｉは、Ｎｉ母相に固溶するだけでなく、炭窒化物やγ′相（Ｎｉ３Ｔｉ）として析出して、溶接金属の引張強度を向上させる。特に、γ′相はマトリックスと微細に整合析出して転位の運動を抑えるため、Ｔｉは引張強度向上には極めて有効な成分である。また、ＴｉがＣと結合することでＣｒ炭化物の粒界析出を抑制するため、粒界腐食や応力腐食割れの防止に有効である。さらに、ＴｉはＮと結合して粒内、粒界に析出して引張強度を向上させる。よって、Ｔｉ量は０．８０質量％以上とし、好ましくは０．９０質量％以上である。一方、過剰のＴｉは、ＰＷＨＴにおいて、多量のγ′相を析出して溶接金属の脆化を促進する。また、過剰のＴｉは、酸化して溶融プール中にスケールとして浮上し、溶接ビード表面に固着してスラグを形成する。溶接時には不活性ガスの適用により溶融プールを大気からシールドするが、Ｔｉ量が過剰であるとスラグ発生を完全に抑制することができなくなる。よって、Ｔｉ量は２．４０質量％以下とし、好ましくは１．８０質量％以下である。
Ｔｉは、Ｎｉ母相に固溶するだけでなく、炭窒化物やγ′相（Ｎｉ３Ｔｉ）として析出して、溶接金属の引張強度を向上させる。特に、γ′相はマトリックスと微細に整合析出して転位の運動を抑えるため、Ｔｉは引張強度向上には極めて有効な成分である。また、ＴｉがＣと結合することでＣｒ炭化物の粒界析出を抑制するため、粒界腐食や応力腐食割れの防止に有効である。さらに、ＴｉはＮと結合して粒内、粒界に析出して引張強度を向上させる。よって、Ｔｉ量は０．８０質量％以上とし、好ましくは０．９０質量％以上である。一方、過剰のＴｉは、ＰＷＨＴにおいて、多量のγ′相を析出して溶接金属の脆化を促進する。また、過剰のＴｉは、酸化して溶融プール中にスケールとして浮上し、溶接ビード表面に固着してスラグを形成する。溶接時には不活性ガスの適用により溶融プールを大気からシールドするが、Ｔｉ量が過剰であるとスラグ発生を完全に抑制することができなくなる。よって、Ｔｉ量は２．４０質量％以下とし、好ましくは１．８０質量％以下である。
（Ｎｂ：０．３０〜２．４０質量％）
Ｎｂは、母相に固溶するだけでなく、ＭＣ型の炭窒化物やγ′′相（Ｎｉ３Ｎｂ）としてマトリックスに対して整合析出して溶接金属の引張強度を向上させる。γ′′相の析出はγ′相よりも遅いため、ＰＷＨＴによる脆化度合は小さい。粒界に析出した微細なＮｂ炭化物は、粗大なＣｒ２３Ｃ６、Ｃｒ７Ｃ３等のＣｒ炭化物の粒界析出を抑制し、移動粒界のピンニングにより蛇行粒界を形成して、粒界すべりを抑制するため、延性低下割れに対して有効である。また、Ｎｂは、Ｃｒよりも優先的にＣと結合することでＣｒ炭化物の粒界析出に起因した粒界腐食を抑制する。よって、Ｎｂ量は０．３０質量％以上とし、好ましくは０．４０質量％以上である。
Ｎｂは、母相に固溶するだけでなく、ＭＣ型の炭窒化物やγ′′相（Ｎｉ３Ｎｂ）としてマトリックスに対して整合析出して溶接金属の引張強度を向上させる。γ′′相の析出はγ′相よりも遅いため、ＰＷＨＴによる脆化度合は小さい。粒界に析出した微細なＮｂ炭化物は、粗大なＣｒ２３Ｃ６、Ｃｒ７Ｃ３等のＣｒ炭化物の粒界析出を抑制し、移動粒界のピンニングにより蛇行粒界を形成して、粒界すべりを抑制するため、延性低下割れに対して有効である。また、Ｎｂは、Ｃｒよりも優先的にＣと結合することでＣｒ炭化物の粒界析出に起因した粒界腐食を抑制する。よって、Ｎｂ量は０．３０質量％以上とし、好ましくは０．４０質量％以上である。
一方、過剰なＮｂは、溶接金属の凝固時に凝固偏析によりデンドライト界面に濃化し、融点の低い化合物を晶出、析出しやすく、過剰に含有すると凝固割れや再熱液化割れの発生原因となる。また、過剰なＮｂは、炭化物以外にγ′′相の析出が顕著となり、耐食性の改善効果が得られない。よって、Ｎｂ量は２．４０質量％以下とし、好ましくは２．２０質量％以下である。なお、Ｎｂの一部もしくは全部をＮｂと近い性質を有するＴａに置換えても同様の効果が得られる。
（Ｃ：０．０２０〜０．０４０質量％）
