JP2022050355A

JP2022050355A - 析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用の溶接フィラーワイヤ

Info

Publication number: JP2022050355A
Application number: JP2021150749A
Authority: JP
Inventors: 増豐劉; Tzeng Feng Liu
Original assignee: Fang Te Fu; Liao Chien Fa
Current assignee: Fang Te Fu; Liao Chien Fa
Priority date: 2020-09-17
Filing date: 2021-09-16
Publication date: 2022-03-30
Also published as: US11420296B2; TWI754536B; KR20220037362A; EP3971315A1; CN114193023A; US20220080534A1; TW202212589A

Abstract

【課題】析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用の溶接フィラーワイヤを提供する。【解決手段】２３～３４重量％のマンガン、７．５～１１．５重量％のアルミニウム、１．３５～１．９５重量％の炭素であり、残部成分は鉄である、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤとする。あるいは、２３～３４重量％のマンガン、７．５～１１．５重量％のアルミニウム、１．４０～１．９５重量％の炭素を含み、さらに０．１～２．５重量％のチタン、０．１～３．０重量％のニオブ、０．１～２．５重量％のバナジウムのいずれかを含み、残部成分は鉄である、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤとする。【選択図】図２（ａ）

Description

本発明は、溶接フィラーワイヤ技術の分野、特に軽量析出硬化型鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金（Fe-Mn-Al-C alloys）で製造される部品を接合する新しい溶接フィラーワイヤに関し、特にガスタングステンアーク溶接（gas tungsten arc welding, GTAW）及びガスメタルアーク溶接（gas metal arc welding, GMAW）を利用した融接（fusion welding）を利用して行われる接合に関する。

析出硬化（precipitation hardening）（又は時効硬化（age hardening）と称される）は、熱処理技術であり、展延性を有する合金の降伏強度（yield strength, YS）及び硬度を高めるために使用される。いわゆる展延性を有する合金は、例えば、強度が最高の７ｘｘｘ系のアルミニウム合金（例えばＡＡ７０７５）、析出硬化型ステンレス鋼、及び析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金（precipitation-hardened austenitic Fe-Mn-Al-C alloys）等である。析出硬化工程には、溶体化熱処理（solution-heat-treatment (SHT)）、焼入れ（quenching）、時効処理（aging）の３つの基本ステップが含まれる。第１ステップ（溶体化熱処理）は、均一な単相固溶体（“single-phase” solid solution）が形成されるまで、合金をソルバス温度（solvus temperature）まで加熱し、一定時間維持することである。第２ステップ（焼入れ）は、固溶体を溶体化熱処理温度から室温まで急速に降温させて、過飽和固溶体（supersaturated solid solution）を形成することである。焼入れ後の状態では、該合金の微細組織（microstructure）は、析出物のない単相過飽和固溶体である。その結果、焼入れ状態（the as-quenched state）の合金は、極限引張強度（ultimate tensile strength, UTS）と伸び率（elongation, El）の良好な組み合わせ値を有し得るが、降伏強度（YS）は常に顕著に低くなる。しかし、過飽和固溶体を固溶体温度よりも低い温度に加熱し、その温度で適切な時間時効処理を行った後、高密度のナノオーダー（nano-sizedナノサイズ）の析出物がそれによりコヒーレントに（coherently)(又はセミコヒーレントにsemicoherently）生成され、ベースに均等に分布される。次に、その高密度のナノオーダーで均一に分布したコヒーレント型（又はセミコヒーレント型）第２相析出物（second phase precipitates）は、転位移動（dislocation movement）の有効障害物となるため、合金の強度（特に降伏強度ＹＳ）及び硬度が大幅に増加するが、展延性は、大幅に減損しない。言い換えれば、理想的な機械的強度、特に顕著に改善された降伏強度ＹＳ、硬度及び伸び率の組み合わせ値を得るために、ベースにコヒーレントに（又はセミコヒーレントに）析出した高密度のナノオーダーの析出物は、最も基本的な成分である。

最近、軽量析出硬化型完全オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金は、並外れた機械的強度と展延性の組み合わせ値を有し、様々な分野、自動車産業、装甲産業、鉱業などに広く応用できるため、最も発展の見込みのある材料の１つと見なされている。特に、アルミニウムの添加はさらに別の重要な利点を生み出すことができ、即ち、従来の高密度鋼（high-strength steel）の密度を大幅に下げることができ（１重量％のアルミニウムを添加するごとに密度を約１．３～１．５％を減らすことができる）、これは、エネルギーの節約と二酸化炭素排出量の削減の両方に大きな影響を与えると一般的に予想されている。

以前のさまざまな研究によると、理想的な強度（特に降伏強度ＹＳ）と展延性の組み合わせ値を有するこの種の合金の場合、典型的な合金の微細組織には、基本的に室温で完全なオーステナイト鉄ベースと、大量の該オーステナイト鉄ベースに析出するナノオーダーの鉄‐マンガン‐アルミニウム炭化物（(Fe,Mn)₃AlC carbides(κ-炭化物,κ-carbide）と、を含む。そのκ‐炭化物は、規則的な（ordered）面心立方（ＦＣＣ）Ｌ’１_２結晶構造を有する。現在、マンガンがオーステナイト鉄の強力な安定化元素であり、アルミニウムと炭素がκ‐炭化物の形成に必要な基本元素であるという十分な証拠がある。前者（マンガン）は、室温での高い展延性に必要な面心立方（ＦＣＣ）結晶構造を合金に与えることができ、後者は、この種の合金において、主な強化作用を起こす析出物（strengthening precipitates)(κ-carbides）を形成する。従って、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金に優れた強度と展延性の組み合わせ値をもたせるため、その析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金中のマンガン含有量は、１８重量％より大きいことが好ましく、このように、その合金が室温で面心立方完全オーステナイト鉄ベースを有することができるように、同時に、アルミニウム及び炭素含有量は、それぞれ約７重量％及び０．７重量％を超える。最近のいくつかの研究によると、化学成分範囲が鉄‐（１７．４５～３５．０）マンガン‐（７．１～１２）アルミニウム‐（０．７～１．２）炭素（Fe-(17.45～35.0) Mn-(7.1～12) Al-(0.7～1.2) C）（注：本発明の以下で引用する全ての合金の化学成分は、特に明記していない限り、何れも重量％である）のオーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金は、熱間圧延（hot-rolled）または熱間鍛造（hot-forged）を経て、１０５０～１２００℃の範囲で１～２時間溶体化熱処理した後、水又は油溶液で急速焼入れして室温まで降温し、その結果得られた合金の微細組織は、如何なる析出物もない単一のオーステナイト（single austenite)(γ-相、γ-phase）である。この焼入れ後の状態の合金の降伏強度、極限引張強度、伸び率、及び微小硬度（microhadness）の範囲は、それぞれ３５０～５４０メガパスカル（ＭＰａ）、７００～１０００メガパスカル、５６～７２％、及び２００～２３０ビッカース硬さ（Ｈｖ）であり、実際の値は、該合金の化学組成成分によって決定される。この焼入れ後の状態の合金は、優れた展延性と良好な引張強度を有するが、残念ながら、その降伏強度が依然として相当低くなっている。その後の時効処理は、合金の機械的強度、特に降伏強度を向上させるために不可欠であり、この時効処理は、ナノオーダーκ‐炭化物のγ‐ベース内の析出を促進することができる。κ‐炭化物は炭素とアルミニウムを豊富に含み、過飽和オーステナイト鉄ベースでの析出過程は、必然的に大量の炭素と関連するさまざまな合金元素の拡散過程（diffusion process）が不可避である。従って、通常、最適化及び適度な時効処理時間及び／又は高い時効処理温度を必要とする。以前の報告によれば、５５０～６００℃で１５～４０時間の時効処理を行うことによって最良の強度と展延性の組み合わせ値を備えた軽量の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金が得られる。最適化された時効処理を経た鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の降伏強度、極限引張強度、及び硬度は、それぞれ６８０～９９０メガパスカル、９９５～１１８０メガパスカル、及び３５０～４００ビッカース硬さに達するが、伸び率は依然として５５～２６．０％の範囲内であり、実際の値は合金の化学組成成分によって決定される。従来の研究によれば、溶体化熱処理状態で急速焼入れ後の状態の合金と比較して、最適化された時効処理を経た鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金（炭素含有量≦１．２％）の極限引張強度は、約１８０～２９５メガパスカル（１８～４２％）向上し、降伏強度は約３３０～４５０メガパスカル（８３～９４％）増加している。これは、析出硬化がこの種の合金の降伏強度と微小硬度（microhardness）を改善する上で重要な役割を果たしていることを明確に示している。注意すべきこととして、その時効処理時間をさらに長くすると、しばしば粗い（coarse）κ‐炭化物、フェライト（α)(ferrite）、規則的ＤＯ_３相、及びβ‐マンガン相（β-Mn phases）がオーステナイト粒界（austenite grain boundaries）箇所に形成され、これら生成物がこの種の合金の展延性に不利な影響を与える。

この種の軽量析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の発展に関連する重要な要因をより詳細に説明するために、近年発表された幾つかの事例を慎重に選択し、詳細に説明し、これらの例は、合金機械的強度、特に降伏強度に関しては、良好な展延性（２５％を超える伸び率）を維持しながら、大幅な改善が見られる。Ｇｕｔｉｅｒｒｅｚ‐ＵｒｒｕｔｉａとＲａａｂｅの報告によると、鉄‐３０．５マンガン‐８．０アルミニウム‐１．２炭素（Fe-30.5Mn-8.0Al-1.2C）合金を熱間圧延し、１１００℃で溶体化熱処理を２時間行った後、水中で焼入れ処理し、その後、６００℃で２４時間時効処理すると、合金の降伏強度、極限引張強度、伸び率はそれぞれ９９０メガパスカル、１１８０メガパスカル、及び３７％になる。このようにみられる機械的強度の改善は、時効処理時、高い体積分率（volume fraction）を有し、均一に分布するナノオーダーのκ‐炭化物がオーステナイト鉄ベースに析出することに起因する。同様に、呉等（Wu et al.）の報告によると、鉄‐２６マンガン‐１０アルミニウム‐１．０炭素（Fe-26Mn-10Al-1.0C）合金は、熱間圧延され、１１００℃で1時間溶体化熱処理された後、続いて冷間圧延（cold-rolling）し、１０００℃で１５分間のアニーリング処理し、その後の焼入れ処理により、得られる合金の微細組織は、析出のない単一のオーステナイト鉄相（γ‐相）であり、その降伏強度、極限引張強度、及び伸び率は、それぞれ４８５メガパスカル、８２０メガパスカル、及び７２％である。更に、５５０℃で４０時間の時効処理後、得られる合金の微細組織はγ相に（κ‐炭化物を加えたもの（γ＋κ-carbides）になる。その中で、オーステナイト鉄ベースに析出し、均一に分布したκ‐炭化物の体積分率は、約４３％である。さらに注目すべきであるのは、該合金の機械的特性がさらに改善されていることであり、その降伏強度、極限引張強度、及び伸び率は、それぞれ９５５メガパスカル、１０４０メガパスカル、及び３８．２％である。焼入れ状態の該合金の機械的特性と比較して、５５０℃で４０時間の時効処理によって促進された高密度κ‐炭化物の析出が、極限引張強度が２６．８％に達するまで改善でき、降伏強度は更に大幅に増加し、９６．９％に達することが明らかである。別の最近の事例では、ハース等（Haase et al.）は、鉄‐２９．８マンガン‐７．６５アルミニウム‐１．１１炭素（Fe-29.8Mn-7.65Al-1.11C）合金を、熱間圧延し、５時間１１５０℃で溶体化熱処理し、焼入れ処理した後、焼入れ状態の微細組織は、析出のない単一のオーステナイト鉄相であることを示している。この焼入れ状態の合金の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率は、それぞれ５４０メガパスカル、８４０メガパスカル、及び５６％である。この焼入れ合金を５５０℃で１５時間時効処理した後、その微細組織は、主にγ相がオーステナイト鉄ベースに加わって、高密度に分布したナノオーダーκ‐炭化物である。その降伏強度、極限引張強度、及び伸び率は、それぞれ８８０メガパスカル、９９５メガパスカル、及び２６％である。２６％の良好な伸び率が維持されると、降伏強度と極限引張強度の改善率はそれぞれ６３％と１８．５％に達する。十分な量のナノオーダーκ‐炭化物をγ-相ベースに析出させながら、粒界に析出及び／又は第２相（second phases）がないように維持するために、一般的な方法は５５０～６００℃範囲内で、長時間の時効処理（１５～４０時間に達する）を行うことであり、この処理工程は、また、この種の軽量析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金に誰もが切望する高強度（特に降伏強度）と高展延性の組み合わせ値を発生させることである。

上記の参考文献と比較して、その鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の炭素含有量が何れも１．２重量％未満の各代表的な参考資料については、本発明の発明者である劉増豊（Tzeng-Feng Liu）が所有する最近の２つの米国特許を参照し、２０１６年に特許査定されたＵＳ９，５２８，１７７Ｂ２、及び２０１９年に特許査定されたＵＳ１０，１６７，５２８Ｂ２において、（２３‐３４）マンガン、（６‐１２）アルミニウム、及び（１．４‐２．２）炭素からなり、残りが鉄で構成され、その炭素含有量が比較的高い一系列の新しく設計された鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金が開示されている。この系列の合金の優れた特性の１つは、熱間圧延によって、９８０～１２００℃で１時間の溶体化熱処理し、次に水又は氷水で焼入れして室温まで降温した後、この焼入れ状態における合金の微細組織は、焼入れ時にスピノダル分解（spinodal decomposition）によってオーステナイト鉄ベース上に形成された高密度ナノオーダーκ‐炭化物がすでに含まれている。この特性は、前記炭素含有量が１．２％未満のオーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金とは非常に対照的である。炭素含有量の少ない合金では、溶体化熱処理状態及び焼入れ状態で、何れもκ‐炭化物は観察されなかった。焼入れ時に形成される高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、少なくとも２つの重大な影響を与える。第１の影響は、焼入れ状態での合金の機械的強度、特に降伏強度、及び展延性の組み合わせ値が大幅に改善されることであり、その降伏強度、極限引張強度、及び伸び率は、それぞれ８６５～９２５メガパスカル、１０３０～１１５５メガパスカル、及び５０～６５％である。第２の影響は、オーステナイト鉄ベースでは、既存の高密度ナノオーダーκ‐炭化物がこの種の合金を、上記の炭素含有量が１．２重量％未満の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金に比較し、相当に短い時効処理時間とより低い時効処理温度のみを使用して、機械的特性の最良の組み合わせを得ることができる。劉氏によって開示された鉄‐２８．６マンガン‐９．８４アルミニウム‐２．０５炭素（Fe-28.6Mn-9.84Al-2.05C）合金を例とする。焼入れ状態では、高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、焼入れ時、スピノダル分解によりオーステナイト鉄ベースに形成され、結晶粒境界に析出は見られなかった。κ‐炭化物の体積分率と平均サイズは、それぞれ約４５％と１２ナノメートル（ｎｍ）である。焼入れ合金の降伏強度、極限引張強度、伸び率は、それぞれ９１２メガパスカル、１１２３メガパスカル、及び５２．５％である。焼入れ状態の合金を４５０℃で６時間時効処理した後、κ‐炭化物の体積分率と平均サイズはそれぞれ５３％と２５ナノメートルに増加した。この場合、その降伏強度、極限引張強度、及び伸び率は、それぞれ１１７９メガパスカル、１３０６メガパスカル、及び３９．８％である。

前記本分野における代表的な最新の研究例と引用された米国特許から、γ相ベースに形成された高密度ナノオーダーκ‐炭化物が合金の機械的強度、特に降伏強度を改善でき、同時に依然として優れた展延性を維持しながら、重要な作用を発揮することが明らかである。特に、発明者の劉氏の特許は、焼入れ時に、オーステナイト鉄ベースに従来存在するナノオーダーκ‐（炭化物）が、アルミニウムと炭素の間に長距離の拡散行為（long distance diffusion）を生じさせることなく均一に成長し、このナノオーダーκ‐炭化物の均一な成長が時効処理の有効性を大幅に向上させることが証明されている。明らかに、この種の軽量析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金は、材料産業における期待の星であり、自動車産業だけでなく、軍用車両、造船、及び航空産業で必要とされる高性能の構造材料に広く応用することができる。但し、注意すべきこととして、この種の合金が有望な応用の潜在力を有することを理解するために最も重要なことは、この種の高強度で高展延性の析出硬化型オーステナイト鉄－マンガン‐アルミニウム‐炭素合金で製造される各異なる部品を如何に接合するかである。驚くべきことに、ユーザの非常に緊急のニーズにもかかわらず、析出硬化型オーステナイト鉄－マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の溶接性の問題に関連する資料は、極端に不足している。これは、高強度７系アルミニウム合金など、すべての析出硬化合金に共通の問題であり、その理由については後で詳しく説明し、先ず概要は次のとおりである。
（１）融接（fusion welding）は合金元素の再溶融（re-melting）、再凝固（re-solidification）、再分配を伴うため、溶接金属（weld metal)(融接領域fusion zone, FZ）の微細組織は、元の母材（base material、溶接される材料）の微細組織と全く異なる。特に、デンドライト状（dendritic）微細組織及び元素偏析（element segregation）の両者以外に、溶体化熱処理と時効処理によって得られた主に強化作用を行う析出物は、完全に溶解し、溶接後の状態の溶接部材（as-welded weldments）の機械的強度は大幅に低下し、そのため、融接後は、溶接後状態での溶接部材の融接領域の硬度が常に大幅に低下する。
（２）同様に、溶接時の高入熱は、強化作用を起こす析出物を溶解し、及び／又は溶接部材の溶接熱影響領域（heat-affected-zone, HAZ）で発生し、結晶粒の成長を伴い、粗大化し（heat-affected-zone, HAZ）、これらは、溶接部材の強度を大幅に減弱させる。
（３）一般的に、析出硬化型合金は通常、大量の合金元素を含む。従って、機械的強度が大幅に低下する以外に、この種の金属は、しばしば溶接過程で、高温割れ(hot cracking)を生じ易く、例えば、溶接経路に沿って発生する凝固割れ（solidification cracking）及び溶融領域／溶接熱影響領域の境界箇所付近に形成される液化割れ（liquation cracking）である。事実上、我々の知る限り、関連する報告は３つしかなく、これら報告は、この種の化学組成成分が本発明の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の範囲内にある合金の、融接期間に生成される微細組織変化、及び最終的に得られる機械的特性を評価している。

以下の文献は、上記特性及び利点について、より詳細に説明、検討している。
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我々の知る限り、Ｃ．Ｐ．周（C. P. Chou）とＣ．Ｈ．李（C. H. Lee）の両名は、１９８９年に、本発明の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の化学成分を有するこの種の合金の溶接について、おそらく最も早い関連研究が行われている。彼らの研究では、炭素含有量のガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）で処理された２種の完全オーステナイト鉄相の合金（Fe-30Mn-8.9Al-1.29C 及びFe-29Mn-9.0Al-1.0C）に対する、溶融領域内での凝固微細組織変化の影響を調べている。自生溶接（autogenous weld）は、溶接の一形態であり、溶接フィラー材料（溶接フィラーワイヤ又は溶接棒）は、溶融した母材又は他の個々の成分からのものとすることができる。両合金は、何れも以下の方法で製造され、非真空誘導溶解（air induction melting）、鋳造（casting）、１２００℃で熱間鍛造（hot-forged）、１０５０℃で１２時間均質化処理(homogenized)し、冷間圧延（cold-rolled）、続いて、９５０℃で１時間のアニーリング処理（annealed）を行う。実験用合金の厚さは１／８インチである。溶接前は、両方のベース合金は完全なオーステナイト構造（fully austenitic structure）になっている。彼らの研究では、炭素含有量が溶接ビードの溶融領域の微細組織と形態に大きな影響を与えることが分かった。鉄‐３０マンガン‐８．９アルミニウム‐１．２９炭素（Fe-30Mn-8.9Al-1.29C）合金について、溶接部（溶接個所the weld）の熱溶融領域は完全なオーステナイト相（フェライトは１体積％未満）を有し、共晶領域に存在するセル状γデンドライト状結晶（cellular γ-dendrite）と幾つかのκ‐炭化物を更に有する。本例では、溶融領域の微細組織は、典型的な多分岐のデンドライト状結晶構造が存在し、そのうちの一次デンドライト（primary dendrite）の長さは数百マイクロメートル（３００マイクロメートル（μｍ）より大きい）に達し、二次デンドライト状結晶アーム（secondary dendrite arms）の長さは約２０～４０マイクロメートルである。注意すべきこととして、少量の共晶κ‐炭化物を除いて、一次及び二次デンドライト状結晶セルにはκ‐炭化物又は他の析出物を有さず、これは、溶接過程中の急速な凝固によって引き起こされる可能性がある。炭素含有量は１．０重量％に低下し、溶融領域内で大量のフェライト（約１０．２体積％）を観察することができ、主に二次オーステナイト鉄デンドライト状結晶アームの間に位置する。明らかに、融接処理を施した溶接部材（weldment）は、均質構造を有さず、母材の特性を完全に維持することができない。残念ながら、この研究では、溶接部材に関連する機械的特性については言及されていない。

