JP6084549B2 - 溶着金属 - Google Patents
溶着金属 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6084549B2 JP6084549B2 JP2013227172A JP2013227172A JP6084549B2 JP 6084549 B2 JP6084549 B2 JP 6084549B2 JP 2013227172 A JP2013227172 A JP 2013227172A JP 2013227172 A JP2013227172 A JP 2013227172A JP 6084549 B2 JP6084549 B2 JP 6084549B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- weld metal
- less
- metal
- welding
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Description
本発明は、液化天然ガスタンク等の極低温用容器を製造する際に、Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤで溶接することで生成する溶着金属に関する。
Ｎｉ基合金を成分とする溶接材料は、例えば低温用鋼として代表的な９％Ｎｉ鋼等の溶接に使用されている。９％Ｎｉ鋼等は、ＬＮＧ、液体窒素、また液体酸素などの貯蔵タンク等に広く用いられている。９％Ｎｉ鋼の溶接では、溶接継手部に母材と同等の−１９６℃の極低温における溶接部の靭性を確保するため、フェライト組織の９％Ｎｉ鋼に類似した成分を有する溶接ワイヤ（所謂、共金系ワイヤ）ではなく、Ｎｉ基合金溶接材料を使用するのが一般的である。これは共金系ワイヤを用いて溶接した場合の溶接継手部は、溶接ままでは９％Ｎｉ鋼と同等の強度と低温靭性を確保することが出来ないからである。
近年、Ｎｉ基合金のような特殊溶接材料においても被覆アーク溶接やＴＩＧ溶接に比べて、より高い作業能率が期待できるＮｉ基合金フラックス入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接が拡大しつつある。一方、Ｎｉ基合金は完全オーステナイト組織であり、高温割れ感受性が高いことから、耐高温割れ性と溶接作業性の両立が難しく、溶接姿勢や溶接条件適用範囲が限られていた。そこで、Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤにより溶接された溶着金属においては、この適用範囲拡大を目的に、耐高温割れ性を改善するため種々の検討がなされている。
例えば、特許文献１に記載のＮｉ基合金フラックス入りワイヤは、スラグ形成剤の組成を最適化し、溶着金属の耐高温割れ性の改善を図っている。更に、特許文献２、３に記載のＮｉ基合金フラックス入りワイヤは、ワイヤ成分および溶着金属化学成分を最適化する、すなわち、耐高温割れ性に悪影響を及ぼすＣｒ，Ｎｂ含有量を低減し、Ｎｉ−Ｍｏ合金系を主体とした溶着金属化学成分にすることで、高温割れ感受性の更なる低減を図っている。
しかしながら、前述の特許文献１〜３では、いずれも耐高温割れ性の向上を図っているものの、耐気孔欠陥性（耐ブローホール性）については改善の余地がある。そして、耐気孔欠陥性に優れる溶着金属の開発が望まれている。
そこで、本発明の課題は、Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤで溶接することで生成する溶着金属において、気孔（ブローホール）の発生を抑制することができる溶着金属を提供することにある。
本発明者らは、耐高温割れ性を改善する観点からＣｒやＮｂ含有量を少なく規制しているＮｉ−Ｍｏ合金系のＮｉ基合金フラックス入りワイヤでの溶接で生成する溶着金属で問題となっていたブローホールを低減することを目的とし、以下の事項を見出した。
Ｎｉ基合金系溶融金属中におけるＣ，Ｏ元素の平衡溶解度は、一般の炭素鋼に比べて極めて低く、溶接時に溶融金属が凝固する際の温度低下によるＣ，Ｏ元素の平衡溶解度の減少に起因して、ＣＯガス生成反応によるブローホールが発生しやすい傾向にある。特に、ＣｒやＮｂ含有量が少ないＮｉ−Ｍｏ系合金ではＮｉ−Ｃｒ−Ｎｂ系合金に比べ、Ｃ，Ｏ元素の平衡溶解度が更に低いことから、容易にＣＯガスの生成に起因するブローホールが発生しやすい傾向にある。
また、炭素鋼やステンレス鋼に代表されるＦｅ基溶接材料の溶融金属の凝固開始温度が１４５０〜１５００℃であるのに対して、Ｎｉ基合金溶接材料の溶融金属の凝固開始温度は１３００〜１４００℃と比較的低いという特徴がある。したがって、Ｎｉ基合金溶接材料では、溶融金属表面における溶融スラグの凝固・形成が完了してから、溶融金属の凝固が開始するまでの時間差が長くなる傾向にある。さらに、立向姿勢での溶接が可能な全姿勢用スラグ系においては、溶融スラグの凝固が完了するまでの温度と溶融金属が凝固を開始するまでの温度との差が大きい。このように、溶融スラグの凝固が早いことから、溶融スラグの凝固が完了するまでに溶融金属からＣＯガスが放出される時間が短いため、特に全姿勢用Ｎｉ基合金用フラックス入りワイヤでは溶融金属中にＣＯガスがトラップされブローホールが発生しやすいという問題がある。
このように、Ｃ，Ｏ元素の平衡溶解度が炭素鋼に比べて極めて低いＮｉ基合金においては、溶接中に溶融金属内で容易にＣＯガスが発生することから、溶接中の極短時間に効果的に脱酸を行い、ＣＯガスの発生を抑制する必要がある。そこで、ＣＯガス反応を抑制することで、ブローホール発生量が極めて少ない良好な溶着金属を得ることができることを見出した。
具体的には、以下のとおりである。
具体的には、以下のとおりである。
上述の通り、溶着金属のブローホールの主因は、溶融金属が凝固する際に発生するＣＯガスであり、ＣＯガス生成反応は式（１）で示される。
Ｃ ＋ Ｏ ＝ ＣＯ（ｇ）・・・式（１）