Ｃは、凝固過程においてＴｉ、Ｎｂと結合してＭＣ、Ｍ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６等の炭化物として粒界に析出し、粒界すべりを抑制して延性低下割れを防止し、かつ析出強化により引張強度を向上させる。炭素鋼（母材）上の肉盛溶接金属中のＣが低いと、ＰＷＨＴにおいて母材から溶接金属へのＣ拡散が進行して、浸炭・脱炭層が厚くなり、例えば側曲げ試験を行った場合に、ボンド近傍において微小な開口欠陥が無数に発生する。そこで、ワイヤに０．０２０質量％以上、好ましくは０．０２５質量％以上のＣを含有させれば、Ｃ拡散が抑制され、側曲げ試験において欠陥の発生がなくなる。一方、過剰なＣは、Ｔｉ、Ｎｂと結合していない余剰分のフリーＣがＣｒと結合して、Ｃｒ２３Ｃ６、Ｃｒ７Ｃ３等のＣｒ炭化物が粒界に析出して、粒界近傍に炭化物欠乏層を形成し、粒界腐食や応力腐食割れの原因となる。よって、Ｃ量は０．０４０質量％以下、好ましくは０．０３５質量％以下である。
Ｃは、凝固過程においてＴｉ、Ｎｂと結合してＭＣ、Ｍ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６等の炭化物として粒界に析出し、粒界すべりを抑制して延性低下割れを防止し、かつ析出強化により引張強度を向上させる。炭素鋼（母材）上の肉盛溶接金属中のＣが低いと、ＰＷＨＴにおいて母材から溶接金属へのＣ拡散が進行して、浸炭・脱炭層が厚くなり、例えば側曲げ試験を行った場合に、ボンド近傍において微小な開口欠陥が無数に発生する。そこで、ワイヤに０．０２０質量％以上、好ましくは０．０２５質量％以上のＣを含有させれば、Ｃ拡散が抑制され、側曲げ試験において欠陥の発生がなくなる。一方、過剰なＣは、Ｔｉ、Ｎｂと結合していない余剰分のフリーＣがＣｒと結合して、Ｃｒ２３Ｃ６、Ｃｒ７Ｃ３等のＣｒ炭化物が粒界に析出して、粒界近傍に炭化物欠乏層を形成し、粒界腐食や応力腐食割れの原因となる。よって、Ｃ量は０．０４０質量％以下、好ましくは０．０３５質量％以下である。
（Ｓ：０．０００５〜０．００３０質量％）
Ｓは溶接金属の凝固時に粒界に偏析して濃化し、低融点化合物を生成するため、凝固割れ、再熱液化割れや延性低下割れの原因となる。よって、Ｓ量は０．００３０質量％以下とし、好ましくは０．００１８質量％以下である。ただし、Ｓ量が低すぎると、溶融金属の濡れ性が低下して、なじみが悪くなり溶接ビード形状が劣化するので、Ｓ量は０．０００５質量％以上とし、好ましくは０．０００６質量％以上である。
Ｓは溶接金属の凝固時に粒界に偏析して濃化し、低融点化合物を生成するため、凝固割れ、再熱液化割れや延性低下割れの原因となる。よって、Ｓ量は０．００３０質量％以下とし、好ましくは０．００１８質量％以下である。ただし、Ｓ量が低すぎると、溶融金属の濡れ性が低下して、なじみが悪くなり溶接ビード形状が劣化するので、Ｓ量は０．０００５質量％以上とし、好ましくは０．０００６質量％以上である。
（Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％）
Ｍｎは、溶製工程で脱酸原料として利用されるほか、有害なＳと結合して熱間加工性を良くする効果がある。よって、Ｍｎ量は０．２０質量％以上とし、好ましくは０．４７質量％以上である。一般的に、Ｍｎ原料自体は、Ｓ濃度が高いため、Ｍｎを含有すると比例してＳ濃度の上昇を招き、高温割れの原因となる。よって、Ｍｎ量は１．００質量％以下とし、好ましくは０．６０質量％以下である。
Ｍｎは、溶製工程で脱酸原料として利用されるほか、有害なＳと結合して熱間加工性を良くする効果がある。よって、Ｍｎ量は０．２０質量％以上とし、好ましくは０．４７質量％以上である。一般的に、Ｍｎ原料自体は、Ｓ濃度が高いため、Ｍｎを含有すると比例してＳ濃度の上昇を招き、高温割れの原因となる。よって、Ｍｎ量は１．００質量％以下とし、好ましくは０．６０質量％以下である。
（Ｆｅ：５．０〜１１．０質量％）
Ｆｅは、Ｎｉ基合金中に固溶して、ワイヤ製造時の熱間加工性を向上させる。よって、Ｆｅ量は５．０％質量以上とし、好ましくは８．２質量％以上である。一方、過剰のＦｅは溶接時の高温割れ感受性を高める。よって、Ｆｅ量は１１．０質量％以下とし、好ましくは９．０質量％以下である。