１９９０年に周氏と李氏（Chou and Lee）は、後に２種の突合せ継手(butt-joint)自生ガスタングステンアーク溶接(butt-joint autogenous GTAW)工程で溶接されたオーステナイト鉄合金（Fe-29.3Mn-8.6Al-0.81C及びFe-29Mn-8Al-1.17C）について、その微細組織及び機械特性の報告している。以下において、この２つの合金は、それぞれ０．８１Ｃ及び１．１７Ｃと称される。先ず、真空誘導炉でこれらの基礎合金が調製される。次に、鋳造合金は、１２００℃で８ミリメートル（ｍｍ）の厚さに熱間鍛造し、次に１０５０℃で１２時間均質化し、均質化した小片を４ｍｍ厚のプレートに冷間圧延し、９５０度で、アルゴン中で１時間アニーリング処理を実施し、続いて水で焼入れした（water quenching）。焼入れ状態のベース合金の微細組織は完全なオーステナイト相である。この２種の焼入れ状態の基本合金０．８１Ｃと１．１７Ｃの極限引張強度と伸び率は、それぞれ１０４０メガパスカル、５０％及び１０８０メガパスカル、５４％である。上記と比較して、溶体化熱処理及び焼入れ状態では、炭素含有量が１．２％未満の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の２種の極限引張強度と伸び率の組み合わせ値は、範囲内にある。残念ながら、これらの合金の降伏強度に言及していない。ただし、オーステナイト鉄ベースにκ‐炭化物が観察されないことから判断すると、これら２種の合金の降伏強度の低下が合理的に予想でき、これは、それら溶体化熱処理及び焼入れを経た炭素含有量が１．２％未満の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金に非常に類似し、即ち、上述の３５０～５４０メガパスカルである。自生ガスタングステンアーク溶接工程の後、突合せ溶接の溶融領域の微細組織は、上記の多分岐デンドライト状構造(dendritic structure)と非常に類似した一般的な特性を有する。即ち、一次デンドライト状結晶の長さは数百マイクロメートル（３００マイクロメートルより大きい）まで伸び、少量の共晶κ‐炭化物を除いて、一次及び二次オーステナイトデンドライト状結晶セルには、κ‐炭化物又は他の析出物が現れず、同時に、０．８１Ｃ及び１．１７Ｃ合金の溶融領域にそれぞれ約５及び０．５体積％のフェライト相が存在することが観察される。１０５０℃で５～２４０分の溶接後熱処理（post-welding heat-treated, PWHT）の後、一次及び二次オーステナイトデンドライト状結晶セルに析出物は依然として出現しなかった。溶接後熱処理突合せ継手のサンプルを引張試験（tensile tests）した結果、０．８１Ｃ合金の極限引張強度と伸び率はそれぞれ９３０メガパスカル及び２５％に達し、１．１７Ｃ合金の極限引張強度及び伸び率は、それぞれ９００メガパスカル及び１９％であった。明らかに、溶接後の状態の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素溶接部材の極限引張強度の値は、９０％近いベース合金の極限引張強度の値を保留することができたが、伸び率は、深刻に悪化し、５４％（母材）から約２０％まで低下した。さらに、注意すべきこととして、本研究は、ベース合金と突合せ継手溶接の両者のサンプルの降伏強度は調査されていない。ただし、前述のように、溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルにはナノオーダーの析出物は見られず、得られた溶接部材の降伏強度が低いことを示している。これらの結果は、上記の処理では、溶接後状態での溶接部材の降伏強度を向上させるという目標を達成できないことを示している。その結果、２０１７年～２０１９年まで、特殊な融接用の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金溶接フィラーワイヤの開発は、この分野で最も緊急の課題と見なされていた。

上記の周氏と李氏による２つの研究に基づいて、幾つかの注意すべき点がある。
（１）彼らの研究では、先ず使用するベース合金は、溶体化熱処理及び焼入れ状態で完全なオーステナイト鉄相である。言い換えれば、オーステナイト鉄ベース中には析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金を強化するために必要なκ‐炭化物を有さない。特に、融接は明らかに溶融領域の微細組織を大幅に変化させ、均質な単相オーステナイト鉄ベースをデンドライト状結晶構造に変換させ、デンドライト状結晶領域はフェライト相と共晶相（例えば、γにκ‐炭化物を加えたもの、γ+κ-carbid）を伴って形成される。また、溶接部材の溶融領域内では、一次及び二次オーステナイトデンドライト状結晶セルには何れもκ‐炭化物の析出がない。これは、明らかに溶融領域内の微細組織とベース合金の微細組織が、たとえ両方が同じ化学組成成分を有するとしても全く異なることを示している。従って、得られた溶接部材の機械的特性は、ベース合金と溶接フィラーワイヤの化学組成成分のみから判断した場合、それでもある種の程度においては依然として予測できない。
（２）前述のように、この種の合金では、優れた強度、特に降伏強度、及び展延性の組み合わせ値を得るには、オーステナイト鉄ベースの高密度ナノオーダーκ‐炭化物を均一に分散することが不可欠な必要条件である。従って、溶接時、溶接部材の最終的な機械的特性は、融接が溶融領域と熱影響領域の両方でκ‐炭化物の変化と分布にどのように影響するかに依存する。直感的には、これらの考えられる状況は、他の析出硬化型合金（例えばＡＡ７０７５アルミニウム合金など）が遭遇する状況と非常に似ており、一般に溶融領域や熱影響領域で発生するような、深刻な軟化現象である予期される。深刻な軟化が発生する主な理由は、強化作用を有するナノオーダーの析出物が溶解、粗大化、及び／又は効果の劣る他のインコヒーレント相（incoherent phase）に変化することである。この種の問題は、融接を使用して各種の析出硬化型合金を接合する場合、依然として大きな課題であり、これらの問題の解決に専念し、関連する各種広範な研究開発が５０年以上にわたって行われている。しかし、２０１７年にハウエルとガース(Howell and Gerth)が指摘したように、今日に至るまで、「時効状態下」(in the aged state)のような軽量析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム－炭素合金の両面スポット溶接（direct welding）はまだ存在していない。融接を使用して時効処理を経た析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金を接合する場合、実行可能な解決策の欠如が大きな障害になり、この種の合金は各種産業分野で広く応用されることができなくなっている。

最初のテストとして、２０１８年に、セベック等（Sebeck et al.）は、精錬された時効硬化鉄‐３０マンガン‐９アルミニウム‐１シリコン‐０．９炭素‐０．５モリブデン（Fe-30Mn-9Al-1Si-0.9C-0.5Mo）合金について、ガスメタルアーク溶接（gas metal arc welding, GMAW）、ダブルＶ型凹溝突合せ（double vee groove butt）、商用３１６ＬＳｉオーステナイトステンレス鋼（austenitic stainless steel）溶接フィラーワイヤ（組成成分は（１１～１４）ニッケル、（１８～２０）クロム、（１．０～２．５）マンガン、（２．０～３．０）、モリブデン、（０．６５～１）シリコン、残部成分は鉄である）を用い、溶接した結果を示している。母材を１２０４℃で約１２．７ｍｍ（約０．５インチ）に熱間圧延し、１０５０℃で２時間溶体化熱処理し、次に焼入れ処理した。報告において、焼入れ後の母材の降伏強度、極限引張強度、伸び率については記載されてないが、そのビッカース硬さは約２１０Ｈｖである。５３８℃で３０時間の時効処理後、得られた母材の微細組織は完全なオーステナイト鉄相であり、同時にκ‐炭化物はオーステナイト鉄ベースと粒界で均一に形成されていることがわかる。時効処理後の母材の代表的な降伏強度、極限引張強度、伸び率、硬さは、それぞれ８００メガパスカル、８２７メガパスカル、３６％、約３６０ビッカース硬さである。この研究では、使用した金属はんだが３１６ＬＳｉであるため、溶融領域の微細組織が明確に記述されておらず、結果として得られる溶接部材の降伏強度と伸び率がそれぞれ３５０～４００メガパスカルと２３～５％に顕著に低下しており、明らかに十分とは言えず、満足させることができない。従って、この研究では、特に１つのポイントを強調している。析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金に用いる特殊な金属はんだを開発する必要がある。

上記の限られた既存の文献と研究報告から、この分野で行われた研究はまだ完全で包括的な計画を欠いており、溶接時に遭遇する関連する問題を解決することができ、この種の待望の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金に適用される溶接フィラーワイヤは、まだ見つかっていない。しかし、これらの以前の研究から得られた断片的資料に基づくと、特に注目に値する根本的な問題がある。融接時、合金成分は、急速な加熱、再溶融、再凝固、及び再分配の性質を有するため、溶接フィラーワイヤの合金成分の設計によって、微細組織の変化を制御し、溶融領域の深刻な軟化を回避し、これらの問題点は何れも解決が必要である。特に析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金にとって、最も重要な強化成分は高密度ナノオーダーκ‐炭化物であり、以前の研究では、この炭化物が溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルに形成できるか否かが再溶解と急速冷却のプロセスのために厳しく抑制されることがわかっている。従って、適切な合金成分設計を有する溶接フィラーワイヤを見つけてこの問題を処理することは、重要であり、且つ緊急を要する。析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の融接用金属はんだを開発する際に直面する課題は、そのような析出硬化型アルミニウム合金が融接時に直面する問題と類似するため、析出硬化型アルミニウム合金が融接で発生する重大な問題を調査研究することは、我々に過去の経験よりインスピレーションを取得させるものである。

多くのアルミニウム合金の中で、析出硬化型アルミニウム合金７０７５（ＡＡ７０７５）は、その優れた比強度(specific strength)、破壊特性、及び高い成形性のために、航空業界及び軍隊によって最も好まれている。ＡＡ７０７５には通常、さまざまな合金元素が含まれており、その化学成分の範囲は次のとおりである。アルミニウム‐（５～６．５）亜鉛‐（１．６～２．９）マグネシウム‐（１．２～２．０）銅‐（０～０．３）マンガン‐（０～０．２８）Ｃクロム‐（０～０．５）鉄‐（０～０．１５）チタン‐（０～０．４）ケイ素（Al-(5-6.5)Zn-(1.6-2.9)Mg-(1.2-2.0)Cu-(0-0.3)Mn-(0-0.28)Cr-(0-0.5)Fe-(0-0.15)Ti-(0-0.4)Si）。ＡＡ７０７５アルミニウム合金の理想的な機械的特性を得るために、最も広く使用されている熱処理方法はＴ６及び／又はＴ６５１である。Ｔ６は、熱処理された合金に一般的に使用される熱処理コードであり、面心立方構造（face-centered-cubic, FCC）を有するα－固溶体相領域での溶体化熱処理と、その後の急速焼入れによる室温までの降温、及びその後の手動時効（artificial aging）処理の工程を含む。ＡＡ７０７５アルミニウム合金の場合、Ｔ６の最も一般的な人工時効処理は、１１０～１２０℃で１６～２４時間の時効処理である。別のコードＴ６５１は、Ｔ６処理後、製品に対して更に応力緩和(stress relief)を行っている。ＡＡ７０７５アルミニウム合金の析出硬化工程は、一定の温度で一定期間時効処理した結果によって変化し、その内容は次のように要約される。過飽和α‐固体溶液（supersaturated α-solid-solution)→ＧＰ領域 (GP zones)→安定η’-相(metastable η’-phase)→平衡η-相(equilibrium η-phase)。ＧＰ領域と面心立方構造のα－ベースは、完全にコヒーレントであり、η’析出物とα‐ベースは、セミコヒーレントであるが、両者何れもアルミニウム結晶粒子中に形成されている。この合金システムでは、ベースと完全にコヒーレント（又はセミコヒーレント）であるという特性により、均一に分布したナノオーダーのＧＰ領域とη’析出物が、時効硬化と強化を引き起こす主な要因である。正確な値は詳細な成分によって異なるが、標準のＴ６及び／又はＴ６５１で処理されたＡＡ７０７５アルミニウム合金の典型的な降伏強度、極限引張強度、伸び率及び硬度は、それぞれ４５９～５３９メガパスカル、５１０～５９７メガパスカル、８．５～１４．６％、及び１５７～１８０ビッカース硬さである。

時効処理時間を延長するか、時効処理温度を上げる（過時効overagingなど）は、η析出物の平衡を促進し、分散相粒子（dispersoids）／ベース間の界面、及び粒界で非均一相に形成され、代価としてＧＰ領域とη析出物が消失する。η析出物は、粗くなるだけでなく、ベースとコヒーレントではなくなるため、過時効は必然的に硬度、機械的強度、及び展延性の大幅な低下を招く。しかし、過去数十年において、析出硬化型ＡＡ７０７５アルミニウム合金の融接に関する広範な研究開発にもかかわらず、例えば、溶融領域の顕著な強度（硬度）減損、溶接ビード方向及び溶融領域／溶接熱影響領域の界面に沿って発生する凝固亀裂、液化亀裂、多孔性(porosity)などの問題を徹底的に解決する方法は見つかっておらず、これらは、従来の融接を使用してＡＡ７０７５アルミニウム合金を溶接するときに発生するいくつかの一般的な問題である。以下では、自動溶接及び／又は異種材料で作られたいくつかの最近公開された代表的な溶接フィラーワイヤ関連の研究で言及される、これらの問題を如何に処理するかの最新の進展を簡単に要約する。

上記のように、標準のＴ６及び／又はＴ６５１処理の後、ＡＡ７０７５アルミニウム合金母材のベースには、高密度のナノオーダーＧＰ領域とη析出物が含まれる。ただし、自動溶接及び／又は異質材料溶接フィラーワイヤ（例えば、ＥＲ５３５６（アルミニウム‐（４．５～５．５ｗｔ。％）マグネシウム、ＥＲ４０４３（アルミニウム‐（４．５～６．０ｗｔ。％）シリコン、ER5356 (Al-(4.5-5.5 wt.%)Mg, ER4043 (Al- (4.5-6.0 wt.%)Si）の使用の何れも、融接後、溶融領域の微細組織は、一般に、典型的なデンドライト状結晶構造に、共晶領域及び硬化ナノオーダーＧＰ領域（hardening nano-sized GP zones）内の少量の大きな共晶析出物（例えば、フレーク層状のηＭｇ（ＺｎＣｕＡｌ）_２及びθ（Ａｌ_２Ｃｕ））を加え、元々母材中に存在したη’析出物は、溶融領域内に完全に溶解する。その中で、溶接熱影響領域内の硬化ＧＰ領域とη’析出物も溶解するか、硬くないη’析出物に変換される。その結果、溶接後状態(as-welded condition)の溶接部材の溶融領域と溶接熱影響領域が大幅に軟化し、その硬度はそれぞれ元の母材の硬度の５０～６７％と６７～８７％のみとなる。明らかに、溶融領域の軟化度は、溶接熱影響領域よりも顕著である。同時に、融接過程中の合金元素の再分布のために、溶接後の熱処理は明らかに合金の微小偏析(micro-segregation)の状況を効果的に改善することができない。従って、溶接後の状態と溶接後の時効状態では、溶接溶融領域が依然として最も脆弱な領域である。また、入力高熱による熱応力（thermal stress）と凝固収縮(solidification shrinkage)により、自生融接（autogenous fusion welding）期間では、溶接領域内に凝固割れが常に検出される。この点で、凝固亀裂の発生を減らすために、合金の易亀裂性（crack sensitivity）を下げるためにフィラー材料がしばしば使用される。ただし、異質なフィラー材料を使用して合金の易亀裂性を下げると同時に、ＡＡ７０７５アルミニウム合金に元々存在していた強化合金物質の濃度も低下した。その結果、溶接後状態時の合金の強度（又は硬度）が大幅に低下するだけでなく、溶接後の熱処理に対する合金の反応性も悪化し、融接線(fusion line)（例えば隣接する溶融領域／溶接熱影響領域の境界箇所）の近くに、液化亀裂及び孔などのさまざまな欠陥が現れる。従って、融接に伴う上記の３つの大きな障害により、溶接後状態のＡＡ７０７５アルミニウム合金の引張試験はほとんど行われない。実際、最近（２０１９年）まで、析出硬化型ＡＡ７０７５アルミニウム合金は、従来の融接方法では溶接できない合金と見なされていた。

ＡＡ７０７５アルミニウム合金の融接時に引き起こされる亀裂の問題にさらに対処するために、研究者は最近（２０１９）２つの調査報告書を提出している。イペコグル(Ipekoglu)とケン(Cam)は、ＥＲ５３５６溶接フィラーワイヤと冷間金属溶着ガスメタルアーク溶接法（cold metal transfer GMAW, CMT-GMAW）を使用し、厚さ２ｃｍのＡＡ７０７５～Ｔ６合金プレートを溶接する。冷間金属溶着プロセスの主な特徴は、材料堆積の制御性と低入熱であるため、高温割れの形成が抑制される可能性があると推測される。しかし、亀裂は消えたものの、研究者たちは溶融領域に大きな孔(large pores)の出現を観察した。さらに、溶融領域でのナノオーダーＧＰ領域とη析出物は完全に溶解し、溶接熱影響領域での析出物はη’→ηの変化を持つことも観察される。その結果、合金の降伏強度、極限引張強度、伸び率、及び硬度は、それぞれ５３９メガパスカル、５９７メガパスカル、１４．６％、及び１７５ビッカース硬さから、測定不能（例えば、降伏強度なし）、３１２メガパスカル、０．０３％、及び６５ビッカース硬さ（母材のわずか３７．１％）まで下がっている。溶接部材に出現した多数の大きな孔は、脆性破壊（brittle fracture）の原因であると一般に考えられている。このため、冷間金属溶着法は融接による亀裂を修復することはできるが、この方法には孔形成の問題があり、展延性（伸び率）が大幅に低下し、深刻な軟化の問題を引き起こし、依然として解決が期待されている。

一方、２０１９年にソコロク等（Sokoluk et al.）は、ＡＡ７０７５合金を溶接するために新しく開発された溶接フィラーワイヤを使用した。これは、約１．７体積％のチタン炭化物（ＴｉＣ）ナノ粒子（サイズは約４０～６０ナノメートル）がＡＡ７０７５合金（アルミニウム‐６．４亜鉛‐３．２マグネシウム‐１．２銅‐０．１５クロム）（Al-6.4Zn-3.2Mg-1.2Cu-0.15Cr）内に混合されている。彼らの報告によると、溶接フィラーワイヤにチタン炭化物ナノ粒子を添加すると、明らかに次の非常に重要な特性が発生する。（１）アーク溶接後の凝固工程期間に、チタン炭化物ナノ粒子が出現すし、前面の凝固が大幅に遅くなり、デンドライト状結晶粒の生長速度が低下する。この遅いデンドライト状結晶粒の生長速度により、溶融領域に発生する凝固微細組織は、通常の融接後に一般的に見られる方向性のある長いデンドライト状結晶粒ではなく、微細な球状粒子になる。（２）凝固工程期間中、チタン炭化物ナノ粒子はマグネシウム（亜鉛、銅、アルミニウム）_２の第２相（共晶）に留まる。その結果、共晶領域に存在する第２相のサイズ、形状と分布が効果的に改善される。方向性のあるデンドライト状結晶粒の生長が出現しないこと及び共晶領域内の第２相の改善のため、ＡＡ７０７５合金の高温割れ感受性(hot cracking susceptibility)を完全に排除できる。チタン炭化物ナノ粒子で処理された溶接フィラーワイヤは、２つの克服できない課題、即ち、高温割れや多孔性など、ＡＡ７０７５合金の７０年以上の融接中に遭遇した問題を解決しているようである。これらの驚くべき結果は、ＡＡ７０７５合金の融接における前例のない突破であると言われ、同時にＡＡ７０７５合金を溶接可能な合金にしているようである。しかし、この研究では、引張試験の結果は、溶接後状態での溶接部材の極限引張強度と伸び率が、それぞれ３９２メガパスカルと１．５％に過ぎないことを示している。しかし、４８０℃での溶体化熱処理と１２０℃で１９時間の人工時効処理の後、溶接後熱処理の極限引張強度と伸び率は、それぞれ５５１ＭＰａと５．２１％まで改善されている。溶接後状態の溶接部材と溶接後の熱処理を受けた溶接部材の伸び率の値（それぞれ１．５％と５．２１％）は、明らかに、両者は母材Ｔ６‐ＡＡ７０７５の典型的伸び率（～８．５～１４．６％）よりはるかに低くなっている。さらに、注意すべき点として、この研究では、溶接後状態の溶接部材と溶接後の熱処理を受けた溶接部材の降伏強度については言及されていない。本研究で述べた溶融領域の微細組織では、明らかに溶接後状態の溶接部材と溶接後熱処理を施した溶接部材の両方の溶融領域が何れも大部分のα‐デンドライト状結晶（α-dendrites）及びいくつかの少量の共結晶から組成されている。さらに重要なこととして、溶融領域のデンドライト状結晶セルには析出物がない。上記の析出硬化型合金強化メカニズムに基づいて、溶融領域のほとんどの領域は、析出物が乏しく、必然的にこの領域の深刻な軟化につながり、同時に溶接部材の降伏強度に大きく影響する。従って、明らかに、溶融領域の軟化、凝固割れ、液化割れ、孔の形成などの一般的な問題がまだあるため、析出硬化型ＡＡ７０７５アルミニウム合金の溶融と溶接は依然としてこの分野で最も困難な任務である。