ここで、Ｃ、Ｏはそれぞれ溶融金属中の溶存炭素濃度と、溶存酸素濃度を示す。式（１）の反応を抑制しＣＯガス生成を抑制するためには、溶存炭素濃度あるいは溶存酸素濃度の低減が有効である。しかし、溶存炭素濃度は機械的特性の確保の観点から低減が困難であることが多い。そこで、本発明では、溶存酸素濃度の低減を目的に、脱酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｔｉ元素を調整し、溶存酸素濃度の低減を図った。その結果、脱酸生成物である非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値が１．５以上となる場合に、ブローホールの発生量が極めて少ない良好な溶着金属を得ることが出来ることを見出した。非金属系介在物の比率の分子は、脱酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｔｉ元素からなる脱酸生成物の総和であり、分母は比較的脱酸力の弱いＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ元素からなる脱酸生成物の総和である。よって、非金属系介在物の比率である（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の値が大きいほど、溶着金属中で脱酸反応が進んでいることを示しており、溶存酸素濃度が低下し、結果的にＣＯガスの発生が抑制できる。
Ｃ ＋ Ｏ ＝ ＣＯ（ｇ）・・・式（１）
ここで、Ｃ、Ｏはそれぞれ溶融金属中の溶存炭素濃度と、溶存酸素濃度を示す。式（１）の反応を抑制しＣＯガス生成を抑制するためには、溶存炭素濃度あるいは溶存酸素濃度の低減が有効である。しかし、溶存炭素濃度は機械的特性の確保の観点から低減が困難であることが多い。そこで、本発明では、溶存酸素濃度の低減を目的に、脱酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｔｉ元素を調整し、溶存酸素濃度の低減を図った。その結果、脱酸生成物である非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値が１．５以上となる場合に、ブローホールの発生量が極めて少ない良好な溶着金属を得ることが出来ることを見出した。非金属系介在物の比率の分子は、脱酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｔｉ元素からなる脱酸生成物の総和であり、分母は比較的脱酸力の弱いＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ元素からなる脱酸生成物の総和である。よって、非金属系介在物の比率である（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の値が大きいほど、溶着金属中で脱酸反応が進んでいることを示しており、溶存酸素濃度が低下し、結果的にＣＯガスの発生が抑制できる。
前記の課題を解決するため、本願発明では、次の技術手段を講じている。
本発明に係る溶着金属は、Ｎｉ基合金の外皮にフラックスが充填されたＮｉ基合金フラックス入りワイヤにより溶接された溶着金属であって、前記溶着金属の組成が、Ｃ：０．００５〜０．０５質量％、Ｓｉ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．２〜６．０質量％、Ｃｒ：０．１〜１５．０質量％、Ｍｏ：１０．０〜２５．０質量％、Ｆｅ：０．１〜１０．０質量％、Ｗ：１．０〜４．０質量％、Ｔｉ：０．０１〜１．０質量％、残部がＮｉ及び不可避的不純物であり、前記不可避的不純物が、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下、に規制され、前記溶着金属に含まれる非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値が１．５以上であることを特徴とする。
本発明に係る溶着金属は、Ｎｉ基合金の外皮にフラックスが充填されたＮｉ基合金フラックス入りワイヤにより溶接された溶着金属であって、前記溶着金属の組成が、Ｃ：０．００５〜０．０５質量％、Ｓｉ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．２〜６．０質量％、Ｃｒ：０．１〜１５．０質量％、Ｍｏ：１０．０〜２５．０質量％、Ｆｅ：０．１〜１０．０質量％、Ｗ：１．０〜４．０質量％、Ｔｉ：０．０１〜１．０質量％、残部がＮｉ及び不可避的不純物であり、前記不可避的不純物が、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下、に規制され、前記溶着金属に含まれる非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値が１．５以上であることを特徴とする。
かかる構成によれば、溶着金属は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｗを所定の範囲で含有することで、溶着金属の強度、延性、耐高温割れ性が向上し、Ｔｉを所定の範囲で含有することで、脱酸剤としての効果が向上する。
また、溶着金属は、不可避的不純物について、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｍｇを所定量以下に規制することで、耐高温割れ性、靭性が向上する。
さらに、溶着金属は、溶着金属に含まれる非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値を規定することで、溶着金属中の溶存酸素量が低減する。これにより、ＣＯガスの生成が抑制され、ブローホール発生量が低減する。
また、溶着金属は、不可避的不純物について、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｍｇを所定量以下に規制することで、耐高温割れ性、靭性が向上する。
さらに、溶着金属は、溶着金属に含まれる非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値を規定することで、溶着金属中の溶存酸素量が低減する。これにより、ＣＯガスの生成が抑制され、ブローホール発生量が低減する。
本発明の溶着金属は、溶融金属中のＣＯガス生成反応を抑制することで、ブローホール発生量が極めて少ない良好な溶着金属を得ることができる。
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
本発明の溶着金属は、Ｎｉ基合金の外皮にフラックスが充填されたＮｉ基合金フラックス入りワイヤにより溶接されたものである。そして、溶着金属の組成について、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｗ、Ｔｉを所定量の範囲とし、残部がＮｉ及び不可避的不純物としたものである。
また、溶着金属は、不可避的不純物について、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｍｇを所定量以下に規制したものである。