Ｆｅは、Ｎｉ基合金中に固溶して、ワイヤ製造時の熱間加工性を向上させる。よって、Ｆｅ量は５．０％質量以上とし、好ましくは８．２質量％以上である。一方、過剰のＦｅは溶接時の高温割れ感受性を高める。よって、Ｆｅ量は１１．０質量％以下とし、好ましくは９．０質量％以下である。
（Ｍｏ＋Ｗ：０．５質量％以下）
Ｍｏ、Ｗは、マトリックスへの固溶強化およびＭ６Ｃの析出により溶接金属の引張強度を向上させるが、微量の含有では効果が小さく多量に含有すると溶接金属中で凝固偏析により粒界やデンドライト界面に濃化するため、ＰＷＨＴによりσ相などの金属間化合物を生成して、溶接金属の延性と靭性が損なわれる。さらに、炭素鋼である母材上の肉盛溶接金属中にＭｏ、Ｗが含まれるとＰＷＨＴ過程において、母材から溶接金属に向かったＣ拡散が進行して、浸炭・脱炭層の形成が促進されてボンド近傍が脆化し、側曲げ試験における開口欠陥を発生させてしまう。よって、Ｍｏ量とＷ量との合計量である（Ｍｏ＋Ｗ）は０．５質量％以下とし、好ましくは０．３質量％以下である。また、Ｍｏ＋Ｗの下限値は０．１質量％が好ましい。
Ｍｏ、Ｗは、マトリックスへの固溶強化およびＭ６Ｃの析出により溶接金属の引張強度を向上させるが、微量の含有では効果が小さく多量に含有すると溶接金属中で凝固偏析により粒界やデンドライト界面に濃化するため、ＰＷＨＴによりσ相などの金属間化合物を生成して、溶接金属の延性と靭性が損なわれる。さらに、炭素鋼である母材上の肉盛溶接金属中にＭｏ、Ｗが含まれるとＰＷＨＴ過程において、母材から溶接金属に向かったＣ拡散が進行して、浸炭・脱炭層の形成が促進されてボンド近傍が脆化し、側曲げ試験における開口欠陥を発生させてしまう。よって、Ｍｏ量とＷ量との合計量である（Ｍｏ＋Ｗ）は０．５質量％以下とし、好ましくは０．３質量％以下である。また、Ｍｏ＋Ｗの下限値は０．１質量％が好ましい。
（Ｐ：０．０１００質量％以下）
Ｐは溶接金属の凝固時に粒界に偏析して濃化し、低融点化合物を生成するため、凝固割れ、再熱液化割れや延性低下割れの原因となる。よって、Ｐ量は０．０１００質量％以下とし、好ましくは０．００８０質量％以下である。
Ｐは溶接金属の凝固時に粒界に偏析して濃化し、低融点化合物を生成するため、凝固割れ、再熱液化割れや延性低下割れの原因となる。よって、Ｐ量は０．０１００質量％以下とし、好ましくは０．００８０質量％以下である。
（Ｓｉ：０．５０質量％以下）
Ｓｉは、溶融金属の湯流れを良くする効果があるが、凝固割れを促進し、金属間化合物の生成を促進して脆化する。よって、Ｓｉは、意図的に含有させないが、一般的に入手できる原材料から不可避に入る分を考慮し、Ｓｉ量は０．５０質量％以下、好ましくは０．２２質量％以下である。
Ｓｉは、溶融金属の湯流れを良くする効果があるが、凝固割れを促進し、金属間化合物の生成を促進して脆化する。よって、Ｓｉは、意図的に含有させないが、一般的に入手できる原材料から不可避に入る分を考慮し、Ｓｉ量は０．５０質量％以下、好ましくは０．２２質量％以下である。
（Ａｌ：０．２０質量％以下）
Ａｌは、溶製時の脱酸剤として使用される。Ａｌは、溶接金属中ではγ′相として母相に整合析出して強化するため、引張強度を向上することができ、特にＰＷＨＴによるその効果は顕著である。しかし、Ａｌは、拘束度が高い継手においてＰＷＨＴすると、発生した熱応力によって微小な割れを引き起こすほか、靭性が著しく低下する。また、Ａｌは、溶接ビード表面に酸化物として固着して、スラグ巻き込みの原因となる。よって、Ａｌ量は０．２０質量％以下とし、好ましくは０．１０質量％以下である。また、Ａｌ量の下限値は０．０２質量％であることが好ましい。
Ａｌは、溶製時の脱酸剤として使用される。Ａｌは、溶接金属中ではγ′相として母相に整合析出して強化するため、引張強度を向上することができ、特にＰＷＨＴによるその効果は顕著である。しかし、Ａｌは、拘束度が高い継手においてＰＷＨＴすると、発生した熱応力によって微小な割れを引き起こすほか、靭性が著しく低下する。また、Ａｌは、溶接ビード表面に酸化物として固着して、スラグ巻き込みの原因となる。よって、Ａｌ量は０．２０質量％以下とし、好ましくは０．１０質量％以下である。また、Ａｌ量の下限値は０．０２質量％であることが好ましい。