ただし、上記の特定のケースにより、適切な合金設計の溶接フィラーワイヤが、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の溶接に不可欠であることを強く提案される。本発明が開示する以下の実施形態は、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の融接時、すべての未解決の問題が、溶接フィラーワイヤの化学組成成分を適切に設計することによって同時に解決できることを明確に示している。即ち、本発明が開示する溶接フィラーワイヤを使用することにより、溶接後状態の溶接部材は、その溶融領域で優れた硬度、強度（特に降伏強度）、及び展延性を得ることができ、その領域に凝固亀裂、液状化亀裂、及び孔を形成することがない。

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従来技術で述べたように、析出硬化（又は時効硬化）は、展延性を有する合金の降伏強度及び硬度を改善するための最も効果的な手段の１つである。一般的に言えば、例えば、最強のＡＡ７ｘｘｘ系のアルミニウム合金（ＡＡ７０７５）、析出硬化ステンレス鋼、及び析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金などの析出硬化（又は時効硬化）型合金は、溶体化熱処理後、焼入れ処理及び最適時効処理を経た後、高密度ナノオーダーの析出物がベースにコヒーレント（又はセミコヒーレント）に形成されるため、合金の降伏強度と硬度が大幅に改善されるが、展延性は深刻に減損しない。しかしながら、本発明の背景の従来技術に記載されているように、以前の時効処理のためにベースに存在し、強化効果を有するナノオーダー析出物は、すべて融接時に完全に溶解する。融接後、溶接後状態の溶融領域の典型的な微細組織は、大多数のデンドライト状結晶セル（デンドライトセル）といくつかの少量の共晶領域で構成される。さらに重要なこととして、デンドライト状結晶セルには析出物がない。その結果、融接は必然的に溶融領域の深刻な軟化を招く。また、溶融領域は高温割れ反応（例えば、凝固亀裂や液化亀裂）の影響を最も受けやすい領域であり、同時に孔が形成される。当業者にとって、これらの３つの主要な問題は、析出硬化合金を融接する時に克服すべき障害であり、克服できないものでないが、極めて困難な課題でもある。

同様に、溶体化熱処理、焼入れ処理、及び時効処理後、高密度強化作用を有するナノオーダーκ‐炭化物は、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金のオーステナイト鉄ベース内に形成される。高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、オーステナイト鉄ベース内に析出するため、合金の強度（特に降伏強度）と硬度が大幅に向上するが、展延性が大幅に低下することはない。ただし、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガンアルミニウム‐炭素合金の融接過程では、他の析出硬化型合金に類似し、溶融領域の深刻な軟化、高温割れ効果（例えば、凝固割れや液化割れ）の影響を受ける領域及び孔などの問題に直面し、何十年もの間解決が期待されている。２０１７年に、モーン（Ｍｏｏｎ）等は、（析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン－アルミニウム－炭素合金）炭素含有量が高いと、自動車構造の溶接にとって困難になると同時に、合金のより幅広い応用に大きな障害となることを指摘している。２０１７年、ハウエルとガース(Howell and Gerth)の研究でも、現在まで、この種の（析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金）プレートの溶接に正式に使用されているものはまだないことが指摘されている。２０１８年、セベック（Sebeck）等はさらに、「この種の合金（析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金）の高マグネシウム含有量は、溶接工程にとって大きな課題であり．．．例えば、溶接フィラーワイヤの互換性は限られる．．．」と指摘している。２０１８年、エバンス（Evans）等は「オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金を析出硬化させるための特殊な金属はんだを開発する必要がある」と呼びかけている。上記の点から、依然としてこの分野の一般的な共通認識であると考えられる。

析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金で融接時に遭遇するこれらすべての未解決の問題を克服するために、本発明者は、材料研究方面における鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の設計と技術開発の数十年の実務経験に基づき、溶接フィラーワイヤの設計について多くの実験を行って、この革新的な発明を提出している。

本発明の特色は、以下である。
本発明が開示する析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤを使用する時、本発明者は、以下の溶接後状態における溶接領域の微細組織、及び溶接ビード（welding bead）の特性を開示しており、これら特性は、前例がないだけでなく、溶融領域の軟化と高温割れの問題を完全に解決することができる。
（１）溶接後状態では、デンドライト状結晶セルに高密度のナノオーダーκ‐炭化物（約３～５ナノメートル）が存在し、この独特の構造は、本発明が開示する最も注目すべき特色である。従来技術に記載されるように、融接後、溶接後状態の融接領域は、優れた硬度と強度、特に降伏強度を有し、最適化された時効処理によって炭素含有量が１．２重量％未満の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金と比較して、同等かそれ以上である。この結果は、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガンアルミニウム炭素合金（例えば、ＡＡ７０７５析出硬化型アルミニウム合金、析出硬化型ステンレス鋼、析出硬化型鉄‐マンガン－アルミニウム－炭素合金等）の融接に関連する従来技術で言及されている結果とはまったく異なる。従来の技術では、析出硬化型炭素合金は、融接後、常に母材に元々存在していたナノオーダーの析出物の高密度強化（又は硬化）が完全に溶解する。溶接後状態では、溶融領域の微細組織は主に、大部分のデンドライト状結晶セルと少数の共晶領域から構成される。更に自明であることとして、溶接後状態の溶融領域のデンドライト状結晶セル内では、析出物が観察されず、これが溶融領域の深刻な軟化を引き起こしている。
（２）溶接後状態では、溶融領域のオーステナイト鉄粒では、デンドライト状結晶セルの先端にナノオーダーκ‐炭化物が存在し、凝固中のデンドライト状結晶セルの生長を遅らせる。その結果、柱状オーステナイト鉄粒に形成されるオーステナイトデンドライト状結晶セル(austenite dendrite cells)の長さと間隔は、それぞれ約２０～３０マイクロメートル、約５～１０マイクロメートルに過ぎず、融接を経たＡＡ７０７５アルミニウム合金やその他の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金で観察されるようなものではない。融接後、これらの合金の溶融領域の微細組織には、通常、大部分が長いタイプ（２００～３００マイクロメートルを超える）の一次デンドライト状結晶が含まれている。さらに、共晶領域に存在するナノサイズ（約６～１０ナノメートル）κ‐炭化物の量は、以前の研究で融接処理を経て、炭素含有量が１．２９重量％未満の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金内で観察された炭化物の量よりもはるかに多くなっている。
（３）適切な量のチタン、ニオブ、及びバナジウムを溶接フィラーワイヤに添加した溶接後状態において、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に存在する高密度ナノオーダーκ‐炭化物に加え、共晶領域には、チタンを豊富に含むチタン炭化物（Ti-rich Ti-carbides）、ニオブを豊富に含むニオブ炭化物(Nb-rich Nb-carbides)、バナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物（V-rich V-carbides）が大量に形成される。これらの炭化物は、オーステナイト鉄と同じ展延可能な面心立方構造（ＦＣＣ）を有する。さらに、これらの炭化物の硬度は非常に高く、約２０００～３５００ビッカース硬さに達する。従って、溶接後状態での溶融領域の硬度は大幅に増加するが、展延性は大幅に低下しない。
（４）溶接後状態では、溶融領域に存在するすべての相（phase）は、ベース（オーステナイトデンドライト状結晶セルに共晶領域を加えたもの）及び全ての各種析出物（κ‐炭化物、チタンを豊富に含むチタン炭化物、ニオブ炭化物を豊富に含むニオブ炭化物、及びバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物）を含み、何れも展延可能な面心立方構造（ＦＣＣ）を有する。さらに、全てのタイプの析出物のサイズは約３～１０ナノメートルのみである。従って、溶接物の引張試験結果は、溶接後状態の溶融領域において優れた展延性を有することを示している。
（５）本発明が開示する溶接フィラーワイヤを使用することによって、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の融接過程において、しばしば遭遇する高温割れ及び孔の問題（凝固及び液化亀裂など）を完全に解決することができる。これらの高温割れ及び孔は、溶接ビード、溶融領域、及び／又は溶融領域／溶接熱影響領域との境界面近くの領域にしばしば出現する。

本発明が開示する溶接フィラーワイヤを使用することにより、溶融領域の微細組織は上記の特色を有し、融接を経て、溶接後状態の溶接物は、その溶融領域に高硬度、高強度（特に降伏強度）及び高い展延性を有する。例えば、本発明で得られた展延性溶融領域の平均微小硬度値の範囲は、３６５～４６５ビッカース硬さであり、従来技術の内容に記載の熱間圧延、溶体化熱処理、焼入れ処理、及び５５０～６００℃で最適化された時効処理を経た後の鉄‐（１７．４５～３５）マンガン‐（７．１～１２）アルミニウム‐（０．７～１．２）炭素（Fe-(17.45～35)Mn-(7.1～12)Al-(0.7～1.2)C）の平均微細硬度値（３５０～４００ビッカース硬さ）に比較してはるかに大きくなっている。

溶接後状態の溶融領域の微細組織特性と溶接ビードに上記の各種特性を持たせるという目標を達成するために、本発明は全面的な調査を行い、多数の実験と分析によって、この革新的な溶接フィラーワイヤの合金設計を調整し、合金の各種融接パラメータを変更している。本発明によると、各合金元素の化学組成成分の範囲は次のとおりである。マンガン（２３～３４重量％、好ましくは２４～３２重量％）、アルミニウム（７．５～１１．５重量％、好ましくは８．０～１１．０重量％））、炭素（１．３５～１．９５重量％、好ましくは１．４０～１．９５重量％）、チタン（０．０～２．５重量％、好ましくは０．１～２．５重量％）、ニオブ（０．０～３．０重量％、好ましくは０．１～３．０重量％）、バナジウム（０．０～２．５重量％、好ましくは０．１～２．５重量％）、チタン、ニオビウム及びバナジウムの合計値（０～３．０重量％、好ましくは０．１～３．０重量％）；そして残りは鉄である。上記の本発明の開示する溶接後状態の溶融領域で得られた新しい特性と前例のない特色が如何に得られるかについては、主に要因は、各合金元素の個々の効果の詳細な研究によるものであり、更なる関連詳細は、次のとおりである。
（１）マンガン：マンガンは強力なオーステナイト鉄安定化元素であり、展延性の面心立方構造相を維持する上で最も重要な役割を果たす。従来の研究から、マンガン含有量が１７．５重量％を超える鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金が、熱間圧延、溶体化熱処理、及び焼入れ処理後に、従来技術内容に記載されているように、室温で完全なオーステナイト鉄微細組織を有することが実証、確認されている。しかし、本発明の実施例９では、融接を経て、溶接後状態でマンガン含有量が２０．１重量％の溶接フィラーワイヤは、溶接ビードの溶融領域に大量のフェライト相（ferrite phase）が存在し、その構造は体心立方(body-centered-cubic, BCC)である。溶接後状態で溶融領域に完全なオーステナイト鉄の微細組織を得るには、溶接フィラーワイヤ内のマンガン含有量が２２重量％を超えている必要がある。従って、本発明に開示する溶接フィラーワイヤにおいて、マンガンの濃度は、約２３～３４重量％、好ましくは約２４～３２重量％の範囲に設定される。
（２）アルミニウム：アルミニウムは、（Ｆｅ、Ｍｎ）_３ＡｌＣ炭化物（κ-炭化物）を形成する主要な元素の1つである。従来技術の内容で述べたように、κ‐炭化物は、析出硬化型鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の性質を強化する上で最も重要で効果的な成分である。従って、溶接フィラーワイヤ内のアルミニウム含有量は、本発明の最も独特な特性を誘発する上で重要な役割を果たす。即ち、融接を経て、溶接後状態では、溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルに高密度のナノオーダーκ‐炭化物が存在する。本発明は、アルミニウム濃度の異なる一連の溶接フィラーワイヤを設計すると同時に、これらの溶接フィラーワイヤに全面的な観察と分析を実施した。結果は、アルミニウム濃度が７．０重量％未満の場合、溶接後状態では、溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルにκ‐炭化物が形成されないことを示している。溶接フィラーワイヤ中のアルミニウム濃度が７．５重量％以上に増加すると、溶接後状態で、溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルに高密度のナノオーダーのκ‐炭化が容易に観察される。ただし、溶接フィラーワイヤ内のアルミニウム濃度が１２重量％に達すると、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域内に形成される高密度ナノオーダーκ‐炭化物に加えて、アルミニウムが豊富に含まれる粒子（Al-rich particles）が溶融領域のオーステナイト粒界に現れる。オーステナイト鉄粒界に存在するアルミニウムを豊富に含む二次相が、鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の展延性を著しく低下させることはよく知られている。本発明の実施例８では、溶融領域のオーステナイト鉄粒界に形成されたアルミニウムを豊富に含む粒子が、溶接過程において凝固亀裂の形成を引き起こすことがさらに観察された。明らかに、本発明の溶接フィラーワイヤのアルミニウム濃度は７．５～１１．５重量％の範囲、好ましくは８．０～１１．０重量％の範囲に制限されるべきである。
（３）炭素：炭素は明らかに鉄-マンガン-アルミニウム炭化物（（Ｆｅ、Ｍｎ）_３ＡｌＣ、κ－炭化物）を形成する主要な元素の1つである。上記のアルミニウムと同様に、溶接フィラーワイヤの炭素含有量も本発明の最も独特な特性の形成に重要である。即ち、融接を経て、溶接後状態では、溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルに高密度のナノオーダーκ‐炭化物が存在する。本発明は、炭素濃度の異なる一連の溶接フィラーワイヤを設計すると同時に、これらの溶接フィラーワイヤの全面的な観察と分析を実施した。結果は、アルミニウム濃度が１．３０％未満の場合、溶接後状態では、溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルにκ‐炭化物が形成されないことを示している。溶接フィラーワイヤ内の炭素濃度が増加すると、溶接後状態では、１．３５重量％を超え、溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルに高密度のナノオーダーκ‐炭化物が容易に観察される。しかし、溶接フィラーワイヤ中のアルミニウム濃度が２．１重量％を超えると、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に形成された高密度ナノオーダーκ‐炭化物に加えて、より粗いκ‐炭化物が溶融領域のオーステナイト鉄粒界に現れる。オーステナイト鉄粒界に存在するより粗いκ‐炭化物とそれに関連する非析出領域（precipitation-free zones）が、鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の展延性に深刻な悪影響を与えることはよく知られている。本発明の例７では、炭素含有量が２．２重量％の溶接フィラーワイヤの場合、溶接工程に関連するパラメータを慎重に調整し、各種異なるパラメータの組み合わせ値を使用したにもかかわらず、結果は、依然として合金が溶接ビード内で深刻な凝固高温割れを発生した。従って、本発明溶接フィラーワイヤの炭素含有量は、約１．３５～１．９５重量％の範囲、好ましくは約１．４０～１．９５重量％の範囲に制限されるべきである。
（４）チタン、ニオブ及びバナジウム：チタン、ニオブ及びバナジウムは非常に強力な炭化物形成元素（strong carbide-forming elements）である。本発明はまた、本発明の開示する溶接フィラーワイヤにこれらの元素を添加することによる、溶接後状態の溶接部材の溶融領域の微細組織と特性への影響を調査した。結果は、溶接フィラーワイヤに適量のチタン、ニオブ及びバナジウムを添加することにより、溶接後状態の溶融領域の微細組織は、以下の顕著な特色を有することが分かった。（ｉ）オーステナイトデンドライト状結晶セル及びその共晶領域に高密度のナノオーダーκ‐炭化物を形成し、共晶領域に大量のナノオーダーのチタンを豊富に含むチタン炭化物、ニオブを豊富に含むニオブ炭化物、バナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物を形成する。（ｉｉ）これらの共晶炭化物（eutectic carbides）のサイズは、約６～１０ナノメートルのみである。（ｉｉｉ）これらの共晶炭化物は、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域で形成されるナノオーダーκ‐炭化物のように、すべて展延性のある面心立方構造を有する。（ｉｖ）これらの元素を追加すると、オーステナイトデンドライト状結晶セルのサイズが大幅に縮小される。（ｖ）これらのチタンを豊富に含むチタン炭化物、ニオブを豊富に含むニオブ炭化物、及びバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物は何れも非常に硬く（約２０００～３５００ビッカース硬さ）、これらの炭化物の存在は溶融領域に驚くべき強化（硬化）をもたらし、展延性は大幅に低下しない。ここで、特に強調すべきこととして、本発明の最も重要な特色は、溶融領域の降伏強度と硬度を高めることであり、この特色が成立する条件は、溶接後状態でオーステナイトデンドライト状結晶セル内に高密度のナノオーダーκ‐炭化物が存在することである。上記のように、溶接後状態で溶融領域のオーステナイトデンドライト状結晶セルに形成される高密度ナノオーダーκ－炭化物を得るためには、溶接フィラーワイヤの炭素含有量が１．３５重量％を超えなければならない。しかし、総合的実験結果は、１．３５重量％の炭素含有量の溶接フィラーワイヤに約１．０重量％のチタンを添加した場合、融接を経て、溶接後状態では、κ‐炭化物がオーステナイトデンドライト状結晶セル内に形成されていないことを示している。この場合、溶接後状態でオーステナイトデンドライト状結晶セルに形成される高密度ナノオーダーκ‐炭化物を得るためには、溶接フィラーワイヤ中の炭素含有量が１．５０重量％を超えている必要がある。さらに多くの実験により、溶接後状態でオーステナイトデンドライト状結晶セルに形成された高密度ナノオーダーκ‐炭化物を得るために、チタン、ニオブ及びバナジウムの合計含有量が３．５重量％を超える場合、溶接フィラーワイヤ内の炭素含有量が２．２重量％を超えている必要がある。しかし、その場合、凝固ビードに凝固高温割れがしばしば観察される。しかし、上記の本発明の新しい合金設計を使用することにより、得られる合金の溶融領域は、期待される独特の微細組織と、微小硬度、降伏強度、極限引張強度、及び展延性の優れた組み合わせ値を有する。即ち、これは、この合金設計が、機械的強度、特に降伏強度を促進し、溶接後状態で溶融領域の微小硬度を改善するという前例のない利点を有するとともに、依然として優れた展延性を保有することができることを証明している。
（５）クロム及びモリブデン：クロム及びモリブデンも非常に強力な炭化物形成元素である。本発明はまた、溶接後状態での溶融領域の微細組織に対する溶接フィラーワイヤへのクロムとモリブデンの添加の影響を調査した。調査によると、溶接フィラーワイヤにクロムとモリブデンを添加すると、マイクロメートルサイズの粗いモリブデンを豊富に含む炭化モリブデンとクロムを豊富に含む炭化クロムが生成され、溶接後に溶融領域のオーステナイト鉄粒界に形成される。同時に、溶融領域の粗い炭化物の周囲にはっきりと見える非析出領域があり、これは、溶接後の合金の展延性に悪影響を及ぼす。従って、本発明では、溶接フィラーワイヤにクロムとモリブデンを追加することは提案しない。

最後に、特に注意すべきこととして、本発明の実施形態で使用される母材は、熱間圧延された高炭素含有量（as-hot-rolled high carbon content）（炭素が１．５重量％を超える）の鉄‐マンガン‐アルミニウム－炭素合金である。融接前の母材の微細組織は、完全なオーステナイト鉄ベースと、オーステナイトベースに均一に分布した高密度のＬ’１_２構造を有するナノオーダーκ‐炭化物で構成される。興味深いことに、融接後、溶接部材の溶接熱影響領域と母材領域において、これらの高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、大きな変化は生じていない。言い換えれば、これらの高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、大幅な溶解又は粗大化の状況は出現しない。他の析出硬化型合金（例えば、ＡＡ７０７５）内では、融接後に炭化物の溶解又は粗大化が観察されることがよくある。従って、以下の本発明に開示する実施形態で説明するように、合金の溶接熱影響領域に顕著な軟化現象は出現していない。

本発明の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤは、溶融領域の軟化と高温割れの問題を解決することができる。

熱間圧延後の鉄‐２８．５マンガン‐９．０アルミニウム‐１．５５炭素母材（Fe-28.5Mn-9.0Al-1.55C）の透過型電子顕微鏡画像の明視野画像である；熱間圧延後の鉄‐２８．５マンガン‐９．０アルミニウム‐１．５５炭素母材（Fe-28.5Mn-9.0Al-1.55C）の透過型電子顕微鏡画像の選択領域の電子回折パターン、領域軸は［００１］、（ｈｋｌ：オーステナイト鉄；ｈｋｌ：κ‐炭化物）である。図（ａ）に示す領域と同じ領域から取得した（１００）_κ暗視野画像である。組成成分鉄‐２７．８マンガン‐９．１アルミニウム‐１．８６（Fe-27.8Mn-9.1Al-1.86C）溶接フィラーワイヤを使用して、炭素ガスタングステンアーク溶接工程によって得られた溶接ビードのマクロ画像である。溶接後の状態の溶接部材の走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域；ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材。挿入図は、図のマークされた領域の拡大画像を示している。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材に対して実行された微小硬度の試験圧痕（microhardness indentation）の走査型電子顕微鏡画像を示している。図（ｆ）に示す各測定点で測定された対応する微小硬度値を示している。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像であり、実線と白抜きの矢印は、それぞれオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域のκ‐炭化物を示している。溶融領域から取得した選択領域の電子回折パターンであり、領域軸は［００１］（ｈｋｌ：オーステナイト鉄；ｈｋｌ：κ‐炭化物）である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡及びＸ線エネルギー分散型分析装置（ＴＥＭ‐ＥＤＳ）の分析結果。引張試験前後の引張試験サンプルのマクロ画像を示している。ガスメタルアーク溶接及び鉄‐２８．２マンガン‐９．２アルミニウム‐１．７２炭素（Fe-28.2Mn-9.2Al-1.72C）溶接フィラーワイヤを使用して得られた溶接ビードのマクロ画像を示している。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）を示している。埋め込み図は、図にマークされた領域の拡大画像である。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材の微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図（ｃ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像である。実線と白抜きの矢印は、それぞれオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に分散するκ‐炭化物を指している。溶融領域から取得した選択領域の電子回折パターンであり、領域軸は［００１］、（ｈｋｌ：オーステナイト鉄ｈｋｌ：κ‐炭化物））である。溶接部材の溶融領域から得られた浸透電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析器の分析結果である。引張試験前後の引張サンプルのマクロ画像である。熱間圧延後の鉄‐２８．８マンガン‐８．９アルミニウム‐１．６２炭素（Fe-28.8Mn-8.9Al-1.62C）母材の透過型電子顕微鏡画像の明視野画像である。熱間圧延後の鉄‐２８．８マンガン‐８．９アルミニウム‐１．６２炭素（Fe-28.8Mn-8.9Al-1.62C）母材の透過型電子顕微鏡画像の選択領域の電子回折パターンであり、領域軸は［００１］、（ｈｋｌ：オーステナイト鉄ｈｋｌ：κ‐炭化物）である。図３（ａ）に示す領域と同じ領域から取得した（１００）_κ暗視野画像である。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）であり、溶接はガスタングステンアーク溶接による溶接、及び鉄‐２８．２マンガン‐１０．６アルミニウム‐１．６２炭素（Fe-28.2Mn-10.6Al-1.62C）溶接フィラーワイヤを用いた。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図３（ｅ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像である。実線と白抜きの矢印は、それぞれオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に分散するκ‐炭化物を指している。溶融領域から取得した選択領域の電子回折パターンであり、領域軸は［００１］（ｈｋｌ：オーステナイト鉄ｈｋｌ：κ‐炭化物）である。溶接部材の溶融領域から取得した浸透電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析器の分析結果である。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）、溶接は、ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐‐２９．５マンガン‐９．８アルミニウム‐１．４８炭素（Fe-29.5Mn-9.8Al-1.48C）溶接フィラーワイヤを用いた。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図４（ｂ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡と明視野画像である。溶融領域から取得した選択領域の電子回折パターンであり、領域軸は００１（ｈｋｌ：オーステナイト鉄ｈｋｌ：κ‐炭化物）である。溶接部材の溶融領域から取得した浸透電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）、溶接は、ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐３３．８マンガン‐１０．６アルミニウム‐１．３８炭素（Fe-33.8Mn-10.6Al-1.38C）溶接フィラーワイヤを用いた。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。は、図４（ｂ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像である。溶融領域から取得した選択領域の電子回折パターンであり、領域軸は［００１］（ｈｋｌ：オーステナイト鉄ｈｋｌ：κ‐炭化物）である。溶接部材の溶融領域から取得した浸透電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）であり、溶接は、ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐３１．８マンガン‐９．２アルミニウム‐１．２５炭素（Fe-31.8Mn-9.2Al-1.25C）溶接フィラーワイヤを用いた。挿入画像は、画像内のマークされた領域の拡大画像を示している。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図６（ｂ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。引張試験前後の引張サンプルのマクロ画像である。ガスタングステンアーク溶接と鉄‐３０．５マンガン‐８．９アルミニウム‐２．２炭素（Fe-30.5Mn-8.9Al-2.2C）溶接フィラーワイヤを使用して溶接した後の溶接ビードのマクロ画像を示している。溶接ビードの凝固亀裂に注意。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）を示している。挿入画像は、画像内のマークされた領域の拡大画像を示している。矢印は、オーステナイト鉄粒界に形成された粗いκ‐炭化物を指している。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像である。図７（ｃ）で「Ｋ」とマークされた粗いκ‐炭化物から取得し、その選択領域の電子回折パターン型であり、領域軸は［００１］、（ｈｋｌ：オーステナイトｈｋｌ：κ‐炭化物）である。粗いκ‐炭化物の透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。ガスタングステンアーク溶接と鉄‐３０．５マンガン‐１２．５アルミニウム‐１．５５炭素（Fe-30.5Mn-12.5Al-1.55C）溶接フィラーワイヤを使用して溶接した後の溶接ビードのマクロ画像を示している。溶接ビードの凝固亀裂に注意（矢印で示す）。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）を示している。矢印は、オーステナイト鉄粒界に形成されたアルミニウムを豊富に含む粒子を指している（αで示す）。離散的なアルミニウムを豊富に含む粒子の走査型電子顕微鏡及びＸ線エネルギー分散型分析装置（ＳＥＭ‐ＥＤＳ）の分析結果である。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）であり、溶接は、ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐２０．１マンガン‐８．５アルミニウム‐１．５２炭素（Fe-20.1Mn-8.5 Al-1.52C）溶接フィラーワイヤを用いた。矢印は、溶融領域に分散する離散フェライト相を示している（αで示す）。溶接部材の溶融領域にある透過型電子顕微鏡から取得した明視野画像である。離散的な脂肪鉄相はαで表され、丸で囲んでいるのは、フェライト／オーステナイトの境界に形成された粗いκ‐炭化物を示している。図９（ｂ）の丸で囲んだ領域の選択領域電子回折パターンである（ｈｋｌ：オーステナイト鉄、ｈｋｌ：κ‐炭化物、（ｈｋｌ）：フェライト）。オーステナイト領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。フェライト領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果である。熱間圧延後の鉄‐２９．３マンガン‐９．３アルミニウム‐１．７５炭素（Fe-29.3Mn-9.3Al-1.75C）母材の透過型電子顕微鏡画像の明視野画像である。熱間圧延後の鉄‐２９．３マンガン‐９．３アルミニウム‐１．７５炭素（Fe-29.3Mn-9.3Al-1.75C）母材の透過型電子顕微鏡画像の選択領域の電子回折パターンであり、領域軸は［００１］、（ｈｋｌ：オーステナイト鉄ｈｋｌ：κ‐炭化物）である。図１０（ａ）に示す領域と同じ領域（１００）_κ暗視野画像である。ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐２８．５マンガン‐９．３アルミニウム‐１．８２炭素‐１．６チタン（Fe-28.5Mn-9.3Al-1.82C-1.6Ti）溶接フィラーワイヤを使用して得られた溶接ビードのマクロ画像である。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像を示している（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図１０（ｆ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像である。矢印は、共晶領域に分散するκ-炭化物及びチタンを豊富に含むチタン炭化物（Ti-rich Ti-carbides）を指している。図１０（ｈ）の丸で囲んだ領域の選択領域電子回折パターン（ｈｋｌ：オーステナイト、ｈｋｌ：κ‐炭化物、（ｈｋｌ）：チタン炭化物）である。図１０（ｈ）の丸で囲んだ同じ領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。引張試験前後の引張サンプルのマクロ画像である。ガスメタルアーク溶接、及び鉄‐２９．５マンガン‐８．２アルミニウム‐１．５６炭素‐１．０ニオブ（Fe-29.5Mn-8.2Al-1.56C-1.0Nb）溶接フィラーワイヤを使用し、溶接を行って得られた溶接ビードのマクロ画像である。溶接後状態で溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像を示している（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図１１（ｃ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡、明視野画像である。矢印は、共晶領域に分散するκ-炭化物及びニオブを豊富に含むニオブ炭化物(Nb-rich Nb-carbides)を指している。図１１（ｅ）の丸で囲んだ領域から取得した選択領域電子線回折パターン（ｈｋｌ：オーステナイト鉄、ｈｋｌ：κ‐炭化物、（ｈｋｌ）：ニオブ炭化物）である。図１１（ｅ）の丸で囲んだ同じ領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。引張試験前後の引張サンプルのマクロ画像である。ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐３１．２マンガン‐９．８アルミニウム‐１．６５炭素‐１．２バナジウム（Fe-31.2Mn-9.8Al-1.65C-1.2V）溶接フィラーワイヤを使用し、溶接を行って得られた溶接ビードのマクロ画像である。溶接後状態の溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）を示している。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図１２（ｃ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像である。矢印は、共晶領域に分散するκ-炭化物とバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物（V-rich V-carbides）を指している。図１２（ｅ）の丸で囲んだ領域の選択領域電子回折パターン（ｈｋｌ：オーステナイト鉄、ｈｋｌ：κ‐炭化物、（ｈｋｌ）：バナジウム炭化物）。図１２（ｅ）の丸で囲んだ同じ領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。引張試験前後の引張サンプルのマクロ画像である。ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐３０．６マンガン‐９．２アルミニウム‐１．８８炭素‐０．８チタン‐１．０ニオブ（Fe-30.6Mn-9.2Al-1.88C-0.8Ti-1.0Nb）溶接フィラーワイヤを使用し、溶接を行って得られたに溶接ビードのマクロ画像である。溶接後の溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像を示している（ＦＺ：溶融領域、ＨＡＺ：溶接熱影響領域、ＢＭ：母材）。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図１３（ｃ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。溶接部材の溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像である。矢印は、共晶領域に分散するκ-炭化物、チタンを豊富に含むチタン炭化物、及びニオブを豊富に含むニオブ炭化物を指している。図１３（ｅ）で選択した領域と同じ領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。引張試験前後の引張サンプルのマクロ画像である。溶接後の溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域；ＨＡＺ：溶接熱影響領域；ＢＭ：母材）を示しており、溶接は、ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐２８．２マンガン‐１０．６アルミニウム‐１．６２炭素（Fe-28.2Mn-10.6Al-1.62C）溶接フィラーワイヤを用いた。母材は熱間圧延、溶体化熱処理及び焼入れを経た後、５５０℃で１２時間時効処理されたものであることに注意。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材で実行された微小硬度試験圧痕を示す走査型電子顕微鏡画像である。図１４（ｂ）の各測定点で測定された対応する微小硬度値である。引張試験前後の引張サンプルのマクロ画像である。溶接後の溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域；ＨＡＺ：溶接熱影響領域；ＢＭ：母材）を示しており、溶接は、ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐２８．２マンガン‐９．１アルミニウム‐１．５５炭素‐１．８モリブデン（Fe-28.2Mn-9.1Al-1.55C-1.8Mo）溶接フィラーワイヤを用いた。矢印は、オーステナイト鉄粒界に形成された粗いモリブデンを豊富に含むモリブデン炭化物(Mo-rich Mo-carbides)を指している。オーステナイト鉄粒界に形成された粗いモリブデンを豊富に含むモリブデン炭化物の走査型電子顕微鏡及びＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果である。溶接後の溶接部材から取得した走査型電子顕微鏡画像（ＦＺ：溶融領域；ＨＡＺ：溶接熱影響領域；ＢＭ：母材）を示しており、溶接は、ガスタングステンアーク溶接、及び鉄‐２９．３マンガン‐８．８アルミニウム‐１．５８炭素‐１．５クロム（Fe-29.3Mn-8.8Al-1.58C-1.5Cr）溶接フィラーワイヤを用いた。矢印は、オーステナイト鉄粒界に形成された粗いクロムを豊富に含む炭化クロム（Ｃｒを豊富に含むＣｒ炭化物）を指している。オーステナイト鉄粒界に形成された粗いクロムを豊富に含むクロム炭化物の走査型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散分析装置の分析結果である。

図面と合わせて、本発明の構造とその技術的特徴を説明するが、各図面は、本発明の構造的関係と関連機能を説明するためにのみ用いられ、各図面中の部材の寸法は、実際の割合に基づいて描かれるものではなく、本発明を制限するものではない。

以下では、本発明の革新的な特性を説明するために、選択した各好適実施形態を詳細に説明する。以下では、特に別途説明しない限り、本発明で調査した異なる組成成分を有する鉄‐マンガン－アルミニウム－炭素母材は、大気圧誘導炉(atmospheric induction furnace)内で作製される。保護アルゴン雰囲気(protective argon atmosphere)中、１１５０℃で２時間均質化(homogenized)した後、金属インゴットは、厚さ８０ｍｍから、厚さ８～１２ｍｍのプレートに熱間圧延され、水中で焼入れして室温まで降温させる。次に、熱間圧延したプレートを機械加工によって単一のＶ字型ジョイントに形成し、溝角度（groove angle）６０度の溶接ジョイント（welding joints）として使用する。溶接フィラーワイヤの準備は、設計された合金組成成分に基づき、空気誘導炉で完成する。溶融金属を鋳造して、８０ｍｍ×８０ｍｍ×１５００ｍｍの鋼型を形成する。次に、金属インゴットを１１５０℃に２時間加熱した後、直径約５ｍｍのコイルに熱間圧延し、酸洗い（(pickling）と冷間引抜き（cold drawing）を行って直径それぞれ約１．２、２．４及び３．２ｍｍの溶接フィラーワイヤを形成する。ガスメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ）又はガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）工程によって、融接を行い、シールドガス（shielding gas）として純粋なアルゴン又はアルゴンとヘリウム（Ｈｅ）の混合ガスを使用する。ガスタングステンアーク溶接及びガスメタルアーク溶接のシールドガスの典型的な流速は、それぞれ約１０及び１８リットル／分（liters/min）である。ガスメタルアーク溶接工程では、溶接フィラーワイヤの添加速度は約２００ミリメートル／分（mm/min）で、使用される電圧と電流はそれぞれ２２～２６ボルト（Ｖ）と１４０～１７０アンペア（Ａ）である。ガスタングステンアーク溶接工程の場合、使用される電圧と電流は、それぞれ１５～２０ボルトと１２５～２００アンペアであり、使用される溶接フィラーワイヤの直径に応じて決定される。全ての実施形態で行われる融接は、ルート開口（root opening）は約１ｍｍに維持される。光学顕微鏡（optical microscope, OM）、走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope, SEM）、及び透過型電子顕微鏡（transmission electron microscope, TEM）をそれぞれ使用して、溶接部材の微細組織を分析する。走査型電子顕微鏡サンプルの準備は、５％硝酸でエッチングする前に機械的に研磨される。透過型電子顕微鏡観察では、フィルムサンプルはツインジェット電解研磨機（twin jet electro-polisher）で作製し、使用される電解液の組成成分は酢酸６０％、エタノール３０％、過塩素酸１０％である。ユーザが必要な場合は、走査型電子顕微鏡又は透過型電子顕微鏡に取り付けられたＸ線エネルギー分散型分析装置（Energy Dispersive Spectrometer, EDS）を使用して、合金又はサンプルの組成成分を分析する。注意すべきこととして、Ｘ線エネルギー分散型分析装置を使用して原子番号が１０未満の元素（炭素など）を定量的に分析すると、結果の信頼性が低くなるため、結果が無視されることがよくある。引張試験用のサンプルは、米国試験及び材料管理局（ＡＳＴＭ）ＡＳＴＭＥ８標準（金属材料の引張試験の標準試験方法）に従って準備され、サンプルのゲージ長は２５ｍｍ、ゲージ幅は６．２５ｍｍ、厚さは４ｍｍである。引張試験は、室温下で行われ、インストロン社型番８５０１の万能試験機（Instron 8501 tensile testing machine）を使用し、６．７×１０^－４ｓ^－１のひずみ速度（strain rate）で試験を実施した。引張強度は０．２％のオフセットひずみ（offset strain）で測定される。ビッカース微小硬度測定(Vickers microhardness measurements)を使用して、溶接部材の各異なる溶融領域の硬さ、例えば、溶融領域、溶接熱影響領域、母材などで、その特徴を要約する。ビッカース硬さ試験では、１００グラム力（ｇｆ）の荷重が加えられ、荷重持続時間は１５秒とした。

＜例１＞
図１（ａ）は、透過型電子顕微鏡を使用し、熱間圧延後の鉄‐２８．５マンガン‐９．０アルミニウム‐１．５５炭素（Fe-28.5Mn-9.0Al-1.55C）母材を観察した明視野（bright field, BF）画像であり、高密度のナノオーダー（約３～５ナノメートル）の析出物がベースに均一に分布していることを示している。尚、図１（ａ）の矢印で示すように、転位箇所(dislocations)に存在する析出物のサイズがわずかに大きく（約５～８ナノメートル）、これは、これらの析出物が熱間圧延工程期間に形成されることを意味する。図１（ｂ）は熱間圧延後の母材であり、その選択領域電子回折パターン（selected-area diffraction pattern, SADP）は、これらの高密度ナノオーダー析出物がＬ’１_２構造の鉄マンガンアルミニウム炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ、κ炭化物、κ-carbides）であることを明確に示している。図１（ｃ）は、図１（ａ）と同じ領域の（１００）_κ暗視野（dark field, DF）画像であり、オーステナイト鉄ベースと転移に出現するκ炭化物を示している。この図は、本実施形態で使用されている母材の熱間圧延された微細組織が、高密度ナノオーダーのκ炭化物がその間に均一に分散した単相オーステナイト鉄であることを明確に示している。引張試験の結果、熱間圧延後の母材の降伏強度、極限引張強度、伸び率はそれぞれ９５２メガパスカル、１１００メガパスカル、及び５６％であった。

８０ｍｍ×８０ｍｍ×８ｍｍの寸法の２つの熱間圧延後の母材プレートを機械加工して、単一のＶ型凹溝突合せ溶接(V-groove butt weld)を形成する。本実施形態では、溶接フィラーワイヤの標準組成成分（nominal composition）は鉄－２７．８マンガン－９．１アルミニウム－１．８６炭素（Fe-27.8Mn-9.1Al-1.86C）であり、直径（Φ）約２．４ｍｍである。ガスタングステンアーク溶接工程によって融接を行い、純アルゴンをシールドガスとして使用した。図１（ｄ）は、溶接ビードのマクロ画像(macroscale image)であり、溶接後のサンプルの溶融領域に目視で確認できる凝固亀裂及び孔がないことを示している。