さらに、溶着金属は、溶着金属に含まれる非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値を１．５以上としたものである。
以下、溶着金属の成分限定理由について説明する。
本発明の溶着金属は、Ｎｉ基合金の外皮にフラックスが充填されたＮｉ基合金フラックス入りワイヤにより溶接されたものである。そして、溶着金属の組成について、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｗ、Ｔｉを所定量の範囲とし、残部がＮｉ及び不可避的不純物としたものである。
また、溶着金属は、不可避的不純物について、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｍｇを所定量以下に規制したものである。
さらに、溶着金属は、溶着金属に含まれる非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値を１．５以上としたものである。
以下、溶着金属の成分限定理由について説明する。
＜Ｃ：０．００５〜０．０５質量％＞
Ｃは溶着金属の強度を向上させる効果がある。但し、溶着金属のＣ含有量が０．００５質量％未満では、強度を向上させる効果を十分に得ることはできない。一方、Ｃ含有量が０．０５質量％を超えると、耐高温割れ性及び靭性が低下する。よって、溶着金属のＣ含有量は０．００５〜０．０５質量％とする。溶着金属のＣ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以上である。また、好ましくは０．０３質量％以下である。なお、本発明における溶着金属のＣ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれるＭｎ−Ｃ、Ｃｒ−Ｃ、Ｗ−Ｃ等の金属炭化物、シールドガス中のＣＯ２ガス及びスラグ成分から還元されたＣがある。
Ｃは溶着金属の強度を向上させる効果がある。但し、溶着金属のＣ含有量が０．００５質量％未満では、強度を向上させる効果を十分に得ることはできない。一方、Ｃ含有量が０．０５質量％を超えると、耐高温割れ性及び靭性が低下する。よって、溶着金属のＣ含有量は０．００５〜０．０５質量％とする。溶着金属のＣ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以上である。また、好ましくは０．０３質量％以下である。なお、本発明における溶着金属のＣ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれるＭｎ−Ｃ、Ｃｒ−Ｃ、Ｗ−Ｃ等の金属炭化物、シールドガス中のＣＯ２ガス及びスラグ成分から還元されたＣがある。
＜Ｓｉ：０．１〜０．５質量％＞
Ｓｉは溶着金属の粒界強度を上げ、延性を向上させる効果がある。但し、溶着金属のＳｉ含有量が０．１質量％未満では、その効果は十分ではない。一方、Ｓｉ含有量が０．５質量％を超えると、Ｎｉと化合して低融点化合物を生成するため、耐高温割れ性を劣化させると共に、靭性も低下する。よって、溶着金属のＳｉ含有量は０．１〜０．５質量％とする。溶着金属のＳｉ含有量は、好ましくは０．４質量％以下、より好ましくは０．３質量％以下、更に好ましくは０．２質量％以下である。なお、本発明における溶着金属のＳｉ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｓｉ及びＦｅ−Ｓｉ合金等、又はＳｉＯ２等のスラグ成分から還元されたＳｉがある。
Ｓｉは溶着金属の粒界強度を上げ、延性を向上させる効果がある。但し、溶着金属のＳｉ含有量が０．１質量％未満では、その効果は十分ではない。一方、Ｓｉ含有量が０．５質量％を超えると、Ｎｉと化合して低融点化合物を生成するため、耐高温割れ性を劣化させると共に、靭性も低下する。よって、溶着金属のＳｉ含有量は０．１〜０．５質量％とする。溶着金属のＳｉ含有量は、好ましくは０．４質量％以下、より好ましくは０．３質量％以下、更に好ましくは０．２質量％以下である。なお、本発明における溶着金属のＳｉ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｓｉ及びＦｅ−Ｓｉ合金等、又はＳｉＯ２等のスラグ成分から還元されたＳｉがある。
＜Ｍｎ：０．２〜６．０質量％＞
ＭｎはＮｉと低融点化合物を形成して耐高温割れ性を劣化させるＳと結合し、Ｓを無害化する効果がある。但し、溶着金属のＭｎ含有量が０．２質量％未満では、Ｓを無害化する効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が６．０質量％を超えると、スラグ剥離性が低下する。よって、溶着金属のＭｎ含有量は、０．２〜６．０質量％とする。溶着金属のＭｎ含有量は、好ましくは２．０質量％以上である。また、好ましくは３．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＭｎ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ合金、ＭｎＯ、ＭｎＯ２及びＭｎＣＯ３等があり、いずれの添加によっても溶着金属のＭｎ量を調整できる。
ＭｎはＮｉと低融点化合物を形成して耐高温割れ性を劣化させるＳと結合し、Ｓを無害化する効果がある。但し、溶着金属のＭｎ含有量が０．２質量％未満では、Ｓを無害化する効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が６．０質量％を超えると、スラグ剥離性が低下する。よって、溶着金属のＭｎ含有量は、０．２〜６．０質量％とする。溶着金属のＭｎ含有量は、好ましくは２．０質量％以上である。また、好ましくは３．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＭｎ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ合金、ＭｎＯ、ＭｎＯ２及びＭｎＣＯ３等があり、いずれの添加によっても溶着金属のＭｎ量を調整できる。
＜Ｃｒ：０．１〜１５．０質量％＞
Ｃｒは溶着金属の強度を向上させる効果がある。但し、溶着金属のＣｒ含有量が０．１質量％未満では、その効果は十分ではない。一方、Ｃｒ含有量が１５．０質量％を超えると、靭性が低下する。よって、溶着金属のＣｒ含有量は、０．１〜１５．０質量％とする。溶着金属のＣｒ含有量は、好ましくは２．０質量％以上、より好ましくは、５．０質量％以上である。また、好ましくは１０質量％以下、より好ましくは８．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＣｒ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｃｒ、Ｆｅ−Ｃｒ合金及びＣｒ２Ｏ３等があり、いずれの添加によっても溶着金属のＣｒ量を調整できる。