（Ｃａ：０．００５質量％以下）
Ｃａは、溶接ビード表面に酸化物として固着して、スラグ巻き込みの原因となる。また、Ｃａは、ＭＩＧ溶接時にアークを不安定化させ、溶接欠陥の原因となる。よって、Ｃａ量は、ワイヤ製造時の伸線潤滑剤としてワイヤ表面に残留するＣａも含み、０．００５質量％以下とし、好ましくは０．００２質量％以下である。
Ｃａは、溶接ビード表面に酸化物として固着して、スラグ巻き込みの原因となる。また、Ｃａは、ＭＩＧ溶接時にアークを不安定化させ、溶接欠陥の原因となる。よって、Ｃａ量は、ワイヤ製造時の伸線潤滑剤としてワイヤ表面に残留するＣａも含み、０．００５質量％以下とし、好ましくは０．００２質量％以下である。
（Ｂ：０．００５質量％以下、Ｍｇ：０．０１０質量％以下、Ｚｒ：０．００５質量％以下）
Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒは、粒界に偏析して粒界を強化し、ワイヤ製造時の熱間加工性を改善する効果があるが、過剰に含有すると粒界に低融点化合物を形成して、溶接時の高温割れ感受性を高める。また、Ｍｇ、Ｚｒは、酸化しやすく、スラグとなって溶接ビード表面に固着してスラグ巻き込みの原因となる。よって、Ｂ量、Ｍｇ量、Ｚｒ量は、それぞれ０．００５質量％以下、０．０１０質量％以下、０．００５質量％以下とし、好ましくはそれぞれ０．００１質量％以下、０．００７質量％以下、０．００３質量％以下である。また、Ｍｇ量の下限値は０．００２質量％であることが好ましい。
Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒは、粒界に偏析して粒界を強化し、ワイヤ製造時の熱間加工性を改善する効果があるが、過剰に含有すると粒界に低融点化合物を形成して、溶接時の高温割れ感受性を高める。また、Ｍｇ、Ｚｒは、酸化しやすく、スラグとなって溶接ビード表面に固着してスラグ巻き込みの原因となる。よって、Ｂ量、Ｍｇ量、Ｚｒ量は、それぞれ０．００５質量％以下、０．０１０質量％以下、０．００５質量％以下とし、好ましくはそれぞれ０．００１質量％以下、０．００７質量％以下、０．００３質量％以下である。また、Ｍｇ量の下限値は０．００２質量％であることが好ましい。
（Ｃｏ：０．１０質量％以下）
Ｃｏは、Ｎｉに完全固溶して強化するが、炉内で中性子照射により半減期の長い同位体６０Ｃｏに変化して放射線源となるので、意図的な含有は行わない。よって、Ｃｏ量は０．１０質量％以下、好ましくは０．０１質量％以下である。
Ｃｏは、Ｎｉに完全固溶して強化するが、炉内で中性子照射により半減期の長い同位体６０Ｃｏに変化して放射線源となるので、意図的な含有は行わない。よって、Ｃｏ量は０．１０質量％以下、好ましくは０．０１質量％以下である。
（Ｏ：０．０１５質量％以下）
Ｏは、ワイヤ中に微小な酸化物系介在物として含まれるが、溶接金属にそのまま移行して酸化化物系介在物として分散する。溶接金属を機械加工で仕上げると、加工表面に介在物が欠陥として現れる。よって、Ｏ量は０．０１５質量％以下とし、好ましくは０．００７質量％以下である。
Ｏは、ワイヤ中に微小な酸化物系介在物として含まれるが、溶接金属にそのまま移行して酸化化物系介在物として分散する。溶接金属を機械加工で仕上げると、加工表面に介在物が欠陥として現れる。よって、Ｏ量は０．０１５質量％以下とし、好ましくは０．００７質量％以下である。
（Ｈ：０．００３質量％以下）
ワイヤ中のＨは、溶接金属にそのまま移行し、主に粒界に偏析する。粒界偏析したＨは、溶接金属が引張変形を受けた際に、粒界の結合力を弱めて、変形伸びを低下させてしまう。よって、Ｈ量は、０．００３質量％以下とし、好ましくは０．００１質量％以下である。
ワイヤ中のＨは、溶接金属にそのまま移行し、主に粒界に偏析する。粒界偏析したＨは、溶接金属が引張変形を受けた際に、粒界の結合力を弱めて、変形伸びを低下させてしまう。よって、Ｈ量は、０．００３質量％以下とし、好ましくは０．００１質量％以下である。