図１（ｅ）は、溶接後のサンプル内で溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材をカバーするある領域を示しており、典型的な走査型電子顕微鏡画像である。この図では、従来の融接析出硬化型鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金（炭素含有量が１．２９重量％以下、C≦1.29 wt.%）とは全く異なるいくつかの特性に気付くことができる。（ｉ）溶融領域には、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域からなる典型的な柱状オーステナイト鉄粒が存在することが明らかである。さらに重要なことに、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域には高密度のナノオーダーκ炭化物が存在する。これは、本発明によって初めて明らかにされた多くの顕著な特徴の１つである。従来の技術では、融接後の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金（炭素含有量が１．２９重量パーセント以下）は、一次又は二次オーステナイトデンドライト状結晶に、何れも析出物は観察されないことが示されており、共晶領域に少量の共晶κ炭化物が存在するのみであった。さらに、本例では、共晶領域に存在するナノオーダーのκ炭化物の量は、以前の研究で炭素含有量が１．２９重量パーセント以下の合金で観察された炭化物の量よりもはるかに多くなっている。（ｉｉ）図１（ｅ）から、柱状オーステナイト鉄粒には明らかな長い一次デンドライトがないことが明らかである。柱状オーステナイト鉄粒に形成されるオーステナイトデンドライト状結晶セルの長さ及び間隔は、それぞれ約２０～３０マイクロメートル及び約５～１０マイクロメートルである。明らかに、本例のオーステナイトデンドライト状結晶セルは大幅に微細化（refined）されている。これは、公知又は従来の融接でどこでも観察できるものとはまったく異なる。その中で、溶接後の溶接ビードの微細組織は常にはっきりと見える一次デンドライト状結晶で構成されており、デンドライト状結晶の長さは数百マイクロメートル（例えば、３００マイクロメートル以上）に達する。これらの差異をもたらす多くの要因を以下に説明する。図１（ｅ）の右上隅にあるマークされた領域の拡大画像に示されているように、オーステナイトデンドライト状結晶間に形成される微細な共晶κ炭化物以外に、各オーステナイトデンドライト状結晶セルの先端にも析出物があることが明確に分かる。融接後の凝固期間中、固液界面（solid-liquid interface）の安定性は、界面付近の熱状態と組成過冷却（constitutional supercooling）状態に依存し、溶接ビード内のデンドライト状結晶のサイズは、主に冷却速度と合金組成成分に依存する。この条件下で、組成過冷却のためにオーステナイトデンドライト状結晶セルの先端に現れる析出物は、凝固前線を遅くし、デンドライト状結晶セルの生長を効果的に妨げるようであり、従って図１（ｅ）内に開示される遥かに短いデンドライト状結晶セルが現れている。従って、溶接フィラーワイヤの組成成分は、本例で観察された短くて細いデンドライト状構造のより重要な要因であると考えられる。（ｉｉｉ）本例の溶融領域は完全なオーステナイト鉄相であるが、従来技術では、自生融接（autogenous fusion welding）後、溶接前に母材が完全なオーステナイトであっても、固化した微細組織にしばしば一定量のフェライト相が含まれる。さらに、図１（ｅ）は、溶接熱影響領域と母材領域で大きな微細組織の変化が観察されなかったことも示している。また、本例では、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域のκ炭化物のサイズと密度に識別可能な差異はなかった。従って、溶接熱影響領域では軟化現象はない。さらに、溶融領域、及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小亀裂(microcrack)や孔(porosity)の痕跡は観察されなかったことに注意する必要があり、これは、本発明の溶融溶接フィラーワイヤを使用することで凝固及び液化亀裂を大幅に排除できることを示しており、この２つは、何れも析出硬化型合金溶融過程でよく見られる問題である。図１（ｆ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域で実行された微小硬度測定を示している。各測定点で測定された対応する値を図1（g）に示す。図１（ｇ）に示すように、溶融領域の平均微小硬度（約４２５ビッカース硬さ）は、実際には溶接熱影響領域（約４１７ビッカース硬さ）及び母材面積（約４１２ビッカース硬さ）の平均微小硬度よりもわずかに大きくなっている。これは、融接後、溶融領域が常に最も弱い領域であるという常識とはまったく対照的である。ここで言及する価値があるのは、本例で使用される母材領域の熱間圧延後の微細組織は完全なオーステナイト鉄相であり、オーステナイト鉄ベースに均一に分散し、高密度のナノオーダーκ‐炭化物を有し、母材領域の微小硬度は、従来技術で説明したような、最適化された時効処理を施し、炭素含有量が１．２重量％以下の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の硬度（３５０～４００ビッカース硬さ）よりも大幅に大きい。

これらの前例のない結果につながる主な要因を完全に理解するために、溶融領域の微細組織のより詳細な分析を行う必要がある。透過型電子顕微鏡検査は、本例では、溶融領域のベースが完全なオーステナイト鉄相であり、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域のナノオーダー析出物が両方ともκ‐炭化物であることを示している。図１（ｈ）に示す例は、溶融領域から取得した明視野電子顕微鏡写真（BF(birhgt field) electron micrograph）である。本例では、オーステナイトデンドライト状結晶セルのκ‐炭化物（黒い矢印で示す箇所）と、関連する共晶領域のκ‐炭化物（白い矢印で示す箇所）を明確に示しており、そのサイズは３～５ナノメートル及びそれぞれ６～１０ナノメートルである。オーステナイトデンドライト状結晶セルの長さは約１００～３００ナノメートルである。これは、本発明の溶接フィラーワイヤの合金設計が、融接後の凝固過程中にデンドライト状結晶セルの前線の成長速度を効果的に抑制できることを示している。図１（ｉ）に示すように、選択領域の電子回折パターンは、溶接部材の溶融領域にオーステナイト鉄相とκ‐炭化物のみが存在することを確認している。また、図１（ｊ）に示すように、溶融領域から得られた、透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置（ＴＥＭ‐ＥＤＳ）の分析結果により、溶融領域の組成成分、鉄、マンガン、及びアルミニウムの含有量はそれぞれ６４．３％、２６．７％、及び９．０％であった。

引張試験は、本例で開示する溶接フィラーワイヤを使用して得られた溶接部材が優れた展延変形性（ductile deformation behavior）を有し、それらの降伏強度、極限引張強度、及び伸び率が約９４６メガパスカル、１０８６メガパスカル、及び４４％であることを示している。図１（ｋ）に引張試験前後のサンプルのマクロ画像を示す。明らかに、溶接部材は全体として、延性塑性変形（ductile plastic deformation）の典型的な特性を有する。特に、溶融領域も、塑性変形の典型的な特性が出現し、波形の表面、及び目視で確認できる伸びを有する。引張サンプルには、各種異なる機械的特性の領域（即ち、溶融領域と母材領域）が含まれているため、測定された降伏強度から溶融領域と母材領域の強度を直接推測することは通常困難である。それにもかかわらず、引張試験によって破壊されたサンプルの各領域の幅の変化から判断すると、溶融領域と母材領域の間の降伏強度の相対値を区別することが可能であり得る。例えば、母材領域の降伏強度が高い場合、引張応力が溶融領域の降伏強度を超えているが、依然として母材領域の降伏強度よりも低い場合、次に溶融領域は最初に塑性変形が出現し（例えば、長くなり薄くなるなど）、同時に幅が狭くなる（width reduction）現象が発生するが、母材領域は依然として弾性範囲（elastic regime）にあるため、その幅は変化せず、その逆も同様である。従って、溶融領域と母材領域の降伏強度が大きく異なる場合、引張試験後にサンプルが破壊される各領域において、ある程度の幅の変化があり、サンプルの辺縁は平行しない。対照的に、引張試験後に破壊されたサンプルの各領域の幅がほぼ同じであり、サンプルの辺縁が基本的に平行のままである場合、溶融領域と母材領域はほぼ同じ降伏強度を有すると合理的に推論することができる。事実、母材領域、溶接熱影響領域、及び溶融領域を含む領域全体の幅（図１（ｋ）で、それぞれｄ_ＢＭ、ｄ_ＩＮＴ、及びｄ_ＦＺとしてマークされる）は基本的に同じであり、この領域のサンプルの辺縁は平行のままであり、即ち、引張試験サンプルの溶融領域と母材領域の降伏強度はほぼ同じであることを示している。特に強調すべきこととして、本例の溶融領域に存在する並外れた降伏強度は、事実上、完全に予期するうちにある。高密度ナノオーダーκ‐炭化物（κ-carbides）の存在が材料の降伏強度を大幅に改善することはよく知られているが、展延性は大幅に低下せず、これは、多くの析出硬化型合金が優れた降伏強度及び伸び率の組み合わせ値を有する主な要因でもある。これはまさに図1（h）に見られる現象である。一方、図１（ｋ）では、母材領域の反対側領域のネッキング（necking）と最終破断（白い矢印が指す箇所）が発生していることが明確にわかり、溶融領域の極限引張強度が母材領域よりも大きく、これは、図１（ｇ）で説明したとおり、母材領域の硬度がわずかに低くなる現象と一致している可能性がある。

実際、オーステナイトデンドライト状結晶セルに存在する高密度ナノオーダーκ炭化物は、本例の溶融領域で得られた高硬度と高強度（特に降伏強度）をもたらすが、依然として高い展延性を維持できる主な要因であると考えられる。本例で説明されている溶融領域の微細組織は、間違いなく本発明の最も独特で前例のない特性であり、この特性は本発明が開示する溶接フィラーワイヤの新しい組成成分設計に由来する。

＜例２＞
本例の目的は、溶接フィラーワイヤ内の炭素含有量の変更が、溶接後の状態のサンプルの溶融領域の特性にどのように影響するかを明らかにすることである。本例で使用されている母材は、例１で使用されるものと同じである。ただし、本例では、ガスメタルアーク溶接工程を実施している。母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×１２ｍｍであり、機械加工後に単一のＶ型凹溝突合せ継手が形成される。２６ボルトの電圧と１４０～１７０アンペアの電流を使用して、ガスメタルアーク溶接工程を実行する。シールドガス（２５％アルゴン＋７５％ヘリウム）の流速は約１８リットル／分であり、溶接フィラーワイヤ添加速度は約２００ｍｍ／分である。本例で使用される溶接フィラーワイヤの標準成分は、鉄‐２８．２マンガン‐９．２アルミニウム‐１．７２炭素（Fe-28.2Mn-9.2Al-1.72C）であり、直径が約１．２ｍｍである。

図２（ａ）は、ガスメタルアーク溶接によって得られた溶接ビードのマクロ画像を示している。図２（ａ）から、溶接ビードは非常に滑らかな形状であり、溶接ビード全体に目視で確認できるマクロ亀裂及び孔がないことがわかる。図２（ｂ）は、溶接サンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、母材領域を含む領域の走査型電子顕微鏡画像を示している。例１に示した相と同様に、溶融領域は典型的な柱状オーステナイト鉄粒で構成され、同時に、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域には高密度のナノオーダーκ‐炭化物がある。図２（ｂ）の矢印と図２（ｂ）の右上隅の拡大画像で示されているように、共晶領域に形成された微細な共晶κ炭化物に加えて、各オーステナイトデンドライト状結晶セルの先端に存在するκ‐炭化物がある。これは、この溶融領域の微細組織が、例１で観察されたものと非常に類似した特性を有していることを示している。さらに、注意すべきこととして、溶融領域及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小亀裂及び孔の痕跡は観察されなかった。例１と同様に、図２（ｂ）は、融接工程も示しており、本例の溶接熱影響領域のκ炭化物の溶解と大幅な粗大化を引き起こさないようである。

図２（ｃ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域で実行されたビッカース微小硬度テストを示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図２（ｄ）に示す。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の平均微小硬度は、それぞれ約４１０ビッカース硬さ、４１２ビッカース硬さ、及び４１３ビッカース硬さである。明らかに、溶融領域と溶接熱影響領域の微小硬度は母材領域の微小硬度とほぼ同じであり、これは、溶融領域と溶接熱影響領域で大きな軟化現象は発生しないことを表しており、これは、図２（ｂ）で示されている独特の微細組織と一致しており、最も重要な強化成分である高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、融接後、基本的にこれら３つの領域で依然として完全なままである。

透過型電子顕微鏡を用いて溶融領域を調べたところ、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に大量のκ‐炭化物が形成されていることがわかった。図2（e）は典型的な例を示している。この透過型電子顕微鏡の明視野画像では、オーステナイトデンドライト状結晶セル（黒い矢印で示す箇所）及び共晶領域（白い矢印で示す箇所）に高密度のナノオーダーκ‐炭化物（約３～５ｎｍ）が分散していることがはっきりとわかる。例１（図１（ｈ））に記載された結果と比較して、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に形成されるκ－炭化物の密度はわずかに減少している。図２（ｆ）は、図２（ｅ）から取得した選択領域の電子回折パターンであり、溶融領域のベースが単一のオーステナイト鉄相であり、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域の両者内に存在する析出物がκ‐炭化物であり、規則的なＬ’１_２構造を有することが確認できる。図２（ｇ）は、溶融領域から得られた透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果であり、溶融領域の鉄、マンガン、及びアルミニウムの成分が約６３．４％、２７．５％、及び９．１％であることを明確に示している。

引張試験では、本例で開示した溶接フィラーワイヤで溶接した溶接部材も優れた展延性変形特性を有し、降伏強度、極限引張強度、及び伸び率はそれぞれ約９４２メガパスカル、１０７５メガパスカル、及び３６％であることがわかる。図２（ｈ）は引張試験前後のサンプルのマクロ画像である。明らかに、溶接部分全体には、延性塑性変形（ductile plastic deformation）という典型的な特徴がある。特に、溶融領域に屈曲した迂回破裂パターン（zig-zag weaving fracture pattern）と波形破面（corrugated fracture surface）が現れ、これは、展延変形特性である。さらに、興味深いことに、例１で説明したように、母材領域、溶融領域、及びそれらの間の界面を含む領域の幅（図２（ｈ）ではそれぞれｄ_ＢＭ、ｄ_ＦＺ、及びｄ_ＩＮＴで示す）が基本的に同じであり、サンプルがこの領域の辺縁で平行を維持することが観察でき、これは、引張試験サンプルの溶融領域と母材領域には、ほぼ同じ降伏強度を有することを示している。溶融領域の降伏強度が非常に高い主な要因は、例１で説明したとおりである。ただし、この場合、例１で観察された現象とは異なり、母材領域ではなく溶融領域にわずかなネッキングと亀裂があり、これは、母材領域と比較して、溶融領域がわずかに低い極限引張強度を有することを意味する。事実上、この現象と別の現象は、溶融領域の微小硬度値が母材領域（微小硬度値が約４１０ビッカース硬さ）と比較してわずかに低い（約４１０ビッカース硬さ）だけで一致している。例１及び例２に示した結果に基づいて、本発明が開示する組成成分設計を有する溶接フィラーワイヤを使用して溶接したサンプルは、融接期間の再溶融、合金元素の再分配、及び凝固を経て、何れも依然として明らかに優れた展延性、並外れた降伏強度及び微小硬度を有している。

＜例３＞
本例では、わずかに低い炭素含有量が溶接後状態のサンプルの溶融領域の特性にどのような影響を与えるかを調査した。本例では、熱間圧延を経て、標準組成成分が鉄‐２８．８マンガン‐８．９アルミニウム‐１．６２炭素（Fe-28.8Mn-8.9Al-1.62C）の母材が使用されている。図３（ａ）は、熱間圧延後の母材の透過型電子顕微鏡の明視野画像である。図３（ａ）から明らかなように、本例で使用されている熱間圧延母材の微細組織は、例１及び例２で使用されているものと非常に類似している。即ち、高密度のナノオーダーの析出物（約３～５ｎｍ）が、ベースと転位箇所（矢印で示す）に均一に分散している。図３（ｂ）は、熱間圧延後の母材の選択領域の電子線回折パターンであり、母材のベースが完全なオーステナイト鉄相であり、高密度ナノオーダー析出物が規則的なＬ’１_２構造を有するκ‐炭化物であることが明確に確認できる。図３（ｃ）は、図３（ａ）と同じ領域から取得した（１００）_κ暗視野画像であり、高密度ナノオーダーκ‐炭化物の出現を示している。透過型電子顕微鏡を用いた調査により、本例で使用されている熱間圧延母材の微細組織は、均一に分布した高密度ナノオーダーκ‐炭化物を含む単相オーステナイト鉄であることが示されている。引張試験は、熱間圧延後の母材の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率が、それぞれ９７５ＭＰａ、１１５２ＭＰａ、及び５０％であることを示した。

８０ｍｍｘ８０ｍｍｘ８ｍｍの寸法の２つの熱間圧延母材プレートを機械加工して、単一のＶ型凹溝突合せ溶接(V-groove butt weld)を形成する。溶接フィラーワイヤの標準組成成分（nominal composition）は、鉄‐２８．２マンガン‐１０．６アルミニウム‐１．６２炭素（Fe-28.2Mn-10.6Al-1.62C）であり、直径は約２．４ｍｍである。タングステンガスアーク溶接の各種パラメータは、例１で使用したものと同様である。図３（ｄ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む、溶接後のサンプルの典型的な走査型電子顕微鏡画像を示している。例１及び例２に見られるものと同様に、溶融領域には典型的な柱状オーステナイト鉄粒があり、これらはオーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域から構成される。同時に、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に分布する高密度ナノオーダーκ－炭化物の真の特性を観察することができる。ただし、例１（図１（ｅ））及び例２（図２（ｂ））と比較すると、本例のナノオーダーκ－炭化物の量はわずかに減少しているように見え、推測に基づき本例の溶接フィラーワイヤを用いた炭素含有量が比較的低くなっていると考えられる。さらに、注意すべきこととして、溶融領域、及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小亀裂及び孔の痕跡は観察されなかった。同時に、溶接熱影響領域、及び母材領域に元々存在していたナノオーダーκ－炭化物の密度は、明らかに溶接工程の影響を受けていない。

図３（ｅ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域にわたるビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図３（ｆ）に示す。溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の平均微小硬度は、それぞれ約４０２ビッカース硬さ、４１７ビッカース硬さ、及び４２０ビッカース硬さであることがわかった。明らかに、溶融領域での軟化はごくわずかである。本例では、理想的な時効処理を経て、炭素含有量が１．２重量％以下の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン－アルミニウム－炭素合金の微小硬度（３５０～４００ビッカース硬さ）（従来技術に記載のとおり）に比較し、本例の溶融領域の微小硬度は、依然として相当大きくなっている。

図３（ｇ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像である。例１（図１（ｈ））及び例２（図２（ｅ））に見られるものと比較すると、この図のナノオーダーκ‐炭化物の密度はわずかに低くなっている。図３（ｈ）に示す選択領域の電子回折パターンは、溶融領域の微細組織がオーステナイト鉄とκ‐炭化物で構成されていることが確認できる。図３（ｉ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果であり、溶融領域の鉄、マンガン及びアルミニウムは、それぞれ約６１．９％、２７．６％、及び１０．５％であることを示しており、溶接後状態でのサンプルの引張試験は、引張試験を経て破壊されたサンプルが溶融領域で大量の塑性変形を有し、ネッキング及び破壊が主に溶融領域で発生することを示している。一方、母材領域の変形量は比較的少ない。これは、溶融領域の微小硬度値（約４０２ビッカース硬さ）が母材領域（約４２０ビッカース硬さ）と比較して非常に低いという事実に起因する可能性がある。その結果、溶融領域に明らかな展延変形があり、上記の例と比較し、本例の総伸び率は、わずかに減少している。この溶接後状態のサンプルの溶接部材の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率は、それぞれ約９１６メガパスカル、１０３５メガパスカル、及び３３％である。

上記の結果から、本例の溶接部材の微細組織と結果として生じる機械的特性は、例１と２に見られるものと非常に類似していることが明らかである。

＜例４＞
本例では、使用される母材は、例３で使用されるものと同じである。本例で使用されている母材のサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×８ｍｍであり、機械加工されて単一のＶ型凹溝突合せ継手を形成している。溶接フィラーワイヤの標準組成成分は、鉄‐２９．５マンガン‐９．８アルミニウム‐１．４８炭素（Fe-29.5Mn-9.8Al-1.48C）であり、直径は約２．４ｍｍである。シールドガスとして純アルゴンを使用し、ガスタングステンアーク溶接により融接を行い、その溶接パラメータは、例１で用いたものと同様である。

図４（ａ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む、溶接後のサンプルの典型的な走査型電子顕微鏡画像を示している。明らかに、溶融領域の微細組織は、前の例１～例３で見られたものと非常に類似している。即ち、典型的な柱状オーステナイト鉄粒は、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域で構成されている。ナノオーダーκ‐炭化物がオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に密に分布していることは、依然として観察できる。ただし、本例で使用した溶接フィラーワイヤにより、その炭素含有量はさらに減少し、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に分散するナノオーダーκ－炭化物の量はわずかに減少しているようである。さらに、溶融領域及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小亀裂及び孔の痕跡は観察されなかったことは注目に値する。同時に、溶接熱影響領域と母材領域に元々存在していたナノオーダーκ－炭化物は、溶接過程において、その密度が明らかに影響を受けていなかった。図４（ｂ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域にわたるビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図４（ｃ）に示す。図４（ｃ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の平均微小硬度が、それぞれ約３８５ビッカース硬さ、４１４ビッカース硬さ、及び４１９ビッカース硬さであることを示している。溶融領域の微小硬度の低下は、本例で用いられる溶接フィラーワイヤの炭素含有量の低下によるものであると推測される。注意すべきこととして、前の各例で見られたように、融接によって引き起こされる明らかな軟化現象はなかった。

図４（ｄ）は、溶融領域の透過型電子顕微鏡から取得した明視野画像である。オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に存在するナノオーダーκ‐炭化物が明らかになっている。しかし、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に存在するナノオーダーκ‐炭化物を前記例１～例３で観察されるナノオーダーκ‐炭化物と比較すると、密度がわずかに低下していることは明らかである。図４（ｅ）に示す溶融領域から得られた選択領域の電子回折パターンは、溶融領域の微細組織が実際にオーステナイト鉄とκ‐炭化物で構成されていることが確認できる。図４（ｆ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果である。溶融領域の鉄、マンガン、及びアルミニウムは、それぞれ約６１．７％、２８．８％、及び９．５％であることがわかる。引張試験は、本例の溶接部材の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率が、それぞれ約８７５メガパスカル、１０１２メガパスカル、及び２９．８％であることを示している。詳細な検査を経た後、引張試験で破壊されたサンプルは、溶融領域での延性塑性変形の典型的な特性を有していることがわかった。ただし、溶融領域（約３８５ビッカース硬さ）と母材領域（約４１９ビッカース硬さ）の両者は、微小硬度に大きな差異があり（図４（ｃ）参照）、ほとんどすべての変形が溶融領域で発生し、溶接熱影響領域と母材領域では、変形量が比較的少ないため、全体の伸び率が低下している。それにもかかわらず、引張試験後、溶融領域に観察される深刻なネッキングは、波状表面及び屈曲破壊パターン(meandering fracture pattern)がなく、その溶接ビードが良好な展延性を有することを示している。

注意すべきこととして、本例の溶融領域の微小硬度（約３８５ビッカース硬さ）と、従来技術で説明した理想的な時効処理後に炭素含有量が析出硬化の１．２重量％以下であるオーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の微小硬度（３５０～４００ビッカース硬さ）は、両者の硬度が類似している。上記の走査型電子顕微鏡と透過型電子顕微鏡の結果から、本例で使用した成分組成を設計した溶接フィラーワイヤは、溶融領域において大多数の微細組織特性を保持していることが明らかであり、言い換えれば、この特性は、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に存在する高密度ナノオーダーκ‐炭化物を指している。従って、溶融領域は降伏強度と展延性の優れた組み合わせ値を有すると合理的に予期することができ、これは、本発明によって開示された新しい溶接フィラーワイヤの使用によるものである。実際、本例の溶接部材の測定された降伏強度（約８７５メガパスカル）と伸び率（約２９．８％）は、理想的な時効処理を経て、炭素含有量が１．２重量％以下の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金から測定される値（降伏強度：約６８０～９９０メガパスカル、伸び率：５５～２６％）と比較し、両者は非常に類似している。

＜例５＞
本例では、使用される母材は例１で使用されるものと同じである。本例で使用されている母材のサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×８ｍｍである。２つの母材プレートが機械加工されて単一のＶ型凹溝突合せ継手を形成する。本例で使用される溶接フィラーワイヤの標準組成成分は、鉄‐３３．８マンガン‐１０．６アルミニウム‐１．３８炭素（Fe-33.8Mn-10.6Al-1.38C）であり、直径は約２．４ｍｍである。シールドガスとして７５％アルゴンと２５％ヘリウムを使用し、融接にはガスタングステンアーク溶接を使用し、その溶接パラメータは例１で使用したものと同様である。

図５（ａ）は、走査型電子顕微鏡画像であり、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む溶接後のサンプルの微細組織を示している。前の例１～例４と同様に、溶融領域は典型的な柱状オーステナイト鉄粒で構成されており、多数のナノオーダーκ‐炭化物がオーステナイトデンドライト状結晶セルに均一に分散する特徴が依然として観察できる。ただし、ナノオーダーκ‐炭化物の密度は大幅に低下している。一方、溶接熱影響領域と母材領域に元々存在していたナノオーダーκ－炭化物は、溶接過程において、その密度が明らかに影響を受けていなかった。さらに、注意すべきこととして、溶融領域内及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小亀裂及び孔の痕跡は観察されなかった。図５（ｂ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域にわたって行ったビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図５（ｃ）に示す。図５（ｃ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の平均微小硬度が、それぞれ約３６９ビッカース硬さ、３８５ビッカース硬さ、及び４１２ビッカース硬さであることを示している。溶融領域の微小硬度の低下は、本例で使用した溶接フィラーワイヤの炭素含有量が少ないことによるものであると推測され、この比較的少ない炭素含有量は、明らかにオーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域内に分散するナノオーダーκ－炭化物の密度をさらに減少させ、さらに低くなる。

図５（ｄ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡である。明視野画像は、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に存在するナノオーダーκ‐炭化物を示している。同時に、前述の例１～例４で観察されたナノオーダーκ‐炭化物と比較して、本例ではオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域内のナノオーダーκ‐炭化物の密度が大幅に低下していることがわかる。図５（ｅ）は、溶融領域から得られた選択領域の電子回折パターンを示しており、この図は、溶融領域の微細組織が確かにオーステナイト鉄とκ‐炭化物で構成されていることを再度確認している。図５（ｆ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果であり、溶融領域の鉄、マンガン、及びアルミニウムがそれぞれ約５６．６％、３３．１％、及び１０．３％であることを示している。

引張試験では、本例の溶接部材の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率は、それぞれ約７２５メガパスカル、１，００５メガパスカル、及び２３．８％であることが示されている。注意深く検査した後、引張試験によって破壊されたサンプルは、溶融領域で明らかな延性塑性変形現象を生じていることがわかった。ただし、溶融領域（約３６９ビッカース硬さ）と母材領域（約４１２ビッカース硬さ）の両方は、微小硬度にかなりの差異があり（図５（ｃ）を参照）、引張試験を経て破壊されたサンプルでは、ほとんどすべての変形が溶融領域で発生し、溶接熱影響領域と母材領域はわずかに変形しただけであったため、全体的な伸び率は大幅に低下した。

上記の結果から、本例で使用された設計された組成成分の溶接フィラーワイヤは、本発明によって開示された溶融領域の大多数の微細組織特性を依然として保持していることが明らかである。さらに、溶融領域によって得られる微小硬度（約３６９ビッカース硬さ）と、理想的な時効を経て炭素含有量が１．２重量％以下の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の微小硬度（約３５０（４億Ｐａ））とは、依然として同等である。例４に記載されているように、微細組織及びそれによって得られる微小硬度が高度の類似性を有するために、本例の溶融領域も、満足のいく降伏強度及び伸び率の組み合わせ値を有することが期待できる。ここで特に強調すべきことは、本発明の例１から例５で使用された母材の微細組織の特徴である。即ち、熱間圧延後の状態では、母材の微細組織は、完全なオーステナイト鉄と、オーステナイト鉄ベースに均一に分布した高密度ナノオーダーκ－炭化物で構成されている。ナノオーダーκ‐炭化物の密度は、理想的な時効処理後の炭素含有量が１．２重量％以下の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金のナノオーダーκ‐炭化物の密度よりもさらに大幅に高くなっている。従って、例１～例５で使用した母材の微小硬度（約４１２～４２０ビッカース硬さ）は、理想的な時効処理後の炭素含有量が１．２重量％以下の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガンアルミニウム炭素の微小硬度合金（約３５０～４００ビッカース硬さ）と比較し、何れもはるかに高くなっている。

＜例６＞
本例の目的は、溶接フィラーワイヤの炭素含有量がさらに減少した場合、溶接後状態のサンプルの溶融領域の特性にどのような影響があるかを明らかにすることである。本例で使用されている母材は、例１で使用されるものと同じである。母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×８ｍｍであり、機械加工後に単一のＶ型凹溝突合せ継手が形成される。ガスタングステンアーク溶接を行い、その溶接パラメータは、例１で使用したものと同様である。本例で使用される溶接フィラーワイヤの標準組成成分は、鉄‐３１．８マンガン‐９．２アルミニウム‐１．２５炭素（Fe-31.8Mn-9.2Al-1.25C）で、直径は約２．４ｍｍである。

図６（ａ）は、溶接後のサンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む領域の典型的な走査型電子顕微鏡画像を示している。溶融領域の微細組織は、上記の例１から例５の特性とはまったく異なるいくつかの特性を明確に示している。まず、ベースは、依然としてオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域を含む完全なオーステナイト鉄である。ただし、オーステナイトデンドライト状結晶セルにはκ‐炭化物が分散しておらず、共晶領域のκ‐炭化物の量が大幅に減少している。この特性をより明確に理解するために、図６（ａ）の右上隅に挿入されたマークされた領域（矢印で示す）の１つの拡大画像を参照されたい。この特性は、例１～例５で説明した微細組織とは完全に異なる。事実上、この特性は、周氏と李氏(Chou and Lee)の２名の炭素含有量が１．２９重量パーセント以下の鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金の自生融接で観察した現象と非常に類似し、即ち、従来技術のように、κ‐炭化物がオーステナイトデンドライト状結晶セルに分散していない。

図６（ｂ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域にわたるビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図６（ｃ）に示す。明らかに、これらの２つの図から、溶接熱影響領域と母材領域の微小硬度は約４１２ビッカース硬さであるが、溶融領域の微小硬度はすぐに２４２ビッカース硬さに低下していることがわかる。このビッカース硬さ値は、従来技術のように、溶体化熱処理及び焼入れ後の炭素含有量は１．２％以下、２１０～２３０ビッカース硬さである析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金のビッカース硬さ値と非常に類似している。一般的に、オーステナイトデンドライト状結晶セルにはκ‐炭化物がなく、共晶領域で大幅に減少したκ‐炭化物は、何れも溶融領域の微小硬度の急激な低下の主な要因である。

図６（ｄ）は引張試験前後のサンプルのマクロ画像である。その結果、溶接部材の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率はそれぞれ約４６２メガパスカル、９３８メガパスカル、及び１４％であった。明らかに、本例を使用して得られた溶接部材の降伏強度と伸び率は満足のいくものではない。伸び率が大幅に低下した主な理由は、溶融領域の微小硬度（約２４２ビッカース硬さ）が溶接熱影響領域、及び母材領域の微小硬度（約４１２ビッカース硬さ）と比較して大幅に小さいことによるものと考えられる。従って、引張試験期間において、溶接部材の全体的な変形は基本的に溶融領域に限定されるが、溶接熱影響領域と母材領域はほとんど変形せず、元のままであり、伸び率が大幅に低下している。同時に、図６（ｄ）では、溶融領域と溶接熱影響領域（矢印で示す）の界面から破壊亀裂（fracturing crack）が現れ、次に溶融領域を横向きに貫通し、屈曲した鋸歯状の亀裂線（fracture line）を形成していることが観察できる。溶融領域での伸び率は約２７％と推定される。実際、その微小硬度は約２４２ビッカース硬さであり、特定の範囲内の変形、ネッキングの開始、及びその後の亀裂はすべて溶融領域で発生し、溶融領域の強度が溶接熱影響領域、及び母材領域の強度よりもはるかに低くなること表している。主な理由は、オーステナイトデンドライト状結晶セルにκ‐炭化物が分散しておらず、共晶領域のκ‐炭化物の量が大幅に減少しているためと考えられる。炭素含有量が１．２５ｗｔ。％の溶接フィラーワイヤは、凝固過程において、ナノオーダーκ‐炭化物がオーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域で形成されることの促進が不十分であり、上記のナノオーダーκ‐炭化物の形成は、本発明によって明らかにされる最も独特な特性でもある。

＜例７＞
本例の目的は、溶接後のサンプルの溶融領域の特性に対する溶接フィラーワイヤ内のより高い炭素含有量の影響を調査することである。本例で使用されている母材は、例３で使用されるものと同じである。母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×１０ｍｍであり、機械加工後に単一のＶ型凹溝突合せ継手が形成される。融接にはガスタングステンガスアーク溶接が使用され、溶接パラメータは例１で使用されたものと同様である。本例で使用される溶接フィラーワイヤの標準組成成分は、鉄‐３０．５マンガン‐８．９アルミニウム‐２．２炭素（Fe-30.5Mn-8.9Al-2.2C）で、直径は約２．４ｍｍである。

図７（ａ）は、溶接ビードのマクロ画像であり、溶接ビードを貫通するマクロ亀裂を明確に示している。明らかに、溶接フィラーワイヤ内の炭素含有量が高いと、深刻な凝固高熱割れ反応が発生する。図７（ｂ）は、溶接後状態のサンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、母材領域を含む領域の走査型電子顕微鏡画像である。この図は、溶融領域が主に典型的な柱状オーステナイト鉄粒で構成されていると同時に、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度のナノオーダーκ‐炭化物が分散していることを明確に示している。この特性は、例１～例５で観察された特性と類似している。ただし、粒界（図７（ｂ）の矢印で示す）にはマイクロメートルサイズ（μm-sized）の粗い炭化物が観察される。図７（ｂ）の挿入された右上隅を参照し、マークされた領域（矢印で示す箇所）の拡大画像は、粒界に形成された粗い炭化物の近くに析出領域があるかどうかを明確に示している。粒界析出物と関連する非析出領域の両方が、機械的特性、特に伸び率に悪影響を与えることが知られている。さらに、図７（ｂ）は、溶接熱影響領域と母材領域に元々存在していたナノオーダーκ－炭化物の密度が、融接過程において、明らかに影響を受けないことも示している。

図７（ｃ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡である。明視野画像は、高密度ナノオーダーκ‐炭化物に加えて、マイクロメートルサイズの粗い析出物（Ｋと標示）もオーステナイト鉄粒界に存在することを明確に示している。また、粗い析出物の近くには、明らかな非析出領域が存在する。図７（ｄ）は、粒界の粗い析出物（Ｋと標示）から得られた選択領域電子回折パターンであり、これらの粒界の粗い析出物がＬ’１_２構造のκ‐炭化物であることを示している。この構造とオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に分散するナノオーダーκ‐炭化物構造は同じである。図７（ｅ）は、粒界の粗いκ－炭化物の典型的な透過型電子顕微鏡及びＸ線エネルギー分散型分析器の分析結果であり、粗いκ－炭化物の組成成分の鉄、マンガン、及びアルミニウム含有量がそれぞれ約５６．７％、３４．２％、及び９．１％であることを示している。

上記の各観察結果に基づき、溶接フィラーワイヤの炭素含有量が高い（２．２重量％）と、高密度のナノオーダーκ‐炭化物がオーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に存在するが、粗いκ‐炭化物が粒界に出現ことにもなることが明確に分かる。従って、粒界の粗いκ‐炭化物とそれに関連する非析出領域は、溶接部材に例えば展延性などの悪影響を与えるだけでなく、溶接ビードに深刻な凝固と高温割れ反応を引き起こすことが予想され、図７（ａ）に示すとおりである。

＜例８＞
本例では、溶接フィラーワイヤ内のアルミニウム含有量が高いと、溶接後のサンプルの溶融領域の特性にどのように影響するかを説明する。本例で使用される母材は、例１で使用されるものと同じである。２枚の母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×８ｍｍであり、機械加工後に単一のＶ型凹溝突合せ継手を形成する。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例１で使用されるものと同様である。溶接フィラーワイヤの標準組成成分は、鉄‐３０．５マンガン‐１２．５アルミニウム‐１．５５炭素（Fe-30.5Mn-12.5Al-1.55C）であり、直径は約２．４ｍｍである。

溶接部材の予備検査では、図８（ａ）の矢印に示すように、溶接ビードの一部に凝固高温割れ（solidification hot cracking）が見られた。図８（ｂ）に示す走査型電子顕微鏡画像は、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域から構成される典型的な柱状オーステナイト鉄粒を主に含む溶融領域の微細組織を示している。前の例１～例５で観察されたものと同様に、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に高密度のナノオーダーκ‐炭化物が存在する。しかし、上記の特性に加えて、図８（ｂ）及び図８（ｃ）の矢印と記号αで示されるように、オーステナイト鉄粒にいくつかの離散粒子（discrete particles）が観察される。離散粒子の透過型電子顕微鏡及びＸ線エネルギー分散型分析装置（ＴＥＭ‐ＥＤＳ）分析は、組成成分の鉄、マンガン、及びアルミニウム含有量がそれぞれ約５２．３％、３４．２％、及び１３．５％であることを示した。明らかに、離散粒子に含まれるアルミニウム成分の濃度は１３．５％にも達していた。これは、溶接過程中に、オーステナイト鉄粒にアルミニウムを豊富に含む粒子が形成されることを意味する。オーステナイト鉄粒では、アルミニウムを豊富に含む二次相（Al-rich secondary phase）の存在により、鉄‐マンガン‐アルミニウム合金の展延性が大幅に悪化することが確認されている。従って、溶接フィラーワイヤに過剰なアルミニウムが含まれていると、溶接過程中に凝固亀裂が形成されるだけでなく、オーステナイト鉄粒に悪影響を与えるアルミニウムを豊富に含む相が形成される。

＜例９＞
本例の主な目的は、溶接フィラーワイヤ内のマンガン含有量が高いと、溶接後のサンプルの溶融領域の特性にどのように影響するかを確認することである。使用される母材は、例１で使用されるものと同じである。母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×８ｍｍであり、機械加工後に単一のＶ型凹溝突合せ継手が形成される。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例１で使用されるものと同様である。本例で使用される溶接フィラーワイヤの標準組成成分は、直径が約３．２ｍｍの鉄‐２０．１マンガン‐８．５アルミニウム‐１．５２炭素（Fe-20.1Mn-8.5Al-1.52C）である。

図９（ａ）は、溶接後のサンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む領域の走査型電子顕微鏡画像である。溶融領域の微細組織は、上記の例１から例５で観察されたものとは明らかに異なる。オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域で高密度ナノオーダーκ－炭化物が依然として観察されるが、離散フェライト相（discrete ferrite phase）（図９（ａ）中の矢印が示す箇所及び記号ａで示す箇所）も多く存在し、溶融領域全体に分散する。フェライト相の体積分率（volume fraction）は約１８％と推定され、これはポイントカウント法(point-counting technique)を用いて計算された値である。

図９（ｂ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像であり、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に分散したナノオーダーκ‐炭化物を示している。明らかに、マイクロメートルサイズの粗いκ‐炭化物がオーステナイト鉄／フェライト鉄粒に形成されている。図９（ｃ）は、図９（ｂ）の丸で囲んだ領域の選択領域電子回折パターンであり、オーステナイト鉄相、フェライト鉄相、及びκ‐炭化物の３つの相の存在を明確に示している。オーステナイト鉄相とフェライト鉄相では、両者の配向関係(orientation relationships）はそれぞれ

及び

である。図９（ｄ）と図９（ｅ）はそれぞれ、オーステナイトデンドライト状結晶セル領域とフェライト領域から得られた典型的な透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果を示している。オーステナイトデンドライト状結晶セル及びフェライト内の定量分析結果は、その化学組成成分がそれぞれ鉄‐２０％マンガン‐８．２％アルミニウム（Fe-20.6%Mn-8.2%Al）及び鉄‐１５．８％マンガン‐８．８％アルミニウム（Fe-15.8%Mn-8.8%Al）である。

上記の結果に基づいて、本例の興味深い点と注目すべき点は、鉄‐（１７．５～３５）マンガン‐（７．１～１２）アルミニウム‐（０．８～１．２）炭素（Fe-(17.5～35)Mn-(7.1～12)Al-(0.8～1.2)C）の組成成分の鉄‐マンガン－アルミニウム－炭素合金の場合、熱間圧延、溶体化熱処理、及び焼入れ後、合金の微細組織は常に単相のオーステナイトを呈することであり、従来技術に記載のとおりである。従って、本例は、同じ化学組成成分の材料であっても、融接後、それらの微細組織が一般的な熱処理プロセス(heat-treatment processes)で得られた材料の微細組織と大きく異なる可能性があることをさらに証明している。明らかに、溶融領域の微細組織をフェライトフリーの完全なオーステナイト鉄（ferrite-free full austenite）にし、高密度のナノオーダーκ‐炭化物をオーステナイト鉄デンドライト状セルと共晶領域に分散させるため、本例で使用される溶接フィラーワイヤのマンガン含有量は、基本的に約２０％（重量パーセント）より高くなければならない。

＜例１０＞
本実施形態の例では、溶接後のサンプルの溶融領域の特性に対する溶接フィラーワイヤへのチタンの添加の影響を調査する。本例で使用される母材は、熱間圧延を経た、標準組成成分が鉄‐２９．３マンガン‐９．３アルミニウム‐１．７５炭素（Fe-29.3Mn-9.3Al-1.75C）の母材である。図１０（ａ）は、透過型電子顕微鏡による熱間圧延された母材の明視野画像を示しており、熱間圧延工程期間に、高密度のナノオーダーの析出物（約３～５ナノメートル）がベースに均一に分散し、転位（矢印で示す箇所）に形成されることがはっきりとわかる。図１０（ｂ）は選択領域の電子線回折パターンであり、母材のベースが完全なオーステナイト鉄相であり、高密度ナノオーダー析出物は規則的なＬ’１_２構造を有するκ‐炭化物であることが確認できる。図１０（ｃ）は、図１０（ａ）と同じ領域から取得した（１００）_κ暗視野画像であり、オーステナイト鉄ベースに出現して転位箇所に位置する高密度ナノオーダーκ‐炭化物を示している。透過型電子顕微鏡の微細組織の分析により、本例で使用した熱間圧延母材の微細組織は、高密度ナノオーダーκ‐炭化物が均一に分散した単相オーステナイト鉄であることが確認される。引張試験では、熱間圧延母材の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率がそれぞれ約１０２０メガパスカル、１１９８メガパスカル、及び４５％であることがわかった。

寸法が８０ｍｍ×８０ｍｍ×１２ｍｍの２つの熱間圧延母材プレートが機械加工されて単一のＶ型凹溝突合せ継手を形成する。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例２で使用されるものと同様である。本例で使用される溶接フィラーワイヤの標準組成成分は、直径約１．２ｍｍの鉄‐２８．５マンガン‐９．３アルミニウム‐１．８２炭素‐１．６チタン（Fe-28.5Mn-9.3Al-1.82C-1.6Ti）である。図１０（ｄ）は、溶接後のサンプルのマクロ画像を示しており、溶接ビード全体が非常に滑らかな形状であり、目視で確認できる大きな亀裂及び孔がないことを示している。図１０（ｅ）は、溶接後のサンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む領域の走査型電子顕微鏡画像である。図１０（ｅ）から、チタンの添加によって引き起こされるいくつかの重要な特性を見ることができる。第１に、溶融領域のオーステナイト鉄粒のサイズは、前の例１から例５に見られるサイズよりも明らかにはるかに小さく、溶接熱影響領域及び母材領域よりもさらに小さい。第２に、オーステナイト鉄粒の形態はより球形になり、方向性が低下する。しかし、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に均一に分散した高密度ナノオーダーκ－炭化物が依然として存在することは明らかである。また、溶接熱影響領域のオーステナイト鉄粒はわずかに成長しているものの、母材領域に元々存在していた高密度ナノオーダーκ‐炭化物は変化していない。最後に、注意すべきこととして、溶融領域内及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小な亀裂及び孔の痕跡は観察されておらず、これは、本発明が開示する溶接フィラーワイヤを使用することで融接を経た析出硬化型合金によく見られる凝固亀裂と液化亀裂を大幅に排除できることを意味する。図１０（ｆ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域にわたるビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図１０（ｇ）に示し、この図は、本発明の溶接後のサンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の平均微小硬度がそれぞれ約４５１ビッカース硬さ、４３５ビッカース硬さ、及び４３６ビッカース硬さであることを示している。溶融領域で融接されるほとんどの析出硬化型合金で最も一般的な軟化現象が出現していないことが明らかである。これは主に、融接後の状態（図１０（ｅ））で、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度のナノオーダーκ‐炭化物が存在するためである。さらに、ナノオーダーκ－炭化物に加えて、多数の高硬度（２２００～３５００ビッカース硬さ）のナノオーダーのチタンを豊富に含むチタン炭化物（Ti-rich Ti-carbides）が共晶領域内（図１０（ｈ））に形成されている。その結果、溶融領域には軟化現象がないだけでなく、母材領域よりも微小硬度が高くなる。

透過型電子顕微鏡を用いて溶融領域の薄い箔を検査した結果、チタンを添加すると、共晶領域に規則的な面心立方構造のナノオーダーのチタン炭化物が多数形成されたことがわかった。典型的な例については、図１０（ｈ）を参照されたい。この透過型電子顕微鏡の明視野画像では、オーステナイトデンドライト状結晶セルの長さがわずか約１００～１５０ナノメートルであり、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域には、高密度のナノオーダーκ‐炭化物（約３～５ナノメートル）が均一に分散している。さらに、共晶領域には、図１０（ｈ）の矢印で示すように、わずかに大きいナノオーダーのチタン炭化物（約６～１０ナノメートル）もある。図１０（ｉ）は、図１０（ｈ）の丸で囲んだ領域から取得した選択領域の電子回折パターンであり、オーステナイト鉄ベース、κ－炭化物、及びチタン炭化物の共存現象を示している。選択領域の電子回折パターンの分析結果によると、３つの相間の結晶配向関係は、立方結晶対立方結晶（cubic-to-cubic）である。図１０（ｊ）は、同じ領域から得られた透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果であり、チタンを豊富に含むチタン炭化物が共晶領域に現れることを証明している。例１及び例１０で使用される溶接フィラーワイヤの標準組成は、実施例１０で約１．６重量％のチタンが添加されることを除いて、ほぼ同じアルミニウム及び炭素含有量を有する。従って、図１（ｈ）と図１０（ｈ）に示した溶融領域の微細組織を比較する必要がある。図１（ｈ）では、オーステナイトデンドライト状結晶セルのサイズは図１０（ｈ）のオーステナイトデンドライト状結晶セルよりもわずかに大きいが、図１（ｈ）のオーステナイトデンドライト状結晶セル内のナノオーダーκ‐炭化物の密度は、図１０（ｈ）（チタンを添加したサンプル）よりもわずかに高いようである。さらに、両方とも共晶領域に多数の高密度ナノオーダー析出物を有する（図１（ｈ）はκ‐炭化物であり、図１０（ｈ）はチタンを豊富に含むチタン炭化物である）。しかしながら、例１０の溶融領域の微小硬度（約４５１ビッカース硬さ）は、例１の微小硬度（約４２５ビッカース硬さ）よりもはるかに大きい。この現象の主な要因は、チタンを豊富に含むチタン炭化物の硬度が約２２００～３５００ビッカース硬さであり、（Ｆｅ、Ｍｎ）_３ＡｌＣ炭化物の硬度（約６３０～６７０ビッカース硬さ）よりも高過ぎるためである可能性がある。

引張試験では、溶接部材の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率が、それぞれ１，００６メガパスカル、１１４５メガパスカル、及び４０％であることが示されている。図１０（ｋ）は、引張試験前後のサンプルのマクロ画像を示している。溶融領域の波形変形面（corrugated deformation surface）は、溶接ビードの展延性を明確に実証している。さらに、図１０（ｋ）のｄ_ＦＺ、ｄ_ＢＭ、及びｄ_ＩＮＴに示すように、引張破壊された（tensile-fractured）サンプルの辺縁は平行のままであり、溶融領域と母材領域にまたがっており、基本的に同じ幅であることがわかり、ここで、ｄ_ＩＮＴは、溶融領域と母材領域の間の界面の幅を表している。例１及び例２で論じた詳細に記載されているように、そのような特殊な変形特性は、溶融領域と母材領域の降伏強度がほぼ同じレベルであることを強く示唆している。上記のように、溶融領域で得られた驚くべき降伏強度と微小硬度は、溶融領域での高密度のナノオーダーκ－炭化物とナノオーダーのチタンを豊富に含むチタン炭化物に起因する可能性がある。同時に、注意すべきこととして、母材領域でわずかなネッキング現象が発生し、最終的に破裂を引き起こしており、さらに、溶融領域の引張強度が母材領域の引張強度よりも高いことを示しており、この現象は、図１０（ｇ）に示すように、溶融領域の微小硬度が大きいという現象と一致している。

上記の分析に基づいて、溶接フィラーワイヤにチタンを添加すると、以下の有利な効果が生じることが明らかである。第１に、溶融領域のオーステナイト鉄粒が円柱状から球状（globular）に変化し、結晶粒径が大幅に微細化(refinement)される。第２に、溶接後状態で、高密度のナノオーダーκ－炭化物が大幅に微細化されたオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に存在する。さらに、共晶領域には、高硬度でナノオーダーのチタンを豊富に含むチタン炭化物が多数形成されている。第３に、溶融領域を構成するオーステナイトデンドライト状結晶セル、ナノオーダーκ‐炭化物、及びナノオーダーのチタンを豊富に含むチタン炭化物は、何れも展延性のある面心立方構造を有している。さらに、溶融領域のκ‐炭化物及びチタンを豊富に含むチタン炭化物のサイズはわずか３～１０ナノメートルであるため、大幅な展延性の低下を引き起こすことなく、機械的特性、特に降伏強度を効果的に改善することができる。従って、本発明に開示されている溶接フィラーワイヤを使用した後、溶接後のサンプルの溶融領域は、硬度、降伏強度、極限引張強度、及び展延性の優れた組み合わせ値を同時に有することができる。

＜例１１＞
本実施形態の例では、溶接フィラーワイヤに添加されたニオブが、溶接後のサンプルの溶融領域の特性に及ぼす影響を調査した。使用される母材は、例１０で使用されるものと同じである。２枚の母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×８ｍｍであり、機械加工後に１つのＶ型凹溝突合せ継手を形成する。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例１で使用されるものと同様である。使用する溶接フィラーワイヤの標準組成は、鉄‐２９．５マンガン‐８．２アルミニウム‐１．５６炭素‐１．０ニオブ（Fe-29.5Mn-8.2Al-1.56C-1.0Nb）であり、直径は約３．２ｍｍである。図１１（ａ）は、溶接状態サンプルのマクロ画像を示しており、溶接ビード全体が非常に滑らかな形状であり、目視で確認できる大きな亀裂及び孔がないことを示している。図１１（ｂ）は、溶接状態サンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、母材領域を含む領域の走査型電子顕微鏡画像である。チタンを添加する前のサンプル（例１０）とは異なり、本例の溶融領域のオーステナイト鉄粒は、球状(globular)と柱状（columnar-like）の両者の混合している。しかしながら、例１０で観察された現象と同様に、高密度のナノκ－炭化物が、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に均一に分散して観察できる。同様に、溶接熱影響領域のオーステナイト鉄粒はわずかに生長したが、熱間圧延母材領域に元々存在していた高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、融接期間中に基本的に変化していない。さらに、注意すべきこととして、溶融領域及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小亀裂及び孔の痕跡は観察されなかった。これは、本発明で露出した溶接フィラーワイヤを使用すると、凝固亀裂と液状化亀裂を大幅に排除できることを示している。図１１（ｃ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域にわたるビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図１１（ｄ）に示す。これは、本発明溶接状態サンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の微小硬度が、それぞれ約４３１ビッカース硬さ、４３５ビッカース硬さ、及び４３７ビッカース硬さであることを示している。溶融領域において、融接されるほとんどの析出硬化型合金で最も一般的な軟化現象がないことが明らかである。実施例１０で観察された現象と同様に、主な要因は、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度ナノオーダーκ‐炭化物が存在し、共晶領域に大量の高硬度（２０００～３２００ビッカース硬さ）のナノオーダーのニオブを豊富に含むニオブ炭化物（Nb-rich Nb-carbides）が存在することである（図１１（ｅ））。従って、溶融領域の微小硬度は、溶接熱影響領域及び母材領域の微小硬度とほぼ同じレベルである。

チタンを添加したサンプル（実施例１０）で観察された現象と同様に、透過型電子顕微鏡分析は、規則的な面心立方構造を有する多数のナノオーダーのニオブを豊富に含むニオブ炭化物が共晶領域に形成されたことを明らかにした。図１１（ｅ）は、溶接部材の溶融領域から取得した典型的な透過型電子顕微鏡の明視野画像であり、本例のオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域の形態が例１０で観察されたものと比較して全く異なることを明確に示している。デンドライト状結晶セルとその周囲の共晶領域は、より丸みを帯びている(roundish)ように見える。ただし、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度ナノオーダー（約３～５ナノメートル）κ‐炭化物が分散しているため、この特性は依然として変わらない。共晶領域には、共晶κ‐炭化物に加えて、図１１（ｅ）の矢印で示すように、わずかに大きいナノオーダーの析出物（約６～１０ナノメートル）も多数ある。図１１（ｆ）は、図１１（ｅ）の丸で囲んだ領域から取得したものであり、選択領域の電子線回折パターンは、オーステナイト鉄ベース、κ‐炭化物、及びニオブを豊富に含むニオブ炭化物の共存現象を示している。選択領域の電子回折パターンの分析結果によると、３つの相間の結晶配向関係は立方結晶対立方結晶である。図１１（ｇ）は、同じ領域から得られた透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果であり、ニオブを豊富に含むニオブ炭化物の存在を確認している。ナノオーダーのニオブを豊富に含むニオブ炭化物の硬度は約２０００～３２００ビッカース硬さであるため、ナノオーダーのニオブを豊富に含むニオブ炭化物の析出は溶融領域の特性に同様の影響を与えることが予期でき、これは、同時に図１１（ｄ）に示す微小硬度の結果を説明している。

引張試験では、降伏強度、極限引張強度、及び溶接部材の伸び率が、それぞれ９８０メガパスカル、１１０８メガパスカル、及び４６％であることが示される。図１１（ｈ）に引張試験前後のサンプルのマクロ画像を示す。引張破壊のサンプルでは、波状の変形表面と屈曲した迂回破壊パターンが溶融領域ではっきりと観察でき、溶融領域の展延性を間接的に示している。さらに、同時に、母材領域、溶融領域、及びそれらの間の界面を含む領域（ｄ_ＢＭ、ｄ_ＦＺ、及びｄ_ＩＮＴで示される）の幅は基本的に同じであり、図１１（ｈ）に示すように、この領域全体のサンプルの辺縁が、依然として平行であることが分かる。この特殊な性質は、溶融領域と母材領域の降伏強度がほぼ同じレベルであり、引張応力（tensile stress）下での変形が、熱溶融領域でネッキングが発生して最終的に破裂するまで均一に続くことを意味している。実際、熱溶融領域のわずかなネッキングと最終的な破裂は、熱溶融領域の極限引張強度が母材領域の極限引張強度よりも小さいことを示している。

上記の結果に基づいて、溶接フィラーワイヤへのニオブの添加は、チタンの添加（例１０）と同様の効果があることは明らかであり、即ち、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に存在する高密度のナノオーダーκ‐炭化物を保留する以外に、共晶領域で形成されたナノオーダーのニオブを豊富に含むニオブ炭化物も、溶接後のサンプルの溶融領域の機械的強度と微小硬度を強化するのに有利であり、同時に優れた展延性を維持することが明らかである。例１０で説明したように、溶融領域の微細組織を構成するすべての相は、何れも展延性のある面心立方構造を有し、強化されたナノオーダーκ－炭化物及びニオブを豊富に含むニオブ炭化物のサイズは約３～１０ナノメートルであり、降伏強度を高めるのに非常に効果的である。従って、本発明で露出した溶接フィラーワイヤを使用することにより、溶接後のサンプルの溶融領域は、優れた硬度、降伏強度、極限引張強度、及び展延性の組み合わせ値を同時に備える。

＜例１２＞
本実施形態の例では、溶接フィラーワイヤへのバナジウムの添加が、溶接状態のサンプルの溶融領域の特性にどのような影響を与えるかを調査した。本例で使用されている母材は、例１０で使用されるものと同じである。２枚の母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×１０ｍｍであり、機械加工後に１つのＶ型凹溝突合せ継手を形成する。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例１で使用されるものと同様である。使用する溶接フィラーワイヤの標準組成は、鉄‐３１．２マンガン‐９．８アルミニウム‐１．６５炭素‐１．２バナジウム（Fe-31.2Mn-9.8Al-1.65C-1.2V）であり、直径は約３．２ｍｍである。図１２（ａ）は、溶接状態サンプルのマクロ画像を示しており、溶接ビード全体が非常に滑らかな形状であり、目視で確認できる大きな亀裂及び孔がないことを示している。図１２（ｂ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む、溶接後のサンプルの領域の１つの走査型電子顕微鏡画像である。ニオブを添加した前のサンプル（例１１）と同様に、画像は、球状と柱状の形態が混在する、溶融領域のオーステナイト鉄粒を示している。さらに、例１０及び例１１で観察されるように、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に均一に分散された高密度ナノκ－炭化物が存在する。同様に、溶接熱影響領域のオーステナイト鉄粒はわずかに成長したが、熱間圧延母材領域に元々存在していた高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、融接期間中基本的に変化していない。最後に、注意すべきこととして、溶融領域内及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小亀裂及び孔の痕跡は観察されなかった。図１２（ｃ）は、溶融領域、熱影響領域、及び母材領域で実施されたビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図１２（ｄ）に示し、これは、本発明溶接状態サンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の微小硬度が、それぞれ約４３８ビッカース硬さ、４３４ビッカース硬さ、及び４３６ビッカース硬さであることを示している。明らかに、溶融領域と溶接熱影響領域には軟化現象が出現しておらず、これは、図１２（ｂ）に示す独特の微細組織と一致しており、その中で、３つの領域内の主要な強化成分である高密度ナノオーダーκ－炭化物は基本的に変化していない。さらに、バナジウムの添加は、大量の高硬度（２２００～３０００ビッカース硬さ）ナノオーダーのバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物（V-rich V-carbides）が共晶領域に形成されることを引き起こし（図１２（ｅ））、溶融領域の微小硬度は、溶接熱影響領域及び母材領域の微小硬度とほぼ同じレベルになり、これは例１１で観察された現象と同様である。

チタンを添加したサンプル（例１０）及びニオブを添加したサンプル（例１１）で観察された現象と同様に、透過型電子顕微鏡分析は、バナジウムの添加が同様の効果を有することを示している。即ち、共晶領域に形成された規則的な面心立方構造を有するナノオーダーのバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物が多数存在する。図１２（ｅ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像であり、オーステナイトデンドライト状結晶セルの長さがわずか約２０～６０ナノメートルであり、その形態がチタンを添加したサンプル（図１０（ｈ））及びニオブを添加したサンプル（図１１（ｅ））で観察されるもの異なることを明確に示している。ただし、オーステナイトデンドライト状結晶セルや共晶領域に分散する高密度ナノオーダーκ‐炭化物（約３～５ナノメートル）の特性を観察することは依然として可能である。また、図１２（ｅ）の矢印のように、共晶領域にわずかに大きな析出物（約６～１０ナノメートル）が多数存在することが明らかである。図１２（ｆ）は、図１２（ｅ）の丸で囲んだ領域から取得したものであり、その選択領域の電子回折パターンは、オーステナイト鉄ベース、κ‐炭化物。及びバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物の共存現象を示している。選択領域の電子回折パターンの分析結果によると、３つの相間の結晶配向関係は立方結晶対立方結晶である。図１２（ｇ）は、同じ領域から得られた透過型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果であり、バナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物の存在を確認している。バナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物の硬度は、ニオブを豊富に含むバナジウム炭化物及びチタンを豊富に含むバナジウム炭化物の硬度と類似しているため、バナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物は、溶融領域の特性に同様の影響を与えることが予期でき、同時に、図１２（ｄ）に示す微小硬度の結果も示されている。

引張試験では、溶接部材の降伏強度、極限引張強度、及び伸び率がそれぞれ９９８メガパスカル、１１６７メガパスカル、及び４４％であることがわかった。図１２（ｈ）は、引張試験前後のサンプルのマクロ画像を示している。興味深いこととして、引張破壊されたサンプルの辺縁は、依然として平行を維持し、溶融領域と母材領域を横切る領域は基本的に同じ幅であり、図１２（ｈ）では、各領域は、ｄ_ＢＭ、ｄ_ＦＺ、及びｄ_ＩＮＴで示される（ここで、ｄ_ＩＮＴは母材領域と溶融領域の間の界面の幅を表す）。例１及び例２、ならびに例１０及び例１１で論じたように、この特別な性質は、溶融領域及び母材領域の降伏強度がほぼ同じレベルであることを意味する。引張破壊サンプルを更に詳しく検査すると、溶接ビードの溶融領域の波状の変形表面（展延性の指標）が特に顕著であることがわかった。溶融領域での伸び率は約２８％にもなると推定されている。さらに、加えられた応力が降伏強度を超えると、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含むサンプル全体の塑性変形は、溶融領域と溶接熱影響領域との界面付近に至るまで、非常に均一な変形を有し、図１２（ｈ）の矢印で示す箇所のように、わずかなネッキング、更には破裂も発生した。その結果、破裂した後でも、全体の辺縁は依然としてほぼ平行であった。実際、溶融領域と母材領域の界面付近で発生するわずかなネッキングと最終的な破裂は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の各領域の極限引張強度が互いにとても近いことを示している。

上記の結果から、溶接フィラーワイヤへのバナジウムの添加は、チタンの添加（実施例１０）及びニオブの添加（実施例１１）と同様の効果をもたらすことが明らかである。いずれにしても、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度ナノオーダーκ－炭化物を保持することに加えて、共晶領域に形成されたナノオーダーのバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物も溶接後のサンプルの溶融領域の機械的強度及び微小硬度を強化することに有利である。

さらに、ナノオーダーκ‐炭化物（３～１０ナノメートル）、チタンを豊富に含むチタン炭化物、ニオブを豊富に含むニオブ炭化物、及びバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物は、何れもオーステナイトデンドライト状結晶セルと同じく、同じ展延可能な面心立方構造を有するため、驚くべき強化効果を実現できるが、展延性が大幅に低下することはない。上記の詳細な分析は、本発明で開示する溶接フィラーワイヤを使用することにより、得られる溶融領域が何れも優れた微小硬度、降伏強度、極限引張強度、及び展延性の組み合わせ値を有することを明確に示している。

＜例１３＞
本実施形態の例では、溶接後のサンプルの溶融領域の特性に及ぼす溶接フィラーワイヤへのチタン及びニオブの添加の影響をさらに調査した。本例で使用されている母材は、例１０で使用されるものと同じである。２枚の母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×１２ｍｍであり、機械加工後に１つのＶ型凹溝突合せ継手が形成される。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例１で使用されるものと同様である。使用する溶接フィラーワイヤの標準組成は、鉄‐３０．６マンガン‐９．２アルミニウム‐１．８８炭素‐０．８チタン‐１．０ニオブ（Fe-30.6Mn-9.2Al-1.88C-0.8Ti-1.0Nb）であり、直径は約３．２ｍｍである。図１３（ａ）は、溶接状態サンプルのマクロ画像を示しており、溶接ビード全体が非常に滑らかな形状であり、目視で確認できる大きな亀裂及び孔がないことを示している。図１３（ｂ）は、溶接サンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む領域の走査型電子顕微鏡画像である。この図では、溶融領域のすべてのオーステナイト鉄粒が球形になり、球形のオーステナイト鉄粒のサイズが大幅に微細化され、更に溶接熱影響領域及び母材領域内のオーステナイト鉄粒よりもはるかに小さくなっている。例１０から例１２で説明したように、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に均一に分散している高密度のナノオーダーκ－炭化物が観察できる。さらに、熱間圧延された母材領域に元々存在していた高密度ナノオーダーκ‐炭化物は、融接期間中、基本的に変化していない。さらに、注意すべきこととして、溶融領域内及び溶融領域と溶接熱影響領域の境界付近では、微小亀裂及び孔の痕跡は観察されなかった。図１３（ｃ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域にわたるビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図１３（ｄ）に示し、この図は、溶接状態サンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の平均微小硬度がそれぞれ約４６７ビッカース硬度、４４４ビッカース硬さ、及び４３５ビッカース硬さであることを示している。溶融領域に軟化現象が見られないだけでなく、溶接熱影響領域や母材領域よりもはるかに高い微小硬度を有している。おおよその例１０から例１２であるが、これは主に、溶接後の状態（図１３（ｂ））で、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度のナノオーダーκ‐炭化物が存在するためである。さらに、共晶領域には、ナノオーダーκ－炭化物に加えて、多くの高硬度のナノオーダーのチタンを豊富に含むチタン炭化物とニオブを豊富に含むニオブ炭化物が含まれる（図１３（ｅ））。従って、溶融領域の微小硬度は、溶接熱影響領域及び母材領域の微小硬度よりもはるかに大きく、軟化の兆候は出現していない。さらに、約０．８％のチタンと１．０％のニオブを添加すると、溶融領域の微小硬度が前の例１０～例１２の微小硬度よりも高くなるようであり、これは、本例の硬度の高いチタンを豊富に含むチタン炭化物とニオブを豊富に含むニオブ炭化物の両方の総量が増加したためであり得る。

図１３（ｅ）は、溶融領域から取得した透過型電子顕微鏡の明視野画像であり、本例のオーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域の形態が、例１０～１２で観察されたものと全く異なることを明確に示している。デンドライト状結晶セルとその周囲の共晶領域は、より微細化されていると同時に、互いに更に密に絡み合っている(intertwined)ように見える。ただし、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度ナノオーダー（約３～５ナノメートル）κ‐炭化物が分散しており、この特性は依然として変わっていない。さらに、共晶領域では、図１３（ｅ）に矢印で示すように、κ‐炭化物、及びわずかに大きいサイズ（約６～１０ｎｍ）のチタンを豊富に含むチタン炭化物、及びニオブを豊富に含むニオブ炭化物が大幅に増加している。図１３（ｆ）は、図１３（ｅ）の丸で囲んだ領域から取得したものであり、その選択領域の電子回折パターンにより、チタンを豊富に含むチタン炭化物とニオブを豊富に含むニオブ炭化物の存在が確認される。

引張試験では、降伏強度、極限引張強度、及び溶接部材の伸び率が、それぞれ１０１５メガパスカル、１１６８メガパスカル、及び３８％であることが示される。図１３（ｇ）は、引張試験前後のサンプルのマクロ画像を示している。溶融領域で観察された波状の変形表面は、間接的に溶融領域の延伸性を示している。また、引張破壊されたサンプルの辺縁は依然として平行のままであり、母材領域、溶融領域から、母材領域と溶融領域との間の界面範囲の両側までの距離は、図１３（ｇ）中のｄ_ＢＭ、ｄ_ＦＺ、及びｄ_ＩＮＴに示すように、基本的に同じである。この特殊な性質は、図１３（ｇ）に示すように、溶融領域と母材領域の降伏強度がほぼ同じレベルであり、引張応力下での変形が母材領域でネッキングが発生して最終的に破裂するまで均一に続くことを意味している。実際、母材領域でわずかなネッキングと最終破壊が発生し、熱溶融領域の極限引張強度が母材領域の極限引張強度よりも大きいことを示しており、この現象は、図１３（ｄ）に示すように、熱溶融領域で得られた微小硬度が、母材領域の微小硬度よりもはるかに大きいことと一致している。

上記の結果に基づいて、溶接フィラーワイヤにチタンとニオブを添加すると、形態変化及び溶融領域でのオーステナイト鉄粒のサイズの微細化により明らかな硬化を発生することが明らかである。さらに、この添加はまた、例１０及び例１１で観察された炭化物の量と比較して、共晶領域における高密度ナノオーダーのチタンを豊富に含むチタン炭化物及びニオブを豊富に含むニオブ炭化物の量の顕著な増加をもたらす。さらに重要なことに、オーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に存在する高密度ナノオーダーのκ－炭化物は、依然として大部分が保持されている。上記のように、ナノオーダーのκ‐炭化物（約３～１０ナノメートル）、チタンを豊富に含むチタン炭化物、ニオブを豊富に含むニオブ炭化物、バナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物、及びオーステナイトデンドライト状結晶セルは、何れも同じ展延可能な面心立方構造を有するため、驚くべき強化効果を実現できるが、展延性が大幅に低下することはない。上記の例の詳細な分析は、本発明で開示する溶接フィラーワイヤを使用することにより、得られる溶融領域が、何れも優れた微小硬度、降伏強度、極限引張強度、及び展延性の組み合わせ値を有することを明確に示している。

＜例１４＞
高強度、特に引張強度、高伸び率の析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金を開発する過程で、大きな進歩は主に溶体化熱処理、焼入れ処理を含む熱処理、及び理想的な時効処理により、オーステナイト鉄ベースにある高密度ナノオーダーκ‐炭化物を取得することである。しかしながら、従来技術で述べたように、多くの人々が過去数十年に多くの関連する研究を行ってきたが、これらの合金の溶接性に関連する問題のほとんどはまだ解決されていなかった。最近、オーステナイト鉄ベースにある高密度ナノオーダーκ－炭化物が溶接部材の強度、特に引張強度と展延性を維持する上で重要な役割を果たしていることを確認するために、鄭（Jeong）氏等は、２０１９年にグリーブルシミュレーション(Gleeble simulation)を使用して、溶接時の溶接熱影響領域の微細組織と、軽量析出硬化型オーステナイト鉄‐３１．４マンガン‐１１．４アルミニウム‐０．９炭素（Fe-31.4Mn-11.4Al-0.9C）合金に対する溶接熱影響領域でのその機械的特性の影響の開示を試みている。彼らが使用した合金は、１２００℃で１３ｍｍの厚さに熱間圧延され、水焼入れされ、１０５０℃で２時間溶体化熱処理され、次に水焼入れされ、次に５５０℃で１００分間時効処理され、オーステナイトベース内の高密度ナノオーダーκ‐炭化物を得ている。時効処理により合金の硬度が明らかに上昇し、溶体化熱処理状態での２９８ビッカース硬さから５５０℃で１００分間の時効処理した後に３４９ビッカース硬さに合金の硬度を上げることができる。シミュレーションテストでは、グリーブルシミュレーションテストマシンを使用する。結果は、シミュレーションテストサンプルを室温まで冷却する時、各時効硬化処理を経たサンプルにおいて、確かに軟化現象が出現し、ピーク温度（peak temperature）が１１５０℃のサンプルで、κ‐炭化物の完全な溶解が観察できることを示している。これらの観察された現象から、κ‐炭化物の析出物と溶接熱影響領域の機械的特性の変化が確かに関係していることを推測できる。ただし、注意すべきこととして、これらのグリーブルシミュレーションの研究では、融接が直接実行されていないため、再溶融及び再凝固の工程がなく、従って、溶融領域の実際の組織と特性値を直接取得することができていない。しかし、彼らのグリーブルシミュレーションテスト研究では、時効処理されたサンプルは、７５０℃から１１５０℃のピーク温度に加熱され、次に室温に降温された後、元々存在していた溶接熱影響領域に強化効果のあるκ‐炭化物が溶解し、深刻な軟化現象が発生していることが観察された。実際、この種の現象は、従来技術で説明されているように、融接中の７ｘｘｘ系の析出硬化アルミニウム合金（7xxx-series precipitation-hardened aluminum alloys）が融接時に発生する状況と非常に類似している。

上記の利点と特徴については、以下の出版物に詳細と関連する議論がある。[32] S. Jeong, G. Park, B. Kim, J. Moon, S. J. Park, C. Lee, “Precipitation behavior and its effect on mechanical properties in weld heat-affected zone in age hardened FeMnAlC lightweight steels”, Mater. Sci. Eng. A, 742 (2019) 61-68.

本例では、融接が、時効硬化処理を経た鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金を母材として使用した溶接部材の特性に対してどのような影響を与えるかを調査した。母材の標準組成は、鉄‐３１．５マンガン‐８．５アルミニウム‐１．２５炭素（Fe-31.5Mn-8.5Al-1.25C）である。融接の前に、熱間圧延された母材は、１０５０℃で１時間の溶体化熱処理、水焼入れされ、５５０℃で１２時間の時効処理が行われる。８０ｍｍ×８０ｍｍ×８ｍｍのサイズの２つの時効処理された母材プレートが機械加工を経て、単一のＶ型凹溝突合せ継手が形成される。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例１で使用されるものと同様である。本例で使用される溶接フィラーワイヤは、例３で使用される溶接フィラーワイヤと同じであり、直径が約２．４ｍｍである。

図１４（ａ）は走査型電子顕微鏡画像であり、溶接後のサンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む領域の微細組織を示している。図１４（ａ）では、溶融領域の微細組織が図３（ｄ）に見られるものと非常に類似していることが明らかであり、柱状オーステナイト鉄粒の典型的な微細組織、及びオーステナイトデンドライト状結晶セル及び共晶領域に分散する高密度ナノオーダーκ‐炭化物が存在する。ただし、本例では、溶接熱影響領域にあるナノオーダーκ－炭化物の量が大幅に減少していることがはっきりと観察でき、これは、融接期間に時効処理を経て母材領域内に元々存在していたナノオーダーκ‐炭化物がほとんどは溶解していることを示している。本発明の調査によると、これは本例で使用されている母材の炭素含有量が不十分であることが原因であると考えられる。この結果は、鄭（Jeong）氏等の２０１９年の研究報告と同じであり、彼らは、グリーブルシミュレーションテストを使用して、時効硬化処理を経た硬化鉄‐３１．４マンガン‐１１．４アルミニウム‐０．９炭素合金（Fe-31.4Mn-11.4Al-0.9C）に対する融接の影響を調査し、その溶接熱影響領域の影響は、溶接熱影響領域のκ‐炭化物の溶解、及び重大な軟化現象に見られる。実際、これは、従来技術で述べられているように、析出硬化型ＡＡ７０７５アルミニウム合金の融接時に観察される現象と非常に類似している。

図１４（ｂ）は、溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域にわたって行ったビッカース微小硬度試験を示している。各測定点で測定された対応する微小硬度値を図１４（ｃ）に示し、この図は、溶接後のサンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域の平均微小硬度がそれぞれ約４０６ビッカース硬さ、２８２ビッカース硬さ、及び３８０ビッカース硬さであることを示している。明らかに、溶接熱影響領域内で強化作用を有するナノオーダーκ－炭化物の溶解が深刻な軟化現象を引き起こしており、上記で引用した多くの従来技術で説明されたとおりである。図１４（ｄ）は、引張試験前後のサンプルのマクロ画像を示している。引張破壊サンプルから、溶接熱影響領域の激しい軟化現象により、矢印で示すように、破壊経路（fracturing path）が溶接熱影響領域と母材領域の間の界面に沿って伝播することが明らかである。

以上の結果から、溶融領域と溶接熱影響領域に強化作用を有するナノオーダーκ‐炭化物を保留するために、適切な合金設計が、溶接フィラーワイヤ及び母材の両者において、基本的に非常に重要であることが分かる。

＜例１５＞
本例の目的は、溶接フィラーワイヤへのモリブデンの添加が、溶接後のサンプルの溶融領域の特性にどのように影響するかを明らかにすることである。本例で使用されている母材は、例１で使用されるものと同じである。２枚の母材プレートのサイズは８０ｍｍ×８０ｍｍ×１０ｍｍであり、機械加工後に１つのＶ型凹溝突合せ継手が形成される。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例１で使用されるものと同様である。使用する溶接フィラーワイヤの標準組成は、鉄‐２８．２マンガン‐９．１アルミニウム‐１．５５炭素‐１．８モリブデン（Fe-28.2Mn-9.1Al-1.55C-1.8Mo）で、直径は約３．２ｍｍである。

図１５（ａ）は走査型電子顕微鏡画像であり、溶接サンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を示している。溶融領域の微細組織には、主に典型的な柱状オーステナイト鉄粒が含まれていることは明らかであり、同時に、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度のナノオーダーκ‐炭化物が観察できこれは、例１から例５で観察される現象と類似する。しかし、同時に、オーステナイト鉄粒界（矢印で示す）にも多数のマイクロメートルサイズの粗い粒子（coarse particles）と広い非析出領域が観察される。図１５（ｂ）は、粗い粒子の走査型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果であり、これらの粗い粒子がモリブデンを豊富に含むモリブデン炭化物(Mo-rich Mo-carbides)であることを示している。多くの研究により、粗い粒界とそれに伴う非析出領域の存在が、合金の展延性と強度に深刻な損傷を与えることが確認されている。従って、本発明に開示されている溶接フィラーワイヤに炭化物を強く形成するモリブデン合金元素を添加することは推奨されない。

＜例１６＞
本例の目的は、溶接フィラーワイヤに添加されたクロムが溶接後のサンプルの溶融領域の特性にどのように影響するかを明らかにすることである。本例で使用されている母材は、例１で使用されるものと同じである。サイズが８０ｍｍ×８０ｍｍ×１０ｍｍの２つの母材プレートを機械加工、単一のＶ型凹溝突合せ継手を形成する。ガスタングステンアーク溶接で使用される溶接パラメータは、例１で使用されるものと同様である。使用する溶接フィラーワイヤの標準組成成分は、鉄‐２９．３マンガン‐８．８アルミニウム‐１．５８炭素‐１．５Ｃｒ（Fe-29.3Mn-8.8Al-1.58C-1.5Cr）であり、直径は約３．２ｍｍである。

図１６（ａ）は、溶接後のサンプルの溶融領域、溶接熱影響領域、及び母材領域を含む領域の典型的な走査型電子顕微鏡画像を示している。溶融領域の微細組織には、主に典型的な柱状オーステナイト鉄粒が含まれ、同時に、オーステナイトデンドライト状結晶セルと共晶領域に高密度のナノオーダーκ‐炭化物が観察でき、これは、例１～例５で観察される現象に類似する。しかし、同時に、オーステナイト鉄粒界（矢印で示す）にも多数のマイクロメートルサイズの粗い粒子が観察され、粗い粒子の周囲に非析出領域が存在した。図１６（ｂ）は、粗い粒子の走査型電子顕微鏡とＸ線エネルギー分散型分析装置の分析結果であり、これらの粗い粒子がクロムを豊富に含むクロム炭化物（Cr-rich Cr-carbides）であることを示している。上記の例１５で述べたように、粒界に存在する粗い粒子、及びそれに伴う非析出領域の存在は、合金の展延性と強度に高度な破壊を引き起こす。従って、本発明に開示する溶接フィラーワイヤに炭化物を強力に形成する可能性のあるクロム合金元素を添加することは推奨されない。

本発明において、興味深く且つ注意すべきこととして、チタン、ニオブ、バナジウム、モリブデン、及びクロムはすべて炭化物を強く形成する合金元素であるが、上記の例（例１０～例１３、例１５、及び例１６）では、これらの金属は、溶接サンプルの溶融領域の微細組織に非常に異なる影響を及ぼす。チタン、ニオブ、及びバナジウムの場合、本発明は、融接時、これらの金属が共晶領域内にナノオーダー（６～１０ｎｍ）のチタンを豊富に含むチタン炭化物、ニオブを豊富に含むニオブ炭化物、及びバナジウムを豊富に含むバナジウム炭化物を形成し、これらが融接時に共晶領域で形成される金属炭化物は、微小硬度と降伏強度を大幅に改善するだけでなく、溶融領域での溶接合金の極めて良好な展延性を維持する。逆に、我々の検査では、溶接フィラーワイヤにモリブデンとクロムを追加すると、オーステナイト鉄粒界にモリブデンを豊富に含む炭化モリブデンとクロムを豊富に含む炭化クロムのマイクロメートルサイズの粗い粒子が形成され、同時に溶融領域の粗い炭化物の周囲に明らかな非析出領域が出現し、この両者は、溶接後状態での合金の展延性に悪影響を及ぼすことが分かっている。

ここで特に強調すべきこととして、上記の各例は、本発明が開示する溶接フィラーワイヤが新たな合金組成設計によってもたらすこれまでにみられなかった特性を明確にするためのものであり、本発明の好適実施形態というのみであり、本発明の実施の範囲を限定するものではない。本発明の特許請求の範囲に基づいて行われる均等の変化及び修飾は、何れも本発明の特許請求の範囲に含まれるべきである。

上述の説明は、本発明の技術特徴を示す好適な実施形態を説明したものである。当業者は、本発明の主旨を逸脱しない範囲において変更および修飾を行うことができ、これらの変更および修飾は、本発明の特許請求の範囲に含まれる。

Claims

２３～３４％のマンガン、７．５～１１．５％のアルミニウム、及び１．３５～１．９５％の炭素を含み、残部が鉄であり、パーセンテージは重量％である、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤ。
２４～３２％のマンガン、８．０～１１．０％のアルミニウム、及び１．４０～１．９５％の炭素を含み、残部が鉄であり、パーセンテージは重量％である、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤ。
２３～３４％のマンガン、７．５～１１．５％のアルミニウム、１．４０～１．９５％の炭素、及び０．１～２．５％のチタンを含み、残部が鉄であり、パーセンテージは重量％である、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤ。
２３～３４％のマンガン、７．５～１１．５％のアルミニウム、１．４０～１．９５％の炭素、及び０．１～３．０％のニオブを含み、残部が鉄であり、パーセンテージは重量％である、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤ。
２３～３４％のマンガン、７．５～１１．５％のアルミニウム、１．４０～１．９５％の炭素、及び０．１～２．５％のバナジウムを含み、残部が鉄であり、パーセンテージは重量％である、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤ。
２３～３４％のマンガン、７．５～１１．５％のアルミニウム、１．４０～１．９５％の炭素、及び
合計量が３％以下である、チタン、ニオブ、バナジウムからなるグループから選択される少なくとも２種の元素を基本的に含み、残部が鉄であり、パーセンテージは重量％である、析出硬化型オーステナイト鉄‐マンガン‐アルミニウム‐炭素合金融接用溶接フィラーワイヤ。