Ｃｒは溶着金属の強度を向上させる効果がある。但し、溶着金属のＣｒ含有量が０．１質量％未満では、その効果は十分ではない。一方、Ｃｒ含有量が１５．０質量％を超えると、靭性が低下する。よって、溶着金属のＣｒ含有量は、０．１〜１５．０質量％とする。溶着金属のＣｒ含有量は、好ましくは２．０質量％以上、より好ましくは、５．０質量％以上である。また、好ましくは１０質量％以下、より好ましくは８．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＣｒ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｃｒ、Ｆｅ−Ｃｒ合金及びＣｒ２Ｏ３等があり、いずれの添加によっても溶着金属のＣｒ量を調整できる。
＜Ｍｏ：１０．０〜２５．０質量％＞
Ｍｏは溶着金属の強度を向上させる効果がある。但し、溶着金属のＭｏ含有量が１０．０質量％未満では、溶着金属の強度を確保することができない。一方、Ｍｏ含有量が２５．０質量％を超えると、溶着金属の靭性が低下する。よって、溶着金属のＭｏ含有量は、１０．０〜２５．０質量％とする。溶着金属のＭｏ含有量は、好ましくは１５．０質量％以上、より好ましくは、１６．０質量％以上、さらに好ましくは１７．０質量％以上である。また、好ましくは２０．０質量％以下、より好ましくは１９．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＭｏ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｍｏ及びＦｅ−Ｍｏ合金等があり、いずれの添加によっても溶着金属のＭｏ量を調整できる。
Ｍｏは溶着金属の強度を向上させる効果がある。但し、溶着金属のＭｏ含有量が１０．０質量％未満では、溶着金属の強度を確保することができない。一方、Ｍｏ含有量が２５．０質量％を超えると、溶着金属の靭性が低下する。よって、溶着金属のＭｏ含有量は、１０．０〜２５．０質量％とする。溶着金属のＭｏ含有量は、好ましくは１５．０質量％以上、より好ましくは、１６．０質量％以上、さらに好ましくは１７．０質量％以上である。また、好ましくは２０．０質量％以下、より好ましくは１９．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＭｏ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｍｏ及びＦｅ−Ｍｏ合金等があり、いずれの添加によっても溶着金属のＭｏ量を調整できる。
＜Ｆｅ：０．１〜１０．０質量％＞
Ｆｅは溶着金属の延性を確保するために添加する。但し、溶着金属のＦｅ含有量が０．１質量％未満では、この効果を十分確保することができない。一方、Ｆｅ含有量が１０．０質量％を超えると、溶着金属の耐高温割れ性が劣化する。よって、溶着金属のＦｅ含有量は、０．１〜１０．０質量％とする。溶着金属のＦｅ含有量は、好ましくは３．０質量％以上、より好ましくは、６．０質量％以上である。また、好ましくは９．０質量％以下より好ましくは８．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＦｅ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｆｅ、Ｆｅ−Ｍｎ合金、Ｆｅ−Ｃｒ合金、Ｆｅ−Ｍｏ合金及びＦｅ−Ｔｉ合金等があり、いずれの添加によってもＦｅ量を調整できる。
Ｆｅは溶着金属の延性を確保するために添加する。但し、溶着金属のＦｅ含有量が０．１質量％未満では、この効果を十分確保することができない。一方、Ｆｅ含有量が１０．０質量％を超えると、溶着金属の耐高温割れ性が劣化する。よって、溶着金属のＦｅ含有量は、０．１〜１０．０質量％とする。溶着金属のＦｅ含有量は、好ましくは３．０質量％以上、より好ましくは、６．０質量％以上である。また、好ましくは９．０質量％以下より好ましくは８．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＦｅ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｆｅ、Ｆｅ−Ｍｎ合金、Ｆｅ−Ｃｒ合金、Ｆｅ−Ｍｏ合金及びＦｅ−Ｔｉ合金等があり、いずれの添加によってもＦｅ量を調整できる。
＜Ｗ：１．０〜４．０質量％＞
Ｗは溶着金属の強度を向上させる効果がある。但し、溶着金属中のＷ含有量が１．０質量％未満では、溶着金属の強度を確保することができない。一方、Ｗ含有量が４．０質量％を超えると、溶着金属の靭性が低下する。よって、溶着金属のＷ含有量は１．０〜４．０質量％とする。溶着金属のＷ含有量は、好ましくは２．０質量％以上である。また、好ましくは３．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＷ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｗ、Ｆｅ−Ｗ合金、Ｗ−Ｃ等があり、いずれの添加によってもＷ量を調整することができる。
Ｗは溶着金属の強度を向上させる効果がある。但し、溶着金属中のＷ含有量が１．０質量％未満では、溶着金属の強度を確保することができない。一方、Ｗ含有量が４．０質量％を超えると、溶着金属の靭性が低下する。よって、溶着金属のＷ含有量は１．０〜４．０質量％とする。溶着金属のＷ含有量は、好ましくは２．０質量％以上である。また、好ましくは３．０質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＷ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｗ、Ｆｅ−Ｗ合金、Ｗ−Ｃ等があり、いずれの添加によってもＷ量を調整することができる。
＜Ｔｉ：０．０１〜１．０質量％＞
Ｔｉは溶着金属の脱酸剤として効果がある成分である。但し、溶着金属のＴｉ含有量が０．０１質量％未満では、この脱酸効果を十分確保することができない。一方、Ｔｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶着金属の靭性が低下する。よって、溶着金属のＴｉ含有量は０．０１〜１．０質量％とする。溶着金属のＴｉ含有量は、好ましくは、０．０２質量％以上、より好ましくは、０．０４質量％以上である。また、好ましくは０．２質量％以下、より好ましくは０．１質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＴｉ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｔｉ及びＦｅ−Ｔｉ合金、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、Ｔｉ３Ｏ５等のスラグ成分から還元されたＴｉがある。