（Ｎ：０．０１５質量％以下）
Ｎは、溶接金属中のブローホールの原因となる。よって、Ｎ量は０．０１５質量％以下とし、好ましくは０．００６質量％以下である。
Ｎは、溶接金属中のブローホールの原因となる。よって、Ｎ量は０．０１５質量％以下とし、好ましくは０．００６質量％以下である。
（（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ：８０〜１５０）
上述の通り、本発明のワイヤでは、Ｃを０．０２０〜０．０４０質量％含有する。凝固過程で Ｔｉ、Ｎｂ等の元素と結合しなかったフリーなＣは、肉盛溶接後のＰＷＨＴにおいて、Ｃｒと結合して粒界析出し、粒界近傍の耐食性を低下させて粒界腐食や応力腐食割れの原因となる。そのため、ワイヤ中のＴｉ、Ｎｂ量は、その絶対値を規定するだけでは不十分であり、例えばＴｉとＮｂの総量に対してＣ量が大きすぎると、余剰なＣによってＣｒ炭化物析出による耐食性の劣化が生じる。よって、Ｔｉ量とＮｂ量との合計量とＣ量との比である（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃは８０以上とし、好ましくは８８以上である。逆にＣ量が小さすぎると、フリーなＴｉ、ＮｂがＰＷＨＴ中に金属間化合物を形成して、溶接金属の脆化程度が大きくなる。よって、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃは１５０以下とし、好ましくは１１０以下である。
上述の通り、本発明のワイヤでは、Ｃを０．０２０〜０．０４０質量％含有する。凝固過程で Ｔｉ、Ｎｂ等の元素と結合しなかったフリーなＣは、肉盛溶接後のＰＷＨＴにおいて、Ｃｒと結合して粒界析出し、粒界近傍の耐食性を低下させて粒界腐食や応力腐食割れの原因となる。そのため、ワイヤ中のＴｉ、Ｎｂ量は、その絶対値を規定するだけでは不十分であり、例えばＴｉとＮｂの総量に対してＣ量が大きすぎると、余剰なＣによってＣｒ炭化物析出による耐食性の劣化が生じる。よって、Ｔｉ量とＮｂ量との合計量とＣ量との比である（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃは８０以上とし、好ましくは８８以上である。逆にＣ量が小さすぎると、フリーなＴｉ、ＮｂがＰＷＨＴ中に金属間化合物を形成して、溶接金属の脆化程度が大きくなる。よって、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃは１５０以下とし、好ましくは１１０以下である。
（残部）
残部は、Ｎｉおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｖ、Ｃｕ等であり、本発明の効果を妨げない範囲で、それぞれ０．１０、０．１５質量％以下、合計で０．２質量％以下で含有されている。そして、Ｖ、Ｃｕ等については、前記した所定の含有量を超えなければ、不可避的不純物として含有される場合だけでなく、積極的に含有される場合であっても、本発明の効果を妨げない。
また、前記した上限値のみで規定している抑制元素としての（Ｍｏ＋Ｗ）、Ｐ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｏ、Ｈ、Ｎについては、不可避的不純物として含まれていてもよい。
残部は、Ｎｉおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｖ、Ｃｕ等であり、本発明の効果を妨げない範囲で、それぞれ０．１０、０．１５質量％以下、合計で０．２質量％以下で含有されている。そして、Ｖ、Ｃｕ等については、前記した所定の含有量を超えなければ、不可避的不純物として含有される場合だけでなく、積極的に含有される場合であっても、本発明の効果を妨げない。
また、前記した上限値のみで規定している抑制元素としての（Ｍｏ＋Ｗ）、Ｐ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｏ、Ｈ、Ｎについては、不可避的不純物として含まれていてもよい。
次に、本発明の実施形態に係るＮｉ基合金溶接金属は、本発明に係るワイヤを用いて、炭素鋼、ステンレス鋼等の鋼製の母材を溶接することによって作製する。
次に、本発明の実施例について説明する。
真空溶解炉において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、表１に示す成分組成の直径が１．２ｍｍのワイヤを製造した。
真空溶解炉において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、表１に示す成分組成の直径が１．２ｍｍのワイヤを製造した。
作製したワイヤを用いて、ティグ溶接により図１に示す多層肉盛溶接試験を行った。多層肉盛溶接試験は、母材１として厚さ５０ｍｍのＡＳＴＭ Ａ５３３Ｂ鋼板を用い、母材１の上に５層の深さ１５ｍｍ、底部の幅８５ｍｍの肉盛溶接をし、溶接金属２を形成した。また、同じくティグ溶接により図２に示す全溶着金属試験体を作製した。全溶着金属試験体は、母材３としての厚さ１３ｍｍのＳＭ４９０Ａ鋼板２枚と裏当材５との開先面にバタリング溶接後、突合せて開先内を溶接することにより、母材希釈の影響がない溶接金属４を形成した。図２において、ハッチング部はバタリング溶接を行ったことを示す。
溶接条件は、溶接電流が２００Ａ、アーク電圧が１１Ｖ、溶接速度が６０ｍｍ／分、ワイヤ送給速度が９ｇ／分、シールドガスには１００％Ａｒを使用し、シールドガスの流量が１５Ｌ／分である。
そして、溶接金属２について耐割れ性および耐食性を評価し、溶接金属４について室温引張強度（ＴＳ（ＡＷ））およびＰＷＨＴ後の引張延性を評価した結果を、表２に示す。また、評価方法は以下のとおりである。
（耐割れ性およびボンド部の脆化）
溶接金属２の表面に対して垂直方向に１０ｍｍ厚の曲げ試験片を５枚切り出した。前記曲げ試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０１４に準じて、曲げ半径が約５０ｍｍの条件で曲げ加工を施した。曲げ加工後の断面について、浸透探傷試験を施して、割れの発生頻度を評価した。耐割れ性は、曲げ試験片の５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５個未満かつボンド部に欠陥がない場合をＡ（優れている）、平均割れ個数が５個以上もしくはボンド部に欠陥が発生している場合をＢ（劣っている）と評価した。
溶接金属２の表面に対して垂直方向に１０ｍｍ厚の曲げ試験片を５枚切り出した。前記曲げ試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０１４に準じて、曲げ半径が約５０ｍｍの条件で曲げ加工を施した。曲げ加工後の断面について、浸透探傷試験を施して、割れの発生頻度を評価した。耐割れ性は、曲げ試験片の５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５個未満かつボンド部に欠陥がない場合をＡ（優れている）、平均割れ個数が５個以上もしくはボンド部に欠陥が発生している場合をＢ（劣っている）と評価した。
（室温引張強度：ＴＳ（ＡＷ））
溶接金属４からＪＩＳ Ｚ ３１１１：２０１５に準じた引張試験片（Ａ１号試験片）を１本切り出した。前記引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２０１５に準じて引張強度試験を行った。室温引張強度は、平均値で６５０ＭＰａ以上をＡ（優れている）、６５０ＭＰａ未満をＢ（劣っている）と評価した。なお、ＴＳはＴｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈの略、ＡＷはＡｓ Ｗｅｌｄの略である。