Ｔｉは溶着金属の脱酸剤として効果がある成分である。但し、溶着金属のＴｉ含有量が０．０１質量％未満では、この脱酸効果を十分確保することができない。一方、Ｔｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶着金属の靭性が低下する。よって、溶着金属のＴｉ含有量は０．０１〜１．０質量％とする。溶着金属のＴｉ含有量は、好ましくは、０．０２質量％以上、より好ましくは、０．０４質量％以上である。また、好ましくは０．２質量％以下、より好ましくは０．１質量％以下である。なお、本発明の溶着金属におけるＴｉ源としては、外皮を形成するＮｉ基合金、フラックスに含まれる金属Ｔｉ及びＦｅ−Ｔｉ合金、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、Ｔｉ３Ｏ５等のスラグ成分から還元されたＴｉがある。
＜残部：不可避的不純物＞
溶着金属の残部はＮｉ及び不可避的不純物である。
不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ及びＭｇなどが挙げられる。これらの不可避的不純物は、以下の規制範囲であれば、許容される。
溶着金属の残部はＮｉ及び不可避的不純物である。
不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ及びＭｇなどが挙げられる。これらの不可避的不純物は、以下の規制範囲であれば、許容される。
＜Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下＞
Ｐ及びＳはフラックス入りワイヤ中に存在する不可避的不純物である。Ｐ及びＳは、Ｎｉと化合して低融点化合物を生成するため、その含有量が多いと耐高温割れ性が低下する。よって、溶着金属中のＰ及びＳの含有量は、夫々、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下に規制する。
Ｐ及びＳはフラックス入りワイヤ中に存在する不可避的不純物である。Ｐ及びＳは、Ｎｉと化合して低融点化合物を生成するため、その含有量が多いと耐高温割れ性が低下する。よって、溶着金属中のＰ及びＳの含有量は、夫々、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下に規制する。
＜Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下＞
Ｎｂ及びＶはフラックス入りワイヤ中に存在する不可避的不純物である。Ｎｂ及びＶは、Ｎｉと化合して低融点化合物を生成するため、その含有量が多いと耐高温割れ性が低下する。よって、溶着金属中のＮｂ及びＶの含有量は、夫々、０．１質量％以下に規制する。
Ｎｂ及びＶはフラックス入りワイヤ中に存在する不可避的不純物である。Ｎｂ及びＶは、Ｎｉと化合して低融点化合物を生成するため、その含有量が多いと耐高温割れ性が低下する。よって、溶着金属中のＮｂ及びＶの含有量は、夫々、０．１質量％以下に規制する。
＜Ａｌ：０．１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下＞
Ａｌ及びＭｇはフラックス入りワイヤ中に存在する不可避的不純物である。Ａｌ及びＭｇは、外皮を形成するＮｉ基合金や、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ等のスラグ成分からの還元により溶着金属に混入する。そして、溶着金属中のＡｌ含有量が０．１質量％を超えると、靭性が低下する。また、Ｍｇ含有量が０．０１質量％を超えると、靭性が低下する。よって、溶着金属中のＡｌ及びＭｇの含有量は、夫々、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下に規制する。
Ａｌ及びＭｇはフラックス入りワイヤ中に存在する不可避的不純物である。Ａｌ及びＭｇは、外皮を形成するＮｉ基合金や、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ等のスラグ成分からの還元により溶着金属に混入する。そして、溶着金属中のＡｌ含有量が０．１質量％を超えると、靭性が低下する。また、Ｍｇ含有量が０．０１質量％を超えると、靭性が低下する。よって、溶着金属中のＡｌ及びＭｇの含有量は、夫々、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下に規制する。
＜（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値：１．５以上＞
前記溶着金属には非金属系介在物が含有される。非金属介在物について質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値を１．５以上に制御することで、溶着金属中の溶存酸素量が低減する。これにより、ＣＯガスの生成が抑制され、ブローホール発生量を減らすことが出来る（図１参照）。（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値が１．５未満では、上記効果が十分ではなく、溶着金属中にブローホールが発生する。よって、（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値は１．５以上とする。好ましくは、２．０以上である。なお、上限については特に規定されるものではないが、好ましくは、５．０以下である。なお、前記式は、実験により導き出したものである。
前記溶着金属には非金属系介在物が含有される。非金属介在物について質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値を１．５以上に制御することで、溶着金属中の溶存酸素量が低減する。これにより、ＣＯガスの生成が抑制され、ブローホール発生量を減らすことが出来る（図１参照）。（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値が１．５未満では、上記効果が十分ではなく、溶着金属中にブローホールが発生する。よって、（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値は１．５以上とする。好ましくは、２．０以上である。なお、上限については特に規定されるものではないが、好ましくは、５．０以下である。なお、前記式は、実験により導き出したものである。
なお、溶着金属に含有される非金属系介在物は、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、ＭｎＯ、ＳｉＯ２の他、不純物として、例えばＺｒＯ２、Ｋ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏなどを含有する。なお、これら不純物は、総和として非金属系介在物に１０質量％以下まで含有しても何ら問題は無い。なお、本発明では、後述の方法にて、非金属系介在物中のＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、ＭｎＯ、ＳｉＯ２の含有量を測定し、それらの合計が１００質量％となるよう換算をしている。
また、非金属系介在物の組成は、母材組成、フラックス入りワイヤの組成、溶接条件の組合せにより決定される。特に、フラックス入りワイヤの外皮中に含まれる、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉの影響を受け、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉを増量することで、溶着金属に含有される非金属系介在物のＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯ２濃度を増やすことが可能となる。その結果、（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率を増やすことができ、ブローホールの発生量を減らすことが出来る。
また、非金属系介在物の組成は、母材組成、フラックス入りワイヤの組成、溶接条件の組合せにより決定される。特に、フラックス入りワイヤの外皮中に含まれる、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉの影響を受け、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉを増量することで、溶着金属に含有される非金属系介在物のＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯ２濃度を増やすことが可能となる。その結果、（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率を増やすことができ、ブローホールの発生量を減らすことが出来る。
以上説明した本発明の溶着金属は、９％Ｎｉ鋼や各種高Ｎｉ合金等の低温鋼の溶接に際し、Ａｒ＋ＣＯ２混合ガスを用いたガスシールドアーク溶接等に用いる溶接ワイヤにより溶接されることで得られる。
以下、本発明の実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。
まず、下記表１に示す組成のＮｉ基合金からなる厚さ０．４ｍｍ、幅９．０ｍｍの帯を湾曲させて、円筒状の外皮を作製した。これらの外皮に、金属原料とフラックスを内包し、下記表２に示す組成のフラックス入りワイヤを作製した。このワイヤを、直径が１．２ｍｍになるように伸線加工した後、通電加熱により、ワイヤ中に含まれる水分を４００ｐｐｍ以下にしたものを供試ワイヤとした。
まず、下記表１に示す組成のＮｉ基合金からなる厚さ０．４ｍｍ、幅９．０ｍｍの帯を湾曲させて、円筒状の外皮を作製した。これらの外皮に、金属原料とフラックスを内包し、下記表２に示す組成のフラックス入りワイヤを作製した。このワイヤを、直径が１．２ｍｍになるように伸線加工した後、通電加熱により、ワイヤ中に含まれる水分を４００ｐｐｍ以下にしたものを供試ワイヤとした。
前述の方法で製造したフラックス入りワイヤを使用して、溶着金属を得て、溶着金属の化学成分分析を行うとともに、溶着金属の強度、衝撃値、耐高温割れ性、耐ブローホール性の評価を行った。
耐ブローホール性の評価については、表３に示す組成の板厚が１２ｍｍ、幅が２５０ｍｍ、長さが３００ｍｍの９％Ｎｉ鋼板を母材として使用した。図２に示す開先角度６０°、ルートギャップ５ｍｍの裏当て金付きの母材を半自動溶接にて３層３パスで立向上進溶接を行った。その際の溶接条件は、溶接電流が１６０Ａ（直流ワイヤプラス）、アーク電圧が２６Ｖであり、シールドガスには８０％Ａｒ−２０％ＣＯ２を使用し、シールドガスの流量は２５リットル／分とし、溶接速度を１１〜１５ｃｍ／分とした。
耐ブローホール性の評価については、表３に示す組成の板厚が１２ｍｍ、幅が２５０ｍｍ、長さが３００ｍｍの９％Ｎｉ鋼板を母材として使用した。図２に示す開先角度６０°、ルートギャップ５ｍｍの裏当て金付きの母材を半自動溶接にて３層３パスで立向上進溶接を行った。その際の溶接条件は、溶接電流が１６０Ａ（直流ワイヤプラス）、アーク電圧が２６Ｖであり、シールドガスには８０％Ａｒ−２０％ＣＯ２を使用し、シールドガスの流量は２５リットル／分とし、溶接速度を１１〜１５ｃｍ／分とした。
溶着金属については、図３に示すように、板厚２０ｍｍのＳＭ４９０鋼板の開先面に、開先角度が４５°になるように斜面を形成し、この開先部を供試ワイヤでバタリングして、バタリング層を形成した。その後、バタリングされた母材同士をルートギャップが１２ｍｍとなるように配置し、開先が狭まる側に、同様に表面をバタリングした裏当て金（鋼材）を配置した。この開先を溶接し、溶着金属を作成した。化学成分分析試料及び引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１）は図４に示す要領で、また、衝撃試験片は図５に示す要領で試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１）を採取した（二点鎖線で示す領域）。
その際の溶接条件は、溶接電流が２００Ａ 、電圧が２９Ｖ 、溶接速度が３００〜４００ｍｍであり、シールドガスには８０％Ａｒ−２０％ＣＯ２を使用し、シールドガスの流量は２５リットル／分とした。
その際の溶接条件は、溶接電流が２００Ａ 、電圧が２９Ｖ 、溶接速度が３００〜４００ｍｍであり、シールドガスには８０％Ａｒ−２０％ＣＯ２を使用し、シールドガスの流量は２５リットル／分とした。
高温耐割れ試験は、表３に示す成分の母材を使用し、図６に示すように、開先角度が６０°になるように板厚の半分まで斜面が形成された板厚が２０ｍｍ、幅が１２５ｍｍ、長
さが３００ｍｍの母材を間隔が２ｍｍになるように調整して、拘束割れ試験方法により行