溶接金属４からＪＩＳ Ｚ ３１１１：２０１５に準じた引張試験片（Ａ１号試験片）を１本切り出した。前記引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２０１５に準じて引張強度試験を行った。室温引張強度は、平均値で６５０ＭＰａ以上をＡ（優れている）、６５０ＭＰａ未満をＢ（劣っている）と評価した。なお、ＴＳはＴｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈの略、ＡＷはＡｓ Ｗｅｌｄの略である。
（ＰＷＨＴ後の引張延性）
溶接金属４にＰＷＨＴに相当する６００℃の熱処理を施した。熱処理後の溶接金属４からＪＩＳ Ｚ ３１１１：２０１５に準じた引張試験片（Ａ１号試験片）を１本切り出した。前記引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２０１５に準じて引張試験を行った。伸びの平均値が３５％以上をＡ（延性に優れ、脆化において優れている）、３５％未満をＢ（延性が劣り、脆化において劣っている）と評価した。
溶接金属４にＰＷＨＴに相当する６００℃の熱処理を施した。熱処理後の溶接金属４からＪＩＳ Ｚ ３１１１：２０１５に準じた引張試験片（Ａ１号試験片）を１本切り出した。前記引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２０１５に準じて引張試験を行った。伸びの平均値が３５％以上をＡ（延性に優れ、脆化において優れている）、３５％未満をＢ（延性が劣り、脆化において劣っている）と評価した。
（耐食性）
肉盛溶接で形成された溶接金属２から試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｇ ０５７２：２００６に準じて腐食試験を行った。耐食性は、腐食減量１．５ｇ／ｍ２・ｈｒ以下の場合をＡ（優れている）、１．５ｇ／ｍ２・ｈｒを超える場合をＢ（劣っている）と評価した。
肉盛溶接で形成された溶接金属２から試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｇ ０５７２：２００６に準じて腐食試験を行った。耐食性は、腐食減量１．５ｇ／ｍ２・ｈｒ以下の場合をＡ（優れている）、１．５ｇ／ｍ２・ｈｒを超える場合をＢ（劣っている）と評価した。
（総合判定）
総合判定は、耐割れ性、ＴＳ（ＡＷ）、ＰＷＨＴ後の引張延性、および耐食性の全てがＡ（優れている）との評価である場合に○（合格）とし、いずれかにＢ（劣っている）との評価がある場合に×（不合格）とした。
総合判定は、耐割れ性、ＴＳ（ＡＷ）、ＰＷＨＴ後の引張延性、および耐食性の全てがＡ（優れている）との評価である場合に○（合格）とし、いずれかにＢ（劣っている）との評価がある場合に×（不合格）とした。
また、多層肉盛溶接の際の溶接作業性についても、以下の評価方法で評価した。その結果を、表２に示す。
（溶接作業性）
肉盛溶接の際に溶接ビード表面に付着するスラグの発生量を、目視にて観察した。溶接作業性は、スラグ発生量がわずかな場合をＡ（優れている）、少ない場合をＢ（良好である）、多い場合をＣ（劣っている）と評価した。
（溶接作業性）
肉盛溶接の際に溶接ビード表面に付着するスラグの発生量を、目視にて観察した。溶接作業性は、スラグ発生量がわずかな場合をＡ（優れている）、少ない場合をＢ（良好である）、多い場合をＣ（劣っている）と評価した。
表１、および表２に示すように、実施例（Ａ１〜Ａ７）は、特許請求の範囲で特定された成分組成を満足するため、耐割れ性、ＴＳ（ＡＷ）、ＰＷＨＴ後の引張延性、および耐食性の全てがＡ（優れている）であり、○（合格）であった。また、実施例（Ａ１〜Ａ７）は、溶接作業性についても、Ａ（優れている）またはＢ（良好である）であった。
比較例（Ｂ１）は、Ｎｂ量が上限値を超えるため、耐割れ性、ＰＷＨＴ後の引張延性、および耐食性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。比較例（Ｂ２）は、Ｎｂ量およびＰ量が上限値を超えるため、耐割れ性、ＰＷＨＴ後の引張延性、および耐食性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。比較例（Ｂ３）は、Ｔｉ量が下限値未満であるため、耐割れ性、ＴＳ（ＡＷ）、ＰＷＨＴ後の引張延性、および耐食性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。
比較例（Ｂ４）は、Ｃ量、Ｔｉ量、（Ｔｉ＋ Ｎｂ）／Ｃ、Ｓ量が下限値未満であるため、耐割れ性、ＴＳ（ＡＷ）、ＰＷＨＴ後の引張延性、および耐食性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。比較例（Ｂ５）は、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが下限値未満であるため、耐食性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。比較例（Ｂ６）は、Ｔｉ量および（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが下限値未満であるため、耐割れ性、ＴＳ（ＡＷ）および耐食性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。比較例（Ｂ７）は、Ｔｉ量および（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが下限値未満であるため、ＴＳ（ＡＷ）および耐食性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。
比較例（Ｂ８）は、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが上限値を超えるため、耐割れ性およびＰＷＨＴ後の引張延性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。比較例（Ｂ９）は、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが下限値未満であるため、耐食性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。比較例（Ｂ１０）は、（Ｍｏ＋Ｗ）上限値を超えるため、耐割れ性およびＰＷＨＴ後の引張延性がＢ（劣っている）であり、×（不合格）であった。
また、比較例（Ｂ１〜Ｂ１０）は、溶接作業性については、Ａ（優れている）またはＢ（良好である）であった。
また、比較例（Ｂ１〜Ｂ１０）は、溶接作業性については、Ａ（優れている）またはＢ（良好である）であった。
１、３ 母材
２、４ 溶接金属
５ 裏当材
２、４ 溶接金属
５ 裏当材
Claims (2)
- Ｃｒ：２７．０〜３１．５質量％、
Ｔｉ：０．８０〜２．４０質量％、
Ｎｂ：０．３０〜２．４０質量％、
Ｃ：０．０２０〜０．０４０質量％、
Ｓ：０．０００５〜０．００３０質量％、
Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％、
Ｆｅ：５．０〜１１．０質量％
を含有し、かつ
Ｍｏ＋Ｗ：０．５質量％以下、
Ｐ：０．０１００質量％以下、
Ｓｉ：０．５０質量％以下、
Ａｌ：０．２０質量％以下、
Ｃａ：０．００５質量％以下、
Ｂ：０．００５質量％以下、
Ｍｇ：０．０１０質量％以下、
Ｚｒ：０．００５質量％以下、
Ｃｏ：０．１０質量％以下、
Ｏ：０．０１５質量％以下、
Ｈ：０．００３質量％以下、
Ｎ：０．０１５質量％以下
に抑制し、かつ
（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが８０〜１５０であり、残部がＮｉおよび不可避的不純物である組成を有することを特徴とする溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤ。 - 請求項１に記載の溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤを用いて作製されたことを特徴とするＮｉ基合金溶接金属。
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