った。自動溶接機によるシングルビード溶接を行い、スタートとクレータを除く溶接金属
部に発生する割れの有無を確認した。
高温割れ試験の溶接条件は、電流を２８０Ａ、電圧を３４Ｖ、溶接速度を５０ｃｍ／分、シールドガスには８０％Ａｒ−２０％ＣＯ２を使用し、シールドガスの流量は２５リットル／分とした。
さが３００ｍｍの母材を間隔が２ｍｍになるように調整して、拘束割れ試験方法により行
った。自動溶接機によるシングルビード溶接を行い、スタートとクレータを除く溶接金属
部に発生する割れの有無を確認した。
高温割れ試験の溶接条件は、電流を２８０Ａ、電圧を３４Ｖ、溶接速度を５０ｃｍ／分、シールドガスには８０％Ａｒ−２０％ＣＯ２を使用し、シールドガスの流量は２５リットル／分とした。
溶着金属組成を表４に示す。
溶着金属中の非金属系介在物の平均組成については、溶着金属の縦断面の中央部分から試験片５ｍｍ角を切出し、日本電子データム製の電子線マイクロプローブＸ線分析計（ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ 商品名「ＪＸＡ−８５００Ｆ」）を用いて観察し、短径が１μｍ以上の非金属系介在物について成分組成を定量分析した。このとき、観察面積を２５ｍｍ２（研磨面）とし、非金属系介在物の中央部での成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析した。分析対象元素は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｏ（酸素）とした。そして、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする上記介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から各試料に含まれる元素量を定量した。そして、観察面積内に存在する短径が１μｍ以上の非金属系介在物１００個について、上記手段で元素量を定量し、その結果を算術平均することで平均の介在物組成を求めた。その結果を表５に示す。
評価基準は以下のとおりである。
溶着金属の強度は、引張試験により評価した。引張強さが６９０ＭＰａ以上、かつ、伸びが３０％以上の場合を○と評価した。
衝撃値は、衝撃試験により評価した。−１９６℃における衝撃値が７０Ｊ以上を○とした。
溶着金属の強度は、引張試験により評価した。引張強さが６９０ＭＰａ以上、かつ、伸びが３０％以上の場合を○と評価した。
衝撃値は、衝撃試験により評価した。−１９６℃における衝撃値が７０Ｊ以上を○とした。
溶着金属の耐ブローホール性については、余盛、裏当て金を削除した後、放射線透過試験を行い、検出された０．４ｍｍ以上の球状欠陥の個数によって評価した。この際、溶接ビードの始端部及び終端部については、各々の端部から３０ｍｍの部分を評価対象外の領域とした。ビードの長さが２４０ｍｍあたりのブローホールの発生数が５個以下の場合を◎、６〜１０個であった場合を○、１１個以上であった場合を×と評価した。
これらの結果を表６に示す。
これらの結果を表６に示す。
表６に示すように、本発明の範囲を満足する実施例であるＮｏ．１〜３は、溶着金属の強度、衝撃値、耐高温割れ性、耐ブローホール性が良好であった。
比較例であるＮｏ．４〜８は、（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値が１．５未満のため、耐ブローホール性が低下した。
以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することが可能であることはいうまでもない。
Claims (1)
- Ｎｉ基合金の外皮にフラックスが充填されたＮｉ基合金フラックス入りワイヤにより溶接された溶着金属であって、
前記溶着金属の組成が、
Ｃ：０．００５〜０．０５質量％、
Ｓｉ：０．１〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．２〜６．０質量％、
Ｃｒ：０．１〜１５．０質量％、
Ｍｏ：１０．０〜２５．０質量％、
Ｆｅ：０．１〜１０．０質量％、
Ｗ：１．０〜４．０質量％、
Ｔｉ：０．０１〜１．０質量％、
残部がＮｉ及び不可避的不純物であり、
前記不可避的不純物が、
Ｐ：０．０２０質量％以下、
Ｓ：０．０１０質量％以下、
Ｎｂ：０．１質量％以下、
Ｖ：０．１質量％以下、
Ａｌ：０．１質量％以下、
Ｍｇ：０．０１質量％以下、
に規制され、
前記溶着金属に含まれる非金属系介在物について、質量％で算出される（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２）／（Ｃｒ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＳｉＯ２）の比率の平均値が１．５以上であることを特徴とする溶着金属。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013227172A JP6084549B2 (ja) | 2013-10-31 | 2013-10-31 | 溶着金属 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013227172A JP6084549B2 (ja) | 2013-10-31 | 2013-10-31 | 溶着金属 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015085367A JP2015085367A (ja) | 2015-05-07 |
| JP6084549B2 true JP6084549B2 (ja) | 2017-02-22 |
Family
ID=53048749
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013227172A Active JP6084549B2 (ja) | 2013-10-31 | 2013-10-31 | 溶着金属 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6084549B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109628797A (zh) * | 2018-11-26 | 2019-04-16 | 抚顺特殊钢股份有限公司 | 一种导弹发射装置用镍基超合金及制造工艺 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58132393A (ja) * | 1982-01-30 | 1983-08-06 | Sumikin Yousetsubou Kk | ９％Ｎｉ鋼溶接用複合ワイヤ |
| JP4447078B2 (ja) * | 1998-08-10 | 2010-04-07 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤ |
| JP4970802B2 (ja) * | 2006-02-02 | 2012-07-11 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤ |
| JP5198481B2 (ja) * | 2010-01-09 | 2013-05-15 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤ |
| JP5411820B2 (ja) * | 2010-09-06 | 2014-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | フラックス入り溶接ワイヤ及びこれを用いた肉盛溶接のアーク溶接方法 |
-
2013
- 2013-10-31 JP JP2013227172A patent/JP6084549B2/ja active Active
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109628797A (zh) * | 2018-11-26 | 2019-04-16 | 抚顺特殊钢股份有限公司 | 一种导弹发射装置用镍基超合金及制造工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015085367A (ja) | 2015-05-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101674743B1 (ko) | 가스 실드 아크 용접용 플럭스 내장 와이어 및 극저온용 강의 용접 방법 및 용접 조인트의 제조 방법 | |
| JP5968855B2 (ja) | Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤ | |
| JP4970802B2 (ja) | Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤ | |
| JP5416605B2 (ja) | フラックス入りワイヤ | |
| JP6291461B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ | |
| CN106392369B (zh) | Ni基合金药芯焊丝 | |
| KR102013984B1 (ko) | 가스 실드 아크 용접용 플럭스 내장 와이어 | |
| JP5764083B2 (ja) | フラックス入りワイヤおよびこれを用いたガスシールドアーク溶接方法 | |
| JP2008068274A (ja) | 低温靭性に優れた高強度溶接金属 | |
| JPWO2020039643A1 (ja) | ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ | |
| JP6690786B1 (ja) | ソリッドワイヤ及び溶接継手の製造方法 | |
| JP6155810B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用高Ｎｉフラックス入りワイヤ | |
| JP4173076B2 (ja) | Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤ | |
| JP6891630B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法 | |
| JP6801494B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ、および溶接継手の製造方法 | |
| JP2010017717A (ja) | フラックス入りワイヤ | |
| JP6235402B2 (ja) | 強度、靭性および耐ｓｒ割れ性に優れた溶接金属 | |
| JP2019048324A (ja) | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法 | |
| JP6953870B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法 | |
| JP4745900B2 (ja) | 低温靭性、耐低温割れ性、および全姿勢溶接時のビード形状が良好な高強度溶接金属 | |
| JP6084549B2 (ja) | 溶着金属 | |
| JP6726008B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ | |
| JP2019048323A (ja) | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法 | |
| JP6881025B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法 | |
| JP2022061819A (ja) | 溶接継手の製造方法及び開先充填用のフラックス入りカットワイヤ |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150901 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20160531 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20160810 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20160823 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20170110 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20170125 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6084549 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |