WO2012105452A1 - Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ、被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属 - Google Patents

Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ、被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属 Download PDF

Info

Publication number
WO2012105452A1
WO2012105452A1 PCT/JP2012/051837 JP2012051837W WO2012105452A1 WO 2012105452 A1 WO2012105452 A1 WO 2012105452A1 JP 2012051837 W JP2012051837 W JP 2012051837W WO 2012105452 A1 WO2012105452 A1 WO 2012105452A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
less
welding
content
weld
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/051837
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
憲治 川崎
聖一 川口
真彦 豊田
朝田　誠治
顕 小西
裕介 佐野
玉男 高津
貞一郎 斎藤
哲也 三五
典仁 小川
Original Assignee
三菱重工業株式会社
日本ウエルディング・ロッド株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 三菱重工業株式会社, 日本ウエルディング・ロッド株式会社 filed Critical 三菱重工業株式会社
Priority to US13/982,878 priority Critical patent/US10675720B2/en
Priority to JP2012529032A priority patent/JP5270043B2/ja
Priority to EP12742169.1A priority patent/EP2671669B1/en
Publication of WO2012105452A1 publication Critical patent/WO2012105452A1/ja

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3033—Ni as the principal constituent
    • B23K35/304—Ni as the principal constituent with Cr as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B23K35/0261—Rods, electrodes, wires
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3033—Ni as the principal constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium

Definitions

  • the present invention relates to a Ni-based high Cr alloy welding wire, a coated arc welding rod, and a coated arc weld metal used in welding of a pressurized water nuclear power plant operating at a high temperature.
  • Patent Documents 1 to 9 and Non-Patent Document 1 As Ni-based high Cr alloy welding materials used for steam generator materials and the like of a pressurized water nuclear power plant operating at a high temperature of 300 ° C. to 350 ° C., those shown in the following Patent Documents 1 to 9 and Non-Patent Document 1 are known. Yes.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose techniques for improving high temperature strength characteristics by adding N.
  • Patent Document 3 discloses a technique for suppressing hot cracking, cold cracking, root cracking, stress corrosion cracking and obtaining desired strength and corrosion resistance by reducing the content of Al and Ti and adding Nb. Has been.
  • Patent Document 4 discloses a technique for reducing the content of Al and Ti and adding Ta instead of Nb, thereby reducing the scale of the weld bead surface and increasing the weld crack resistance.
  • Patent Document 5 discloses a technique for suppressing various types of cracks including ductile deterioration cracks in overlay welding on SUS304 steel sheet by adding Mo and Nb + Ta.
  • Patent Document 6 discloses a technique for obtaining a desired strength and suppressing stress corrosion cracking, solidification cracking, ductility deterioration cracking, and root cracking by adding Mo and Nb + Ta and further adding a small amount of Ca + Mg.
  • Patent Document 7 discloses a technique that eliminates the need for stabilization by adding Nb, and prevents the decrease in corrosion resistance and weldability due to S by adding Mn.
  • Patent Document 8 discloses a technique for obtaining an alloy excellent in metal dusting resistance by adding Cu, Nb, Ta, Mo, or the like to a Ni-based high Cr alloy.
  • Patent Document 9 discloses a technique for improving weld crack resistance and hot workability of a wire by adjusting the addition of Nb and Mn and the content of Nb + Mn.
  • Non-Patent Document 1 discloses a technique related to ductile drop cracking that occurs in Ni-base alloy weld metal (82Ni-base alloy and 52Ni-base alloy).
  • Non-Patent Document 2 discloses the chemical composition of a Ni-based high alloy welding material defined by American Welding Association Standard (AWS) and American National Standard (ANSI).
  • AWS American Welding Association Standard
  • ANSI American National Standard
  • the weld metal part In the welded part of equipment that operates at high temperatures of 300 ° C to 350 ° C, the weld metal part is required to have a high-temperature strength almost equal to that of the base metal. In conventional 690Ni-base alloy welded joints, the weld metal may have lower high-temperature strength than the base metal. Therefore, development of a welding material with higher reliability for stabilization of high-temperature strength has been an issue.
  • the techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2 described above improve the high-temperature strength by solid solution strengthening with N. However, in this technique, the solubility of N in the Ni-based alloy is extremely low, and if it is added exceeding the limit, pores are generated in the weld metal. Further, it promotes the precipitation of nitrides such as Ti and N, and causes a decrease in the ductility of the weld metal, so there is a limit to improving the strength by adding N.
  • Patent Document 3 is a technique for improving stress corrosion cracking and weld crack sensitivity by adding Nb and Patent Document 6 by adding Mo and Nb + Ta.
  • Patent Documents 3 and 6 do not specifically disclose the strength of the examples, although there is a description of the strength.
  • the inventions of Patent Documents 4, 5, 7, 8, and 9 do not disclose anything regarding strength.
  • the structure of the Ni-based high Cr alloy is a complete austenite structure with low solubility with respect to impurity elements such as P and S, and is used for welding thick-walled structural materials with high restraint stress in actual machines. Therefore, this type of welding material is required to have excellent weld crack resistance.
  • S which has a very low solubility, significantly affects the weld cracking susceptibility to the austenite structure.
  • the restraint stress becomes high when welding a thick-walled structural material, so that micro cracks occur in a bending test.
  • H in the wire is mixed by adhesion of a lubricant on the wire surface during melting or wire drawing. In covered arc welding, H is further mixed from the flux.
  • the microstructure of the weld metal was observed in detail, it was found that when the H content exceeded a certain value, microvoids were generated at the grain boundaries as the initial stage of stress corrosion cracking and ductile deterioration cracking.
  • the Ni-based high Cr alloy filler material disclosed in Patent Document 4 has a limit in suppressing the scale of the weld bead surface generated in TIG welding.
  • Table 1 shows a part of welding materials standardized by AWS of Non-Patent Document 2 (component range of ERNiCrFe-13).
  • AWS of Non-Patent Document 2 component range of ERNiCrFe-13.
  • Nb, Ta, Mo, Al, Ti In actual production of welding materials, Nb, Ta, Mo, Al, Ti, If optimization of the content of elements such as Mg and Ca and the permissible value of the content of inevitable impurities mixed during melting or wire drawing are not fully studied, practical application is impossible.
  • an object of the present invention is to provide a Ni-based high Cr alloy welding wire that improves the tensile strength of welds, resistance to weld cracking, soundness of the microstructure of the weld metal, and welding workability. is there.
  • Another object of the present invention is to provide a Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rod and a coated arc-welded metal with improved weld strength, tensile strength, weld cracking resistance and weld metal microstructure.
  • the Ni-based high Cr alloy welding wire of the present invention has C: 0.04 mass% or less, Mn: 7 mass% or less, Fe: 1 to 12 mass%, Si: 0.75 mass% or less, Al: 0.01 ⁇ 0.7 mass%, Ti: 0.01-0.7 mass%, Cr: 25.0-31.5 mass%, Ta: 1-10 mass%, Mo: 1-6 mass%, N: 0 0.1% by mass or less, P: 0.02% by mass or less, O: 0.01% by mass or less, S: 0.0015% by mass or less, H: 0.0015% by mass or less, Cu: 0.02% by mass or less. It has a composition containing 08 mass% or less, Co: 0.05 mass% or less, and the balance being Ni.
  • the present inventors have examined the conditions of a Ni-based high Cr alloy welding wire that improves the tensile strength of the weld, weld crack resistance, soundness of the weld metal microstructure, and welding workability.
  • the weld metal is a metal in a welded portion where a welding wire and a base material are melted.
  • the relationship between the improvement in weld crack resistance and the content of S, Ta, Al, Ti is specified by the above formula (1), and It has been found that the relationship between the improvement in tensile strength and the contents of Ta, Mo, and N is specified by the above formula (2).
  • the tensile strength and weld crack resistance of the welded portion are excellent, the soundness of the microstructure of the weld metal, welding A Ni-based high Cr alloy welding wire with improved workability can be provided.
  • the calculated value of said (1) Formula is defined as 19.3 or less, there exists a tendency for weld crack resistance to improve further, so that the calculated value of said (1) Formula is small. Therefore, in order to obtain remarkable weld crack resistance, the calculated value of the above equation (1) may be set to 13 or less.
  • Nb niobium
  • Ta niobium
  • an effect of increasing strength by precipitation strengthening and solid solution strengthening is obtained.
  • increasing Nb content tends to increase weld cracking susceptibility in overlay welding on SUS304 plate, while increasing Ta content increases weld cracking susceptibility. It turned out that there was a tendency to decrease somewhat. Accordingly, by using a chemical composition containing only Ta as a Group 5 element (not containing Nb) as in the present invention, a Ni-based high Cr alloy welding wire particularly excellent in weld crack resistance is provided. Can do.
  • the C (carbon) is a solid solution strengthening element, and the tensile strength increases as the C content increases. However, if the C content exceeds 0.04% by mass, the stress corrosion cracking resistance deteriorates. Therefore, considering these points, the C content is 0.04% by mass or less. In order to obtain the effect of increasing the tensile strength, the lower limit value of the C content is preferably 0.006% by mass. In the present application, “mass% or less” does not include 0 mass%.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content in the welding wire is defined as 1.0% by mass or less.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.05% by mass.
  • Fe iron
  • Fe is effective in stabilizing the metal structure at high temperature and mitigates aging embrittlement, so it is necessary to contain 1% or more.
  • the Fe content exceeds 12% by mass, ductile drop cracking occurs due to precipitation of grain boundary carbides, and the corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance deteriorate. Therefore, the Fe content is 1 to 12% by mass.
  • Si silicon
  • the Si content is 0.75% by mass or less.
  • the lower limit of Si content is 0.05 mass%.
  • Al (aluminum) is mainly used as a deoxidizer when melting a welding wire, and has the effect of reducing weld crack sensitivity.
  • Al fixes N in the deposited metal as an N stabilizing element and contributes to improvement in strength.
  • the weld metal is a metal in a portion where slag is removed from a welded portion where a welding rod is melted. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain 0.01 mass% or more of Al.
  • slag floats on the surface of the molten pool in TIG welding or MIG welding. Since this slag firmly adheres as a scale film to the surface of the weld metal, it causes a fusion failure and the welding workability is reduced.
  • the upper limit of the Al content is 0.7% by mass.
  • the tensile strength, weld crack sensitivity, and welding workability of the welded portion can be reliably improved with good balance. Therefore, when considering the balance of tensile strength, weld crack sensitivity, and welding workability of the weld zone, the lower limit value of the Al content is 0.26% by mass (the Al content is 0.26 to 0.7% by mass). It is good.
  • the Al content is low, but it is compatible with reduced weld cracking susceptibility Therefore, the content is preferably 0.05 to 0.5% by mass.
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • Ti is used as a deoxidizer and has an effect of reducing weld cracking sensitivity. Ti also contributes to the improvement of hot workability at the time of filler material manufacture. Further, Ti has a strong affinity for N and precipitates as TiN. Thereby, a structure
  • the Ti content when the Ti content is in the range of 0.36% by mass or more, the tensile strength, weld crack sensitivity, and welding workability of the welded portion can be reliably improved with good balance. Therefore, similarly to Al, considering the balance of the tensile strength, weld crack sensitivity, welding workability, etc. of the welded portion, the lower limit value of the Ti content is 0.36% by mass (the Ti content is 0.36 to 0.36%). 0.7 mass%). Note that the Ti content is preferably 0.05 to 0.5% by mass in order to achieve both welding workability and reduced weld cracking susceptibility in the same manner as Al.
  • Cr chromium
  • Cr is an essential element for enhancing the corrosion resistance, and it is necessary to contain 25.0% by mass or more in order to exert a sufficient effect on the stress corrosion cracking resistance. However, if it exceeds 31.5% by mass, the hot workability during the production of the filler metal is remarkably lowered, or ductile decline cracking due to precipitation of grain boundary carbides is promoted, so the Cr content is 25.0 to 31. .5% by mass.
  • Ta is a similar element to Nb, and is similar to Nb in that it forms a compound with carbon and nitrogen and enhances corrosion resistance.
  • Ta is different from Nb in that weld cracks do not increase in overlay welding on a SUS304 plate even if the content thereof is increased. Therefore, even if it is a homologous element, the behavior of the weld crack cannot be adjusted by the content of Nb + Ta.
  • the strength is increased by precipitation strengthening and solid solution strengthening, and the effect is manifested from a Ta content of 1% by mass.
  • Ta is contained in excess of 10% by mass, the tensile strength is excessively increased and the ductility is lowered, so the Ta content is 1 to 10% by mass.
  • Mo molybdenum
  • Mo molybdenum
  • Mo is an element that effectively increases the strength by solid solution strengthening, and the effect is manifested when the Mo content is 1 mass%.
  • the Mo content exceeds 6% by mass, the tensile strength increases excessively and the ductility decreases, so the Mo content is 1 to 6% by mass.
  • P phosphorus
  • Ni—Ni 3 P or the like low-melting point eutectic
  • O oxygen
  • Oxgen is an inevitable impurity that enters from the atmosphere during melting of the filler metal. O collects in the form of oxides at the crystal grain boundaries of the weld metal and lowers the high temperature strength of the crystal grain boundaries. Moreover, since O raises the weld crack sensitivity, it is 0.01 mass% or less.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an unavoidable impurity like O, and it is important to determine the limit value of its content.
  • N forms a nitride (TiN or the like) with Ti or the like, and contributes to increasing the tensile strength. However, if it exceeds 0.1% by mass, the high temperature ductility decreases, so N is 0.1% by mass or less.
  • S sulfur
  • Ni-based alloys it is an element that has extremely low solubility and is likely to segregate at grain boundaries, and most promotes weld cracking susceptibility.
  • H hydrogen
  • H is an unavoidable impurity mixed due to adhesion of lubricant during melting or wire drawing. H is trapped in places with high residual stress, carbides, and the like, causing microvoids due to hydrogen embrittlement and reducing the soundness of the microstructure. Therefore, the H content is 0.0015% by mass or less.
  • Cu copper is an unavoidable impurity that increases the weld cracking susceptibility when performing a build-up welding on a carbon steel plate, when the dilution ratio is large and a considerable amount of Fe is contained in the weld metal. Cracks that occur due to an increase in Cu content are cracks that occur because Fe mixed in the weld metal from carbon steel does not form a solid solution with Cu at the time of overlay welding on a carbon steel sheet. Occurs by increasing the amount. The welding conditions and the cause of occurrence differ between this crack and the weld crack in the thick-walled structure welded joint. However, since Cu is contained as an impurity element in the melting raw material, the Cu content is 0.08% by mass or less in consideration of this point.
  • Co is an inevitable impurity with a long half-life. If such Co is contained for use in a pressurized water reactor, when a 690Ni-based alloy is used, the activated Co circulates in the reactor system along with oxides, etc. during periodic inspections, etc. In order to increase the radiation level of the work environment, it is better not to have Co. However, Co is originally contained in Ni raw material by about 1 to 2%, and considering this point, the Co content is 0.05% by mass or less.
  • Ca (calcium) and Mg (magnesium) are elements having strong affinity with O and S, and their deoxidation / desulfurization effect is high, and the weld crack sensitivity can be reduced.
  • Ca (calcium) and Mg (magnesium) are treated as inevitable impurities because they promote the generation of scale on the surface of the weld bead more significantly than Al and Ti.
  • the total content of Ca and Mg is 0.002% by mass or more, scale generation tends to be remarkable. Therefore, it is preferable to control the content of Ca and Mg so that the sum is less than 0.002% by mass.
  • Nb reduces weld crack resistance
  • a chemical composition containing only Ta is an element that is effective for improving corrosion resistance and strength, like Ta, and it is less expensive than Ta.
  • part of Ta may be replaced with Nb.
  • the Nb content is 0.5% by mass or less
  • the S, Ta, Nb, Al, Ti, Ta, Mo, and N contents are expressed by the following relational expressions (3) and (4): Adjust the ingredients to meet.
  • the manufacturing cost of the welding wire can be reduced.
  • the calculated value of the above equation (3) is also set to 19.3 or less.
  • the calculated value of equation (3) may be set to 13 or less.
  • the Ni-based high Cr alloy welding wire of the present invention preferably further contains one or more components selected from B (boron), Zr (zirconium), and rare earth elements (REM): 0.02% by mass or less. Since B precipitates preferentially at the grain boundary in the Ni-based alloy at a high temperature over sulfides that weaken the grain boundary, it has the effect of strengthening the crystal grain boundary. B is effective for suppressing ductile drop cracking particularly at high temperatures. B is preferably added in the range of 0.001 to 0.005 mass%.
  • Zr has a strong affinity with O and has an effect as a deoxidizer. However, when the amount of Zr added is large, a eutectic compound with Ni having a low melting point is formed, and the weld cracking sensitivity becomes high.
  • rare earth element La (lanthanum), Ce (cerium) or the like is used.
  • Rare earth elements have a large deoxidation effect and desulfurization effect, and have the effect of suppressing cracks generated during hot working due to grain boundary strengthening and the effect of reducing weld crack sensitivity.
  • the amount of rare earth element added is large, a eutectic compound with Ni having a low melting point is formed, and the weld cracking sensitivity becomes high.
  • B, Zr, and rare earth elements each have an effect of improving weld crack resistance, but the same effect can be obtained by adding them in combination. However, if added excessively, the weld cracking sensitivity becomes high. Therefore, it contains 0.02% by mass or less of at least one of B, Zr and rare earth elements.
  • the alloy composition of the Ni-based high Cr alloy welding wire is set to C: 0 after satisfying the above-described constituent requirements of the present invention.
  • Mn 1.0 mass% or less
  • Si 0.50 mass% or less
  • Fe 1 to 12 mass%
  • Al 0.5 mass% or less
  • Ti 0.5 mass% or less
  • Cr 28-31.5% by mass
  • Nb 0.5% by mass or less
  • Nb + Ta 2.1-4.0% by mass
  • Mo 3.0-5.0% by mass
  • B 0.003% by mass
  • Zr 0.02% by mass or less
  • inevitable impurities Ca + Mg: less than 0.002% by mass, Cu: 0.08% by mass or less
  • Co 0.05% by mass or less
  • P 0.0. 02% by mass or less
  • S 0.0015% by mass or less
  • O 0.01% by mass Lower
  • N 0.1 wt% or less
  • H contains 0.0015 wt% or less, or a composition the balance being Ni.
  • the Ni content is preferably 52.0 to 62.0% by mass.
  • the Ni-based high Cr alloy welding wire of the present invention can be used in the form of a coated arc welding rod.
  • the chemical composition of the coated arc welding rod is C: 0.04 mass% or less, Mn: 7 mass% or less, Fe: 1 to 12 mass%, Si: 0.75 mass% or less, Al: 0.00%.
  • the expected action of each element contained in the coated arc welding rod of the present invention and the reason for limiting the content are substantially the same as those of the above-mentioned Ni-based high Cr alloy welding wire.
  • the Al content is limited to 0.26 to 1.0% by mass, which surely improves the tensile strength, weld cracking susceptibility, and welding workability of the weld. Because.
  • the reason why the Ti content is limited to 0.36 to 1.0% by mass is to surely improve the tensile strength, weld crack sensitivity, and welding workability of the weld.
  • the lower limit values of the Al and Ti contents in the welding wire are 0.26% by mass and 0.36% by mass, respectively. % Can be increased. Thereby, at the time of welding, the deoxidation and desulfurization effects can be enhanced to reduce the weld crack sensitivity, and the tensile strength can be further improved.
  • the content of Al or Ti exceeds 1.0% by mass, the slag peelability decreases and welding workability decreases, so the upper limit for both Al and Ti is set to 1.0% by mass. It has been.
  • the Nb content is limited to 3.0% by mass or less because, even if a part of Ta is replaced with Nb, as described above, the manufacturing cost is reduced and the welding workability and weld crack resistance are excellent. This is because the tensile strength of the weld is improved.
  • a welding wire core wire for coated arc welding rod
  • the upper limit is set to 3.0% by mass.
  • the reason why the Ta content is limited to 3.0% by mass or less is to improve the tensile strength of the welded portion while maintaining excellent welding workability and weld crack resistance by containing Ta.
  • a welding wire core wire for coated arc welding rod
  • the upper limit of the content is set to 3.0% by mass.
  • the weld metal after welding has the following alloy composition. That is, C: 0.04 mass% or less, Mn: 7 mass% or less, Fe: 1 to 12 mass%, Si: 0.75 mass% or less, Al: 0.01 to 0.7 mass%, Ti: 0 .01 to 0.7 mass%, Cr: 25.0 to 31.5 mass%, Nb + Ta: 1.8 to 4.5 mass% or less, Mo: 1 to 6 mass%, Ca as inevitable impurities And the total Mg content is less than 0.002% by mass, N: 0.1% by mass or less, P: 0.02% by mass or less, S: 0.005% by mass or less, O: 0.1% by mass or less, A coated arc weld metal having a composition containing H: 0.002% by mass or less, Cu: 0.08% by mass or less, Co: 0.05% by mass or less, and the balance being Ni is obtained.
  • the reason for limiting the action and content of each element contained in the coated arc-welded metal of the present invention is almost the same as that of the above-described Ni-based high Cr alloy welding wire.
  • the reason for limiting the S content to 0.005% by mass or less is that the trace amount of S is contained in the flux covering the welding rod, This is to increase the S content.
  • the content of Mn is increased to fix S as MnS having a high melting point, and the adverse effect on weld cracking due to segregation of S grain boundaries can be suppressed. .
  • the S content in the weld metal of the coated arc welding rod of the present invention is less than the limit value of the welding wire.
  • the Nb content can be made higher than that of the welding wire.
  • Nb is an element effective for improving corrosion resistance and strength like Ta as described above, and is lower in cost than Ta. Therefore, by replacing part of Ta with Nb, the manufacturing cost can be reduced. It becomes. Therefore, in the weld metal of the coated arc welding rod of the present invention, the content of Nb + Ta in the weld metal is set to 1.8 to 4.5% by mass or less. When the content of Nb + Ta exceeds 4.5% by mass, the weld cracking resistance is deteriorated, or the slag is burnt on the surface of the weld bead and the welding workability is deteriorated. Nb and Ta can be added as alloying elements from the flux, and when added from the welding wire used for the coated arc welding rod, can be more stably transferred to the weld metal.
  • the oxide-based slag in which the flux is melted remains in the weld metal as non-metallic inclusions, so the content of O is larger than that in TIG welding. Therefore, in the coated arc weld metal of the present invention, the content of O which is an inevitable impurity in the weld metal is set to 0.1% by mass.
  • the H content is preferably 0.002% by mass or less. The reason for this limitation is that the moisture content of the flux is a new hydrogen generation source in the coated arc welding, so that the H content is relaxed from the limit value of the welding wire in consideration of this point.
  • the welding wire which makes content of Nb in a wire 3.0 mass% or less with respect to the above-mentioned welding wire.
  • the Nb content in the wire exceeds 3.0% by mass
  • the surface of the weld bead is burnt, so the upper limit of the Nb content is set to 3.0% by mass.
  • the content of Al and Ti in the welding wire exceeds 1.0% by mass, the slag peelability is lowered and the welding workability is lowered, so the upper limit of the content of Al and Ti is 1. 0% by mass.
  • the coated arc welding rod and coated arc weld metal of the present invention it is preferable to further contain at least one selected from B, Zr, and rare earth elements in an amount of 0.02% by mass or less.
  • B, Zr, and rare earth elements in an amount of 0.02% by mass or less.
  • (A) is a photograph showing the results of a dye penetration test conducted on an overlay weld formed on a SUS304 plate by TIG welding using the embodiment of the present invention (Example 2).
  • (C) is an enlarged view of a part of (B) (the part indicated by the arrow).
  • (D) is sectional drawing which shows the groove surface of the SUS304 board used by (A) and (B).
  • (A) is a top view of the welded joint for the restraint welding crack test of the thick board (thick structure material) for evaluating weld crack resistance
  • (B) is a front view of (A).
  • (A) is a graph which shows the relationship between the dye penetration test result of the overlay welding part formed by TIG welding on the SUS304 board, and the content of Nb
  • (B) is the test result and the content of Ta. It is a graph which shows the relationship. It is a graph which shows the relationship between the side bending test result of the restraint welding part of the thick board (thick structure material) by TIG welding, and the content of S in a welding wire.
  • (A) is the structure
  • (B) is a comparative example ( It is the optical microscope structure
  • (A) is the photograph which image
  • (B) is the scanning analytical electron microscope of the welding bead surface. It is a graph which shows the result of qualitative analysis using (SEM-EDX).
  • Table 2 shows the alloy composition of the embodiment of the Ni-based high Cr alloy welding wire of the present invention and the alloy composition of a comparative example for confirming the effect of the present invention.
  • Examples 1 to 16 show the alloy composition of the welding wire according to the present embodiment.
  • C 0.04 mass% or less
  • Mn 7 mass% or less
  • Fe 1 to 12 mass%
  • Si 0.75 mass% or less
  • Al 0.
  • Examples 3, 4, 6, 8, 10, 11, 13, 14, and 15 satisfy the condition that the Al content is 0.26 to 0.7 mass%. 6, 9, 10, 11, 13, 14, and 15 satisfy the condition that the Ti content is 0.36 to 0.7 mass%.
  • Examples 2, 4, 9, 10, 11, and 12 further satisfy the condition that the Nb content is 0.5 mass% or less, and the total content of Ca and Mg as inevitable impurities is 0. The condition of less than 002% by mass is satisfied.
  • the content of one or more selected from B, Zr, and rare earth elements satisfies the condition of 0.02% by mass or less.
  • Table 3 shows the tensile test of the weld metal formed using the Ni-based high Cr alloy welding wires having various alloy compositions shown in Table 2, the dye penetration test for the overlay weld, and the weld metal part of the thick structure material.
  • Side bending test, confirmation test of microstructure of weld metal cross section (existence of microvoids in weld metal structure) and confirmation test of scale generation on build-up surface (weld bead surface) multi-layer welded on carbon steel sheet The evaluation results are shown.
  • the tensile strength of the weld metal at room temperature and 350 ° C. was measured based on JISG0202. The evaluation of the tensile test was judged to be good if the measured tensile strength was included in the range of 610 to 780 MPa at room temperature and in the range of 485 MPa or more at 350 ° C.
  • the appropriate range of the tensile strength is set to such a numerical range because when the tensile strength is less than 610 MPa at room temperature or less than 485 MPa at 350 ° C., sufficient strength characteristics cannot be obtained as a weld metal, and at room temperature. This is because if it exceeds 780 MPa, the ductility may decrease and the residual stress of the welded portion may increase excessively.
  • the evaluation of the hot cracking susceptibility by the dye penetration test is performed as a preparatory step for producing a welded joint for a constrained weld cracking test of a thick-walled structure shown in FIG. Carried out in the department.
  • a groove surface having a groove width of about 60 mm and a length of about 250 mm is subjected to 3-6 layer overlay welding by TIG welding [see FIGS. 1 (A) to (D)], and then a predetermined A machined surface was formed by machining to remove the surplus portion so as to form a groove shape, and a dye penetration test was performed on this machined surface based on JISZ2343-1 and the presence or absence of weld cracks was confirmed visually. [See FIGS. 1A to 1C].
  • the side bending test was performed based on JISZ3122.
  • a bending test piece having a thickness of 10 mm was taken from a welded joint of a thick-walled structural material, and a bending test method using a male die and a female die was performed.
  • R the curvature radius
  • the evaluation of the side bending test is based on the provisions of the Ministerial Ordinance of Technical Standards for Electromechanical Welding (No. 81). (1) The crack length does not exceed 3 mm (excluding those that occur at the edge angle). (2) All the requirements that the total length of cracks satisfying the condition (1) does not exceed 7 mm, and (3) the number of cracks and / or blowholes does not exceed 10. Those satisfying the requirements were regarded as acceptable, and those not satisfying any of the above requirements (1) to (3) were regarded as unacceptable.
  • the weld metal cross section of the thick-walled structural material (SS400) shown in FIG. 2 was magnified about 15 to 400 times using an optical microscope to confirm the presence or absence of microvoids.
  • the sample for observation with an optical microscope is a microstructure developed by embedding a weld metal cut out from a thick-walled structure material in a resin and buffing it, followed by electrolytic etching using 10% oxalic acid as a corrosive solution. What was made to use was used. The taken tissue photograph is shown in FIG. 5 described in detail later.
  • FIG. 3 is a graph in which the results of a dye penetration test for a number of 690Ni-based alloy welding materials including the present example and the comparative example are arranged by sensitivity analysis using a neural network.
  • 3A shows the relationship between Nb and the number of cracks
  • FIG. 3B shows the relationship between Ta and the number of cracks.
  • the number of cracks indicates the number of defects in the dye penetration test.
  • FIG. 3 as the content of Nb increases as shown in FIG. 3 (A), cracks on the build-up surface increase.
  • FIG. 3B the crack does not increase even if the Ta content is increased. The tendency shown in FIG.
  • Comparative Examples 6 to 8 the S content exceeds the upper limit of 0.0015% by mass (15 ppm). As a result, in the side bending test, Comparative Examples 6 to 8 do not satisfy the technical standards for welding (Ministry Ordinance No. 81) because the number of cracks exceeds 10 and the total length of cracks exceeds 7 mm. . On the other hand, as shown in Examples 1 to 16, good weld crack resistance was obtained under the condition of S content: 0.0015% by mass or less.
  • FIG. 4 is a graph in which the results of dye penetration testing of a large number of 690Ni-based alloy welding materials including this example and comparative examples are arranged by sensitivity analysis using a neural network.
  • FIG. 4 shows the relationship between the S content in the welding wire by TIG welding and the crack in the side bending test. According to FIG. 4, it was found that cracks tend to increase in a transitional manner when the S content is in the range of 0.001 mass% (10 ppm) to 0.002 mass% (20 ppm). Therefore, the S content is preferably 15 ppm or less.
  • Comparative Example 4 the content of Al does not satisfy 0.01% by mass, the content of Ti does not satisfy 0.01% by mass, and does not satisfy the constituent requirements of the present invention. In the side bending test of the welded part of the structural material, significant cracking occurs and the welding technical standards (Ministry Ordinance No. 81) are not satisfied.
  • Comparative Example 5 since the Al content exceeds 0.7 mass% and the Ti content exceeds 0.7 mass% and does not satisfy the constituent requirements of the present invention, as shown in Table 3. A scale was generated on the surface of the weld bead. On the other hand, in Examples 1 to 16, there is no generation of scale on the surface of the weld bead when the Al content is 0.1 to 0.7% and the Ti content is 0.1 to 0.7%. (Welding workability was good) and good resistance to weld cracking was obtained.
  • Comparative Example 12 is a welding wire that satisfies the conditions of Patent Document 6 as a conventional technique, but the content of Nb is high and does not satisfy the constituent requirements of the present invention. Therefore, as shown in FIG. 6, a weld crack occurred in the dye penetration test of the build-up weld on the thick-walled groove face.
  • the alloy composition was such that the Cu content was 0.08 mass% or less and the Co content was 0.05 mass% or less.
  • the Cu content was 0.08 mass% or less
  • the Co content was 0.05 mass% or less.
  • Example 3 to 7 in addition to the alloy compositions of Examples 1, 2 and 8 to 16 described above, at least one of B, Zr, and rare earth element (REM) is further added to the alloy composition.
  • the alloy composition contains not more than 02% by mass (200 ppm). With such an alloy composition, an effect of further improving the weld crack resistance at the thick-walled structure welded portion can be obtained.
  • Comparative Examples 1 to 8 and 11 do not contain at least one or more of B, Zr, and rare earth elements (does not contain any of B, Zr, or rare earth elements). Such an effect of further improving the weld crack resistance was not obtained.
  • Table 4 shows the alloy compositions of the welding wire examples used in the Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rods of the present invention and the comparative alloy compositions for confirming the effects of the present invention. .
  • Examples 6, 10, 11, 13 to 15, and 17 to 22 are examples of welding wires used for the Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rods of the present invention.
  • Examples 6, 10, 11, and 13 to 15 are obtained by selecting a part of Ni-based high Cr alloy welding wires having various alloy compositions shown in Table 2 as wires for the coated arc welding rod. is there.
  • C 0.04 mass% or less, Mn: 7 mass% or less, Fe: 1 to 12 mass%, Si: 0.75 mass% or less, Al: 0.26 to 1 0.0% by mass, Ti: 0.36 to 1.0% by mass, Cr: 25.0 to 31.5% by mass, Nb: 3.0% by mass or less, Ta: 3.0% by mass or less, Mo: 1 To 6 mass%, as inevitable impurities, P: 0.02 mass% or less, O: 0.01 mass% or less, N: 0.1 mass% or less, S: 0.0015 mass% or less, H: 0.0015 It has a composition containing not more than mass%, Cu: not more than 0.08 mass, Co: not more than 0.05 mass%, and the balance being made of Ni.
  • this welding wire can be used also for TIG welding by selecting the construction conditions that lower the weld crack sensitivity.
  • Table 5 shows the welding workability test results of the coated arc welding rods manufactured using the welding wires for Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rods having various alloy compositions shown in Table 4.
  • arc stability arc stability, spatter generation, slag encapsulation, slag peelability, slag scoring, bead shape, and overall evaluation of each of these items: ⁇ : good, ⁇ : Evaluation was made on the basis of acceptable and x: impossible.
  • Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, and 17-1 to 22-1 are Ni base heights in Table 4 described above, which is the present embodiment.
  • operativity test of the covering arc welding rod manufactured using the welding wire for Cr alloy covering arc welding rods is shown.
  • Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rods of Examples 6-1, 10-1, 11-1, and 13-1 to 15-1 are made from the wires of Examples 6, 10, 11, and 13 to 15 of Table 4.
  • the Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rods of Examples 17-1 to 22-1 were manufactured using the wires of Examples 17 to 22 in Table 4. As shown in Tables 4 and 5, in these examples (Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, 17-1 to 22-1), details will be described later. Lime type flux was used for reasons explained.
  • Comparative Example 13-1 the Nb content in the wire exceeds 3.0% by mass and does not satisfy the constituent requirements of the present invention.
  • Comparative Example 14-1 the Ta content in the wire exceeds 3.0% by mass and does not satisfy the constituent requirements of the present invention.
  • slag was burnt on the bead surface. This scorching causes welding defects and makes it difficult to perform sound welding, thus reducing welding workability.
  • Comparative Example 15-1 the Al content in the wire exceeds 1.0% by mass
  • Comparative Example 16-1 the Ti content in the wire exceeds 1.0% by mass. Not satisfied.
  • Table 6 shows the alloy composition of an example which is a weld metal made of a Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rod formed using welding wires of various alloy compositions, and the alloy composition of a comparative example for confirming this effect. It is shown.
  • Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, 17-1, 17-2, 22-1 are Ni-based high Cr alloys according to the present embodiment. It shows the alloy composition of the coated arc weld metal.
  • the Ni-based high Cr alloy-coated arc weld metals of Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, 17-1, 17-2, 22-1 are shown in Table 4 above. It was formed by a coated arc welding rod manufactured using a wire (Examples 6, 10, 11, 13 to 15, 17, 22) selected from welding wires for Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rods.
  • C 0.04% by mass or less
  • Mn 7% by mass or less
  • Fe 1 to 12% by mass
  • Si 0.75% by mass or less
  • Al 0. 01 to 0.7 mass%
  • Ti 0.01 to 0.7 mass%
  • Cr 25.0 to 31.5 mass%
  • Nb + Ta 1.8 to 4.5 mass% or less
  • Mo 1 to 6 Contained by mass%
  • Ca + Mg less than 0.002 mass%
  • P 0.02 mass% or less
  • S 0.005 mass% or less
  • H 0.002 mass% or less
  • N 0.00%.
  • O 0.1% by mass or less
  • Cu 0.08% by mass or less
  • Co 0.05% by mass or less, with the balance being Ni.
  • Table 7 shows the welding workability of Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rods with various alloy compositions shown in Table 6, the tensile test of the weld metal, the side bending test of the weld metal part of the thick-walled structural material, and the microstructure of the weld metal The evaluation results of the confirmation test are shown.
  • Comparative Examples 15-1 and 15-2 have a low Nb + Ta content in the deposited metal and do not satisfy the constituent requirements of the present invention. Further, Comparative Examples 13-1 and 14-1 have a low Mo content and do not satisfy the constituent requirements of the present invention. As a result, in Comparative Examples 13-1, 14-1, 15-1, and 15-2, the tensile strength at 350 ° C. was less than 485 MPa. That is, when compared with Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, 17-1, 17-2, 22-1 containing Nb + Ta and Mo in combination, the comparative example In the case of 13-1, 14-1, 15-1, 15-2, sufficient tensile properties cannot be obtained.
  • Comparative Example 16-2 the content of Nb + Ta exceeds 4.5% by mass and does not satisfy the constituent requirements of the present invention. Therefore, in Comparative Example 16-2, the total length of the cracks exceeded 7 mm and the number of cracks exceeded 10 in the side bending test of the thick-walled structure weld metal part. Therefore, as in Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1, 15-1 to 15-1, 17-1, 17-2, 22-1, Nb + Ta is 1.8 to 4.5 mass%. In the following, it is preferable to contain 1 to 6% by mass of Mo.
  • Comparative Examples 15-2 and 17-2 the S content exceeds 0.005 mass% (50 ppm) and does not satisfy the constituent requirements of the present invention. Therefore, in Comparative Examples 15-2 and 17-2, in the side bending test of the weld metal portion of the thick-walled structural material, the total length of cracks exceeds 7 mm, and the number of cracks exceeds 10, so that the welding technology Not satisfying the standard (Ministry Ordinance No. 81). On the other hand, Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, 17-1, 17-2 having an S content of 0.005 mass% (50 ppm) or less, 22-1 satisfies the technical standards for welding (Ministry Ordinance No. 81).
  • the S content in the weld metal is the same as in Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, 17-. It is preferable to make it 0.005 mass% (50 ppm) or less like 1,17-2,22-1.
  • the S content is 0.0015% by mass (15 ppm) or less, whereas the coated arc of this example is used.
  • the S content is 0. It is 005 mass% (50 ppm) or less. Therefore, the behavior of the S content on the total crack length generated in the side bending test of the thick-walled structural material welded portion is different from the behavior shown in FIG. 4 showing the case of TIG welding.
  • Comparative Examples 15-2, 16-2, and 17-2 the H content exceeded 0.002% by mass (20 ppm), the constituent requirements of the present invention were not satisfied, and microvoids were generated in the weld metal.
  • the number of cracks exceeded 10 in the side bending test of the weld metal part of the thick-walled structural material, and the welding technology standards (Ministry Ordinance No. 81) Not satisfied.
  • covered arc welding as described above, moisture absorption of the flux becomes a hydrogen generation source, and therefore the H content of the weld metal tends to be higher than that of TIG welding.
  • the flux type of the Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rod includes a lime titania type mainly composed of TiO 2 , CaCO 3 and CaF 2 and a lime type mainly composed of CaCO 3 and CaF 2 .
  • a lime type flux was used in the coated arc welding rod of the present invention. This is because gas components such as CO 2 generated during welding from CaCO 3 reduce the partial pressure of H and reduce the H content in the weld metal compared to other flux types.
  • the CaF 2 component in the flux becomes molten slag during welding and controls the increase of S and the like by reaction with the molten metal, which is also effective in improving the weld crack resistance.
  • Comparative Examples 15-2, 16-2 and 17-2 used lime titania type flux.
  • the H content exceeds 0.002 mass% (20 ppm) as described above. Microvoids are generated.
  • lime type flux is used as in Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, 17-1, 17-2, 22-1. Therefore, the H content is preferably 0.002% by mass or less.
  • Comparative Example 17-2 since the Cu content exceeds 0.08% by mass, the weld crack sensitivity cannot be reduced when the dilution rate increases when overlay welding is performed on a carbon steel sheet. In Comparative Example 17-2, since the Co content exceeds 0.05 mass%, the radioactivity level in the work environment cannot be reduced during periodic inspections.
  • Ni-based high Cr alloy-coated arc welding rods having the alloy compositions of Examples 6-1, 10-1, 11-1, 13-1 to 15-1, 17-1, 17-2, 22-1
  • the welding workability is good, and in the weld metal formed using these welding rods, the tensile strength of the weld, the weld crack resistance, and the microstructure of the weld metal can be improved at the same time.
  • the alloy composition of the Ni-based high Cr alloy welding wire is C: 0.04 mass% or less, Mn: 7 mass% or less, Fe: 1 to 12 mass%, Si: 0.75 mass% or less.
  • O 0.01% by mass or less
  • S 0.0015% by mass or less
  • H 0.0015% by mass as inevitable impurities
  • Cu 0.08% by mass or less
  • Co 0.05% by mass or less
  • the contents of S, Ta, Al, Ti, Mo and N are the following (1 ) And (2) satisfying the relational expression, the tensile strength characteristics of welds, resistance to weld cracking, and the microstructure of weld metal

Abstract

　溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織健全性及びスケール発生抑制を向上させたＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを提供する。Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤの合金組成を、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｔａ：１～１０質量％、Ｍｏ：１～６質量％、Ｎ：０．１質量％以下を含有し、不可避不純物として、Ｃａ＋Ｍｇ：０．００２質量％未満、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなり、Ｓ、Ｔａ、Ａｌ及びＴｉの含有量が下記（１）の関係式を満たし、かつＴａ、Ｍｏ及びＮの含有量が下記（２）の関係式を満たす組成とする。　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（１）　Ｔａ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（２）

Description

Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ、被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属
　本発明は、高温で作動する加圧水型原子力発電プラント等の溶接で用いられているＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ、被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属に関するものである。
　３００℃～３５０℃の高温で作動する加圧水型原子力発電プラントの蒸気発生器材等に用いるＮｉ基高Ｃｒ合金溶接材料として、下記の特許文献１～９及び非特許文献１に示すものが知られている。
　特許文献１及び２には、Ｎを添加して高温強度特性を向上させる技術が開示されている。
　特許文献３には、Ａｌ、Ｔｉの含有量の低減及びＮｂの添加により、熱間割れ、冷間割れ、ルート割れ、応力腐食割れを抑制すること並びに所望の強度と腐食抵抗を得る技術が開示されている。
　特許文献４には、Ａｌ、Ｔｉの含有量を低減し、Ｎｂの代わりにＴａを添加することにより、溶接ビード表面のスケールを低減し、耐溶接割れ性を高める技術が開示されている。
　特許文献５には、ＭｏとＮｂ＋Ｔａの添加により、ＳＵＳ３０４鋼板上の肉盛溶接における延性低下割れを含む種々のタイプの割れを抑制する技術が開示されている。
　特許文献６には、ＭｏとＮｂ＋Ｔａの添加、更にＣａ＋Ｍｇの微量添加により、応力腐食割れ、凝固割れ、延性低下割れ及びルート割れの抑制と所望の強度を得る技術が開示されている。
　特許文献７には、Ｎｂの添加により、安定化処理が不要になり、Ｍｎの添加により、Ｓによる耐食性低下と溶接性低下を防止する技術が開示されている。
　特許文献８には、Ｎｉ基高Ｃｒ合金にＣｕ、Ｎｂ、Ｔａ及びＭｏ等を添加することにより、耐メタルダスティング性に優れた合金を得る技術が開示されている。
　特許文献９には、Ｎｂ及びＭｎの添加とＮｂ＋Ｍｎの含有量とを調整することにより、耐溶接割れ性、ワイヤの熱間加工性を改善する技術が開示されている。
　非特許文献１には、Ｎｉ基合金溶接金属（８２Ｎｉ基合金と５２Ｎｉ基合金）に発生する延性低下割れに関する技術が開示されている。非特許文献２には、アメリカ溶接協会規格（ＡＷＳ）、アメリカ国家規格（ＡＮＳＩ）により定められたＮｉ基高合金溶接材料の化学組成が開示されている。
特許第３１７０１６６号公報 特許第３１７０１６５号公報 特表２００３－５０１５５７号公報 ＷＯ２００５／０７０６１２号公報 ＵＳ２００４／０１１５０８６Ａ１号公報 ＷＯ２００８／０２１６５０Ａ２号公報 特公平６－８９４２６号公報 特開２００４－１９７１５０号公報 特開２００９－２２９８９号公報 Ｍ．Ｇ．ＣＯＬＬＩＮＳ，Ａ．Ｊ．ＲＡＭＩＲＥＺ，ＡＮＤ　Ｊ．Ｃ．ＬＩＰＰＯＬＤ　Ｗｅｌｄｉｎｇ　Ｊｏｕｒｎａｌ，Ｄｅｃｅｍｂｅｒ　２００３．３４８Ｓ～ Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｗｅｌｄｉｎｇ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　"Ｓｐｅｃｉｆｉｃａｔｉｏｎ　ｆｏｒ　Ｎｉｃｋｅｌ　ａｎｄ　Ｎｉｃｋｅｌ－Ａｌｌｏｙ　Ｂａｒｅ　Ｗｅｌｄｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅｓ　ａｎｄ　Ｒｏｄｓ"ＡＷＳ　Ａ５．１４／Ａ５．１４Ｍ：２００９　Ａｎ　Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ｓｔａｎｄａｒｄ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ
　３００℃～３５０℃の高温で稼働する機器の溶接部では、溶接金属部において母材とほぼ同等の高温強度が要求される。従来の６９０Ｎｉ基合金溶接継手では、溶接金属の方が母材に比較して、高温強度が低くなる場合がある。そのため、高温強度の安定化に対して更に信頼度が高い溶接材料の開発が課題となっている。前述の特許文献１及び２に開示された技術は、Ｎによる固溶体強化により高温強度を向上させるものである。しかしながら、この技術では、Ｎｉ基合金におけるＮの溶解度が極めて低く、その限度を超えて添加すると溶接金属中での気孔発生の原因となる。また、Ｔｉ、Ｎなどの窒化物の析出を助長し、溶接金属の延性低下の原因にもなるので、Ｎ添加による強度改善には限界がある。
　特許文献３はＮｂを添加することにより、特許文献６はＭｏとＮｂ＋Ｔａを添加することにより、応力腐食割れや溶接割れ感受性を改善しようとする技術である。しかしながら、特許文献３及び６には、強度についての記載はあるものの、実施例の強度は具体的には開示されていない。
　特許文献４、５、７、８及び９の発明には、強度に関して何ら開示されていない。Ｎｉ基高Ｃｒ合金の組織は、Ｐ、Ｓ等の不純物元素に対し、溶解度の低い完全オーステナイト組織であり、実機では拘束応力の高い厚肉構造材の溶接に使用される。そのため、この種の溶接材料には優れた耐溶接割れ性が要求される。Ｎｉ基高Ｃｒ合金では、オーステナイト組織に対し、溶解度が非常に小さいＳが極めて顕著に溶接割れ感受性に影響を及ぼす。従来の水準でＳを含有する溶接ワイヤでは、厚肉構造材の溶接に際しては拘束応力が高くなるため、曲げ試験においてミクロ割れが発生する。
　特許文献１～９の技術では、いずれも耐溶接割れ性を得るため、Ｓの含有量の上限値を制限しているものの、厚肉構造材の溶接施工を考慮すると十分とは言えない。一方、被覆アーク溶接においては、アメリカ機械学会（ＡＳＭＥ）のボイラ及び圧力容器規格により、Ｓと結合し易いＭｎの含有量を高くできるので、高融点のＭｎＳとしてＳを固定し、Ｓの粒界偏析による溶接割れに及ぼす悪影響を抑制できる。従って、Ｓの含有量の規制値はＴＩＧ溶接ワイヤより緩和できる。Ｈはオーステナイト組織においては、溶解度が高く、拡散速度が小さいため、フェライト系組織の溶接金属における拡散性水素による遅れ割れ等の懸念はない。しかし、Ｎｉ基合金でも応力腐食割れや延性低下割れが問題となる箇所では水素脆化を無視することはできず、耐水素脆化も要求される。ワイヤ中のＨは、溶解時あるいはワイヤ伸線時におけるワイヤ表面の潤滑剤付着等によって混入される。被覆アーク溶接では、更にフラックスからもＨが混入される。溶接金属のミクロ組織を詳細に観察すると、Ｈの含有量が一定値を超えると応力腐食割れや延性低下割れの初期段階として、結晶粒界にミクロボイドが発生することが分かった。また、特許文献４に示されるＮｉ基高Ｃｒ合金溶加材では、ＴＩＧ溶接において発生する溶接ビード表面のスケール抑制には限界があった。非特許文献２のＡＷＳに規格化された溶接材料の一部（ＥＲＮｉＣｒＦｅ－１３の成分範囲）を表１に示すが、実際に溶接材料の製造にあたっては、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａなどの元素含有量の最適化、溶製時や伸線加工時に混入する不可避不純物の含有量の許容値を十分検討しなければ実用化は不可能である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記現状を鑑み、本発明の目的は、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織の健全性、及び溶接作業性を向上させるＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを提供することにある。
　また本発明の目的は、溶接部の引張強度、耐溶接割れと溶接金属ミクロ組織健全性を向上させたＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属を提供することにある。
　本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤは、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｔａ：１～１０質量％、Ｍｏ：１～６質量％、Ｎ：０．１質量％以下、不可避不純物として、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成を有する。
　本発明では、さらに、Ｓ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＮの含有量が下記（１）及び（２）の関係式を満たしている。
　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（１）
　Ｔａ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（２）
　本発明者らは、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織の健全性、及び溶接作業性を向上させるＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤの条件について検討した。なお溶接金属とは、溶接ワイヤと母材とが溶融した溶接部分の金属である。その結果、上記Ｔａ等の化学組成を備えた上で、耐溶接割れ性の向上とＳ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉの含有量との関係が上記（１）式で特定され、かつ、溶接部の引張強度の向上とＴａ、Ｍｏ、Ｎの含有量との関係が上記（２）式で特定されることを見出した。このように上記化学組成を備え、かつ上記（１）及び（２）の関係式を満足することにより、溶接部の引張強度及び耐溶接割れ性に優れ、溶接金属のミクロ組織の健全性、溶接作業性が向上したＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを提供することができる。なお、上記（１）式の計算値は１９．３以下に定められているが、上記（１）式の計算値が小さいほど、耐溶接割れ性がさらに向上する傾向がある。そのため、顕著な耐溶接割れ性を得るためには、上記（１）式の計算値を１３以下としてもよい。
　なお、発明者は、５族元素としてＮｂ及びＴａを主成分に含む従来のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤにおいて、耐溶接割れ性の向上を目的として添加されたＮｂの存在は、耐溶接割れ性を著しく低下させるのに対し、Ｔａは耐溶接割れ性を低下させることなく、強度等の性能を向上させることを見出した。Ｎｂ（ニオブ）は、炭素及び窒素と化合物を生成し、耐食性を高める元素であり、さらに、析出強化及び固溶体強化により強度が増大する効果が得られる。しかしながら、発明者の研究によれば、Ｎｂの含有量が増加するとＳＵＳ３０４板上の肉盛溶接においてむしろ溶接割れ感受性が増大する傾向がある一方、Ｔａ含有量の増加によって、溶接割れ感受性は増加せず、やや減少する傾向があることが判った。そこで、本発明のように、５族元素としてＴａのみを含有する（Ｎｂを含有しない）化学組成を採用することにより、特に耐溶接割れ性に優れたＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを提供することができる。
　以下、本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤに含まれる各元素の想定される作用及び含有量の限定理由を説明する。
　Ｃ（炭素）は、固溶体強化元素であり、Ｃの含有量の増加と共に引張強度が増加する。しかしながら、Ｃの含有量が０．０４質量％を超えると耐応力腐食割れ性が低下するので、これらの点を考慮してＣの含有量は０．０４質量％以下になっている。また、引張強度を増加させる効果を得るため、Ｃの含有量の下限値は、０．００６質量％とするのが好ましい。なお、本願において、質量％以下とは、０質量％を含まないものとする。
　Ｍｎ（マンガン）は、溶接時に脱酸作用及び脱硫作用を発揮し、溶接高温割れを起こす有害なＳを固定して溶接割れ性を抑制する。しかし、７質量％を超えるＭｎを含有すると、溶接時にスラグの湯流れを悪くして溶接作業性を低下させるので、Ｍｎの含有量は７質量％以下になっている。なお、ＡＳＭＥボイラ及び圧力容器規格では、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量は１．０質量％以下に規定されている。しかし、溶接高温割れを抑制する効果を得るため、Ｍｎの含有量の下限値は、０．０５質量％とするのが好ましい。
　Ｆｅ（鉄）は、高温での金属組織の安定化に有効であり、時効脆化を緩和するので、１％以上含有する必要がある。しかし、Ｆｅの含有量が１２質量％を超えると粒界炭化物の析出により延性低下割れが発生し、耐食性及び耐応力腐食割れ性が低下する。したがって、Ｆｅの含有量は１～１２質量％になっている。
　Ｓｉ（ケイ素）は、溶接時に脱酸効果や湯流れを良くするものの、Ｓｉの含有量が増加すると溶接高温割れ感受性が高くなるので、Ｓｉの含有量は０．７５質量％以下になっている。なお、脱酸効果を発揮し、湯流れを良くするため、Ｓｉの含有量の下限値は、０．０５質量％とするのが好ましい。
　Ａｌ（アルミニウム）は、溶接用線材を溶製するときに、主に脱酸剤として用い、溶接割れ感受性を低減する効果がある。またＡｌは、Ｎ安定化元素として溶着金属中のＮを固定し強度の向上に寄与する。なお、溶着金属とは、溶接棒が溶融した溶接部分からスラグを除去した部分の金属である。これらの効果を発揮するには、０．０１質量％以上のＡｌを含有する必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になるとティグ溶接またはミグ溶接において溶融池表面にスラグが浮上する。このスラグは、溶接金属表面にスケール皮膜として強固に密着するため、融合不良等の原因となり溶接作業性が低下する。したがって、Ａｌの含有量の上限値は０．７質量％になっている。また、Ａｌの含有量が０．２６質量％以上の範囲では、溶接部の引張強度、溶接割れ感受性、及び溶接作業性をバランス良く確実に向上させることができる。したがって、溶接部の引張強度、溶接割れ感受性、溶接作業性の均衡を考慮すれば、Ａｌ含有量の下限値を０．２６質量％（Ａｌの含有量を０．２６乃至０．７質量％）としてもよい。なお、プラズマティグ溶接など高入熱の下でもスケール皮膜の発生がなく、安定して優れた溶接作業性を得るには、Ａｌの含有量は低い方が好ましいが、溶接割れ感受性低減との両立のため、０．０５～０．５質量％とするのが好ましい。
　Ｔｉ（チタン）は、Ａｌと同様に、脱酸剤として用いられ、溶接割れ感受性を低減する効果がある。またＴｉは、溶加材製造時の熱間加工性の改善にも寄与する。さらに、ＴｉはＮと親和力が強くＴｉＮとして析出する。これにより、組織が微細化し、引張強度の改善に寄与する。これらの効果を発揮するには０．０１質量％以上のＴｉを含有する必要がある。しかしながら、Ａｌと同様にＴｉの含有量が過剰になると溶接中にスラグが発生し、溶接作業性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．０１～０．７質量％になっている。また、Ｔｉの含有量が０．３６質量％以上の範囲では、溶接部の引張強度、溶接割れ感受性、及び溶接作業性をバランス良く確実に向上させることができる。したがって、Ａｌと同様に、溶接部の引張強度、溶接割れ感受性、溶接作業性等の均衡を考慮すれば、Ｔｉ含有量の下限値を０．３６質量％（Ｔｉの含有量を０．３６乃至０．７質量％）としてもよい。なお、Ａｌと同様に溶接作業性及び溶接割れ感受性低減を両立させるには、Ｔｉの含有量は、０．０５～０．５質量％とするのが好ましい。
　Ｃｒ（クロム）は、耐食性を高めるのに必須の元素であり、耐応力腐食割れ性に十分な効果を発揮させるには２５．０質量％以上含有する必要がある。しかしながら、３１．５質量％を超えると溶加材製造時の熱間加工性が著しく低下したり、粒界炭化物の析出による延性低下割れを助長するので、Ｃｒの含有量は２５．０～３１．５質量％になっている。
　Ｔａ（タンタル）は、Ｎｂと同族元素であり、炭素及び窒素と化合物を生成し、耐食性を高める点でＮｂと同様である。しかし、Ｔａは、その含有量を増やしてもＳＵＳ３０４板上の肉盛溶接において溶接割れが増大することがない点において、Ｎｂとは異なる。従って、同族元素であってもＮｂ＋Ｔａの含有量で溶接割れの挙動を調整することはできない。Ｔａを添加することにより析出強化及び固溶体強化により強度が増大し、その効果はＴａの含有量が１質量％から顕れる。しかしながら、１０質量％を超えてＴａを含有すると、引張強度が過剰に増大し、延性が低下するので、Ｔａの含有量は１～１０質量％になっている。
　Ｍｏ（モリブデン）は、固溶体強化により効果的に強度を増加させる元素であり、その効果はＭｏの含有量が１質量％から顕れる。しかし、６質量％を超えてＭｏを含有すると、引張強度が過剰に増大し、延性が低下するのでＭｏの含有量は１～６質量％になっている。
　Ｐ（リン）は、Ｎｉと低融点の共晶（Ｎｉ－Ｎｉ3Ｐ等）を生成する不可避不純物である。Ｐの含有量が多いと溶接割れ感受性を高めるので、Ｐの含有量は少ないほどよい。しかし、過度な制限は経済性の低下を招くため、Ｐの含有量は０．０２質量％以下になっている。
　Ｏ（酸素）は、溶加材の溶製中に大気から侵入してくる不可避不純物である。Ｏは溶接金属の結晶粒界に酸化物の形で集まり、結晶粒界の高温強度を低下させる。また、Ｏは溶接割れ感受性を高めるので０．０１質量％以下になっている。
　Ｎ（窒素）は、Ｏと同様に不可避的不純物であり、その含有量の限界値を定めることは重要である。ＮはＴｉ等と窒化物（ＴｉＮ等）を作り、引張強度を高めるのに寄与する。しかしながら、０．１質量％を超えると高温延性が低下するため、Ｎは０．１質量％以下になっている。
　Ｓ（硫黄）は、Ｐと同様にＮｉと低融点の共晶を生成する不可避不純物である。またＮｉ基合金に対しては、溶解度が極めて低く結晶粒界に偏析し易く、最も溶接割れ感受性を助長する元素である。拘束応力の高い厚肉構造材の溶接継手を作製し、その後溶接部の曲げ試験を行う場合、Ｓの含有量が０．００１５質量％を超えると遷移的に溶接割れが増大する。したがって、Ｓの含有量は０．００１５質量％以下になっている。
　Ｈ（水素）は、溶解時又はワイヤ伸線時の潤滑剤付着により混入する不可避不純物である。Ｈは残留応力の高い箇所や炭化物などにトラップされ、水素脆化によるミクロボイドの発生原因となり、ミクロ組織の健全性を低下させる。したがって、Ｈの含有量は０．００１５質量％以下になっている。
　Ｃｕ（銅）は、炭素鋼板上に肉盛溶接を行った際に、希釈率が大きく溶接金属中にＦｅが相当量含有されている場合に溶接割れ感受性を高める不可避不純物である。Ｃｕ含有量の増大により発生する割れは、炭素鋼板に肉盛溶接した際に炭素鋼より溶接金属に混入したＦｅがＣｕと全く固溶しないために発生する割れであり、先に記述したＳ含有量の増大により発生する。この割れと厚肉構造材溶接継手における溶接割れとでは、溶接施工条件、発生原因が異なる。しかし、Ｃｕは、溶解原料中に不純物元素として含有しているので、この点を考慮して、Ｃｕの含有量は０．０８質量％以下になっている。
　Ｃｏ（コバルト）は、半減期の長い不可避不純物である。加圧水型原子炉用として、このようなＣｏを含有していると、６９０Ｎｉ基合金を使用した際に、放射化されたＣｏが原子炉系統内を酸化物などとともに循環し、定期検査等の際に作業環境の放射能レベルを高めるので、Ｃｏは無い方がよい。しかし、Ｃｏは元来Ｎｉ原材料中に１～２％程度含有されており、この点を考慮して、Ｃｏの含有量は０．０５質量％以下になっている。
　なお、不可避不純物として、さらにＣａ及びＭｇを含有する場合は、Ｃａ及びＭｇの含有量の合計が０．００２質量％未満になるように制御するのが好ましい。Ｃａ（カルシウム）及びＭｇ（マグネシウム）は、ＯやＳと親和力の強い元素であり、その脱酸・脱硫効果が高く溶接割れ感受性を低下させることができる。しかし、Ｃａ（カルシウム）及びＭｇ（マグネシウム）は、Ａｌ、Ｔｉよりも顕著に溶接ビード表面のスケール発生を助長するため、不可避不純物扱いになっている。特に、Ｃａ及びＭｇの含有量の合計が０．００２質量％以上では、スケール発生が顕著になる傾向がある。したがって、Ｃａ及びＭｇの含有量は、その合計が０．００２質量％未満になるように制御するのが好ましい。
　上述のように、Ｎｂが耐溶接割れ性を低下させる欠点だけを考慮すれば、５族元素としてＴａのみを含有する化学組成とするのが好ましい。しかしながら、Ｎｂは、Ｔａと同様に耐食性及び強度向上に有効な元素である上に、Ｔａよりも低コストである。そこで、これらの利点を考慮して、Ｔａの一部をＮｂに置換してもよい。この場合は、Ｎｂの含有量を０．５質量％以下とし、かつ、Ｓ、Ｔａ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｍｏ及びＮの含有量が下記（３）及び（４）の関係式を満たすように含有成分を調整する。
　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ＋２．１Ｎｂ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（３）
　Ｔａ＋３．８Ｎｂ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（４）
　なお、発明者は、Ｎｂを添加する場合も、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織の健全性及びスケール抑制効果を向上させるＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤの条件について検討した。その結果、上記のＮｂ等の化学組成を備えた上で、耐溶接割れ性の向上とＳ、Ｔａ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉの含有量との関係が上記（３）式で特定され、かつ、溶接部の引張強度の向上とＴａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎの含有量との関係が上記（４）式で特定されることを見出した。このように上記Ｔａ、Ｎｂ等の化学組成を備え、かつ上記（３）及び（４）の関係式を満足することにより、耐溶接割れ性を低下させることなく、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織の健全性、及び溶接作業性に優れたＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを提供することができる。その上、溶接ワイヤの製造コストを低減することができる。なお、上記（１）式と同様に、上記（３）式の計算値も１９．３以下に定められているが、上記（３）式の計算値が小さいほど、耐溶接割れ性がさらに向上する傾向があるため、上記（３）式の計算値も１３以下に定めても良い。
　本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤには、Ｂ（ホウ素）、Ｚｒ（ジルコニウム）、希土類元素（ＲＥＭ）から選択した一種以上の成分：０．０２質量％以下を更に含有するのが好ましい。Ｂは、Ｎｉ基合金では高温において粒界を脆弱化させる硫化物より優先的に粒界に析出するため、結晶粒界を強化する効果がある。Ｂは、特に高温における延性低下割れを抑制するのに有効である。Ｂは、好ましくは０．００１～０．００５質量％の範囲で添加する。
　Ｚｒは、Ｏとの親和力が強く脱酸剤としての効果がある。しかし、Ｚｒの添加量が多いと低融点のＮｉとの共晶化合物を生成し溶接割れ感受性が高くなる。
　希土類元素としては、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）等を用いる。希土類元素は脱酸効果及び脱硫効果が大きく、粒界強化による熱間加工時に発生する割れを抑制する効果と溶接割れ感受性を低下させる効果とを有する。しかし、希土類元素の添加量が多いと低融点のＮｉとの共晶化合物を生成し溶接割れ感受性が高くなる。
　Ｂ、Ｚｒ、希土類元素は、各々単独でも耐溶接割れ性を高める効果があるが、複合添加によっても同様の効果が得られる。しかしながら、過剰に添加すると溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｂ、Ｚｒ、希土類元素の少なくとも一種以上を、０．０２質量％以下含有する。
　また、ＡＷＳ　Ａ５．１４／Ａ５．１４Ｍ：２００９のＥＲＮｉＣｒＦｅ－１３に準拠する場合には、上記本発明の構成要件を満足した上で、Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤの合金組成を、Ｃ：０．０３質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ａｌ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以下、Ｃｒ：２８～３１．５質量％、Ｎｂ：０．５質量％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：２．１～４．０質量％、Ｍｏ：３．０～５．０質量％、Ｂ：０．００３質量％以下、Ｚｒ：０．０２質量％以下、を含有し、不可避不純物として、Ｃａ＋Ｍｇ：０．００２質量％未満、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．１質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成としても良い。
　なお、この場合、Ｎｉの含有量は５２．０～６２．０質量％とするのが好ましい。
　本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤは、被覆アーク溶接棒の形態で用いることができる。この場合は、被覆アーク溶接棒の化学組成は、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．２６～１．０質量％、Ｔｉ：０．３６～１．０質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｔａ：３．０質量％以下、Ｍｏ：１～６質量％を含有し、不可避不純物として、Ｎ：０．１質量％以下、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉとなる。
　本発明の被覆アーク溶接棒に含まれる各元素の予想される作用、及び含有量の限定理由は、上述のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤとほぼ同様である。なお、本発明の被覆アーク溶接棒において、Ａｌの含有量を０．２６～１．０質量％に限定したのは、溶接部の引張強度、溶接割れ感受性、及び溶接作業性を確実に向上させるためである。Ｔｉの含有量を０．３６～１．０質量％に限定したのは、溶接部の引張強度、溶接割れ感受性、及び溶接作業性を確実に向上させるためである。すなわち、被覆アーク溶接棒の溶接ビード表面にはＴＩＧ溶接等のようにスケールが発生しないことから、溶接ワイヤの中のＡｌ、Ｔｉ含有量の下限値をそれぞれ０．２６質量％、０．３６質量％まで高めることができる。これにより溶接時に、脱酸、脱硫効果を高めて溶接割れ感受性を低減させ、さらに引張強度を向上させることができる。ただし、Ａｌ、Ｔｉの含有量はいずれも１．０質量％を超えると、スラグの剥離性が低下して溶接作業性が低下するため、Ａｌ、Ｔｉともに上限値は１．０質量％に定められている。
　Ｎｂの含有量を３．０質量％以下に限定したのは、Ｔａの一部をＮｂに置換しても、上述のように、製造コストを少なくしながら、優れた溶接作業性及び耐溶接割れ性を維持し、溶接部の引張強度を向上させるためである。その一方で、溶接ワイヤ(被覆アーク溶接棒用心線)から添加する場合は、Ｎｂの含有量が３．０質量％を超えるとスラグの焦げ付きが発生して溶接作業性が低下するため、Ｎｂの上限値を３．０質量％としている。
　Ｔａの含有量を３．０質量％以下に限定したのは、Ｔａを含有することにより優れた溶接作業性及び耐溶接割れ性を維持しながら、溶接部の引張強度を向上させるためである。その一方で、溶接ワイヤ(被覆アーク溶接棒用心線)から添加する場合は、Ｔａの含有量が３．０質量％を超えるとスラグの焦げ付きが発生して溶接作業性が低下するため、Ｔａの含有量の上限値を３．０質量％としている。このように本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを被覆アーク溶接棒として用いると、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織健全性、及び溶接作業性を高めることができる。
　本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを被覆アーク溶接棒に用いる場合は、溶接後の溶着金属が以下の合金組成を有している。すなわち、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｎｂ＋Ｔａ：１．８～４．５質量％以下、Ｍｏ：１～６質量％を含有し、不可避不純物として、Ｃａ及びＭｇ含有量の合計として０．００２質量％未満、Ｎ：０．１質量％以下、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｏ：０．１質量％以下、Ｈ：０．００２質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成の被覆アーク溶着金属が得られる。
　本発明の被覆アーク溶着金属に含まれる各元素の作用、含有量の限定理由は、上述のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤとほぼ同様である。なお本発明の被覆アーク溶接棒の溶着金属において、Ｓの含有量を０．００５質量％以下に限定した理由は、溶接棒に被覆するフラックス中に微量のＳが含有されており、溶着金属中のＳの含有量を増加させるためである。しかし、前述のとおりＡＳＭＥボイラ及び圧力容器規格により、被覆アーク溶接棒ではＭｎの含有量を増加させて高融点のＭｎＳとしてＳを固定し、Ｓの粒界偏析による溶接割れに及ぼす悪影響を抑制できる。また、被覆アーク溶接棒の溶接ビード表面にはＴＩＧ溶接等のようにスケールの付着が発生しないことから、溶接ワイヤの中のＡｌ、Ｔｉ含有量を高めることができる。それにより溶接時において、脱酸、脱硫効果を高めて溶接割れ感受性を低減することができる。これらの点を考慮して、本発明の被覆アーク溶接棒の溶着金属では、Ｓの含有量が溶接ワイヤの制限値よりも緩和されている。
　また先に記載した理由により、溶接割れ感受性を低減することができることから、Ｎｂの含有量を溶接ワイヤの場合より高くすることができる。Ｎｂは、上述のようにＴａと同様に耐食性及び強度向上に有効な元素であり、Ｔａよりも低コストであることから、Ｔａの一部をＮｂに置換することにより、製造コストの低減も可能となる。そこで、本発明の被覆アーク溶接棒の溶着金属では、溶接金属中のＮｂ＋Ｔａの含有量を１．８～４．５質量％以下にしている。Ｎｂ＋Ｔａの含有量が４．５質量％を超えると耐溶接割れ性が低下したり、溶接ビード表面にスラグのこげ付きが発生して溶接作業性が低下する。Ｎｂ及びＴａは、フラックスから合金元素として添加することができる上に、被覆アーク溶接棒に使用する溶接ワイヤから添加すると更に安定して溶接金属に移行することができる。
　被覆アーク溶接では、フラックスの溶融した酸化物系スラグが非金属介在物として溶着金属中に残留するので、Ｏの含有量はＴＩＧ溶接に比較して多くなる。そこで、本発明の被覆アーク溶着金属では、溶着金属中の不可避不純物であるＯの含有量を０．１質量％としている。また、Ｈの含有量は、０．００２質量％以下にするのが好ましい。この限定理由は、被覆アーク溶接ではフラックスの吸湿が新たな水素発生源となるので、この点を考慮してＨの含有量を溶接ワイヤの制限値より緩和したものである。
　なお、溶接ワイヤから添加する場合は、上述の溶接ワイヤに対して、ワイヤ中のＮｂの含有量を３．０質量％以下とする溶接ワイヤを用いてもよい。ただし、ワイヤ中のＮｂの含有量が３．０質量％を超えると溶接ビード表面に焦げ付きが発生するため、Ｎｂの含有量の上限値を３．０質量％としている。更に溶接ワイヤのＡｌ、Ｔｉの含有量が、１．０質量％を超えると、スラグの剥離性が低下し、溶接作業性が低化するので、Ａｌ、Ｔｉの含有量の上限値を１．０質量％にしている。
　本発明の被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属には、更にＢ、Ｚｒ、希土類元素から選択した一種以上を０．０２質量％以下するのが好ましい。各元素の作用及び含有量の限定理由は、前述のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤと同様である。
（Ａ）は本発明の実施の形態（実施例２）を用いてＳＵＳ３０４板上にＴＩＧ溶接により形成した肉盛溶接部に対して行った染色浸透探傷試験の結果を示す写真であり、（Ｂ）は本発明の比較例（比較例１２）を用いて同様に行った染色浸透探傷試験の結果を示す写真であり、（Ｃ）は（Ｂ）の一部（矢印で示した部分）を拡大した写真であり、（Ｄ）は（Ａ）及び（Ｂ）で用いたＳＵＳ３０４板の開先面を示す断面図である。 （Ａ）は耐溶接割れ性を評価するための厚板（厚肉構造材）の拘束溶接割れ試験用の溶接継手の平面図であり、（Ｂ）は（Ａ）の正面図である。 （Ａ）はＳＵＳ３０４板上にＴＩＧ溶接により形成した肉盛溶接部の染色浸透探傷試験結果とＮｂの含有量との関係を示すグラフであり、（Ｂ）は同試験結果とＴａの含有量との関係を示すグラフである。 ＴＩＧ溶接による厚板（厚肉構造材）の拘束溶接部の側曲げ試験結果と溶接ワイヤ中のＳの含有量との関係を示すグラフである。 （Ａ）は本発明の実施の形態（実施例１）を用いた溶接金属の断面を、光学顕微鏡を用いて約２００倍で撮影した組織写真であり、（Ｂ）は本発明の比較例（比較例８）を用いた溶接金属の断面を（Ａ）の場合と同じ条件で撮影した光学顕微鏡組織写真である。 （Ａ）は本発明の比較例１２の溶接ビード表面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて約４００倍で撮影した写真であり、（Ｂ）は同溶接ビード表面を走査型分析電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＤＸ）を用いて定性分析した結果を示すグラフである。
　以下、本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤの実施の形態について説明する。表２には、本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤの実施の形態の合金組成と、本発明の効果を確認するための比較例の合金組成とが示されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２のうち、実施例１～１６は本実施の形態である溶接ワイヤの合金組成を示すものである。実施例１～１６の溶接ワイヤは、いずれも、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｔａ：１～１０質量％、Ｍｏ：１～６質量％を含有し、不可避不純物として、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．１質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成を備えている。このうち実施例１、５、６、７、８、９、１２、１５、及び１６は、Ｓ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＮの含有量が下記（１）及び（２）の関係式を満たしている。
　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（１）
　Ｔａ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（２）
　また、実施例１～１６のうち実施例２、３、４、１０、１１、１３、及び１４は、さらに、Ｎｂの含有量が０．５質量％以下の条件を満たし、かつ、Ｓ、Ｔａ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｍｏ及びＮの含有量が、下記（３）及び（４）の関係式を満たしている。
　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ＋２．１Ｎｂ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（３）
　Ｔａ＋３．８Ｎｂ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（４）
　さらに、実施例３、４、６、８、１０、１１、１３、１４、及び１５は、Ａｌの含有量が０．２６～０．７質量％の条件を満たしており、実施例３、４、６、９、１０、１１、１３、１４、及び１５は、Ｔｉの含有量が０．３６～０．７質量％の条件を満たしている。
　また、実施例２、４、９、１０、１１、及び１２は、さらに、Ｎｂの含有量が０．５質量％以下の条件を満たし、不可避不純物としてＣａ及びＭｇの含有量の合計が０．００２質量％未満の条件を満たしている。
　また、実施例３～７は、さらに、Ｂ、Ｚｒ、希土類元素から選択した一種以上の含有量が０．０２質量％以下の条件を満たしている。
　表３には、表２に示す各種合金組成のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを用いて形成した溶着金属の引張試験、肉盛溶接部の染色浸透探傷試験、厚肉構造材の溶接金属部の側曲げ試験、溶接金属断面のミクロ組織（溶接金属組織におけるミクロボイドの有無）の確認試験及び炭素鋼板上に多層肉盛溶接した肉盛表面（溶接ビード表面）におけるスケール発生の有無の確認試験を行った評価結果が示されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　引張試験では、ＪＩＳＧ０２０２に基づいて、室温及び３５０℃における溶着金属の引張強度を測定した。引張試験の評価は、測定した引張強度が、室温で６１０～７８０ＭＰａの範囲に含まれ、３５０℃で４８５ＭＰａ以上の範囲に含まれれば良好であると判断した。引張強度の適正範囲をこのような数値範囲にしたのは、引張強度が、室温で６１０ＭＰａ未満または３５０℃で４８５ＭＰａ未満の場合は、溶着金属として十分な強度特性が得られず、また、室温で７８０ＭＰａ超の場合は、延性低下や溶接部の残留応力の過度の上昇を引き起こすおそれがあるからである。
　染色浸透探傷試験による高温割れ感受性の評価は、後述の図２に示す厚肉構造体の拘束溶接割れ試験用の溶接継手を作製する準備段階として、ＳＵＳ３０４厚肉材の開先面の肉盛溶接部で実施した。染色浸透探傷試験では、開先幅約６０ｍｍ、長さ約２５０ｍｍの開先面をＴＩＧ溶接により３～６層肉盛溶接を行い［図１（Ａ）～（Ｄ）参照］、その後、所定の開先形状になるように、機械加工により余盛部を削除した加工面を形成し、この加工面についてＪＩＳＺ２３４３－１に基づき染色浸透探傷試験を実施し、溶接割れ発生の有無を目視で確認した［図１（Ａ）～（Ｃ）参照］。
　側曲げ試験は、ＪＩＳＺ３１２２に基づいて実施した。曲げ試験片は、板厚１０ｍｍの形状のものを厚肉構造材の溶接継手部より採取して、雄型及び雌型からなるジグを用いた型曲げ試験方法により行った。曲げ方はジグの雄型を試験片がＵ字形になるように雌型ジグに押し付けて行い、その際の試験片表面の曲率半径（Ｒ）は板厚の２倍すなわちＲ＝２０ｍｍとした。試験後曲げ表面を拡大鏡を用いて観察し、溶接部に発生した割れ（またはブローホール）の個数並びに割れの長さを測定した。側曲げ試験の評価は、電気工作物の溶接の技術基準省令（第８１号）の規定に基づいて、（１）割れの長さが３ｍｍを超えないこと（縁角に発生するものを除く）、（２）上記（１）の条件を満たす割れの長さの合計が７ｍｍを超えないこと、及び（３）割れ及び／またはブローホールの個数が１０個を超えないこと、の全ての要件を満たしたものを合格とし、上記（１）～（３）の要件を１つでも満たさないものは不合格とした。
　ミクロ組織確認試験では、図２に示す厚肉構造材（ＳＳ４００）の溶接金属断面について、光学顕微鏡を用いて約１５～４００倍に拡大してミクロボイドの有無を確認した。光学顕微鏡観察用試料は、厚肉構造材から切り出した溶接金属を樹脂に埋め込んでバフ研磨仕上げを施し、これに腐食液として１０％シュウ酸を用いた電解エッチングを施すことによりミクロ組織を現出させたものを用いた。撮影した組織写真は、後に詳しく説明する図５に示す。
　溶接作業性試験では、図２に示す厚肉構造材（ＳＳ４００）の溶接金属のビード表面におけるスケール発生の有無を目視で確認した。
　表３に示す各試験結果に基づいて、本実施の形態の効果を具体的に説明すると、比較例１、３、８、９及び１１では、Ｔａの含有量が下限値の１質量％に満たない上に、Ｍｏの含有量も下限値の１質量％に満たないため、また比較例１０では、Ｍｏの含有量が下限値の１質量％に満たないため、いずれも３５０℃における引張強度が４８５ＭＰａ未満となった。また比較例２では、Ｔａの含有量が１０質量％を超える上に、Ｍｏの含有量が上限の６質量％を超えるため、室温における引張強度が８００ＭＰａ超となった。これに対して、実施例１～１６では、Ｔａ、Ｍｏ等の含有量が本発明の構成要件を満たすため、室温では６１０ＭＰａを超え、３５０℃では４８５ＭＰａを超える良好な引張強度特性が得られた。具体的には、表２及び表３に示すように、Ｔａの含有量：１～１０質量％、Ｍｏの含有量：１～６質量％等の範囲で良好な引張強度が得られた。
　なお、図３は、本実施例及び比較例を含む多数の６９０Ｎｉ基合金系溶接材料の染色浸透探傷試験の結果を、ニューラルネットワークを用いた感度解析により整理したグラフである。図３（Ａ）はＮｂと割れ個数との関係を示し、図３（Ｂ）はＴａと割れ個数との関係を示す。割れ個数は、染色浸透探傷試験による欠陥数を示す。図３によれば、図３（Ａ）に示すようにＮｂの含有量が増加することにより、肉盛表面上の割れが増加する。これに対して、図３（Ｂ）に示すようにＴａの含有量を増加しても割れは増加しない。この図３が示す傾向は、染色浸透探傷試験において、比較例３（Ｎｂの含有量が０．５質量％を超え、Ｔａの含有量が１質量％に満たない条件）で欠陥が発生したのに対して、実施例１～１６（Ｎｂの含有量が０．５質量％以下で、Ｔａの含有量が１～１０質量％）では欠陥が発生しなかった事実と一致している。
　また、比較例６～８では、Ｓの含有量が上限の０．００１５質量％（１５ｐｐｍ）を超えている。その結果、側曲げ試験において、比較例６～８は、割れの個数が１０個を超え、さらに割れの長さの合計が７ｍｍを超えるため、溶接の技術基準（省令第８１号）を満足しない。これに対して、実施例１～１６に示すようにＳの含有量：０．００１５質量％以下の条件で良好な耐溶接割れ性が得られた。
　なお、図４は、本実施例及び比較例を含む多数の６９０Ｎｉ基合金系溶接材料の染色浸透探傷試験の結果を、ニューラルネットワークを用いた感度解析により整理したグラフである。この図４は、ＴＩＧ溶接による溶接ワイヤ中のＳの含有量と側曲げ試験における割れとの関係を示す。図４によれば、Ｓの含有量が０．００１質量％（１０ｐｐｍ）から０．００２質量％（２０ｐｐｍ）の範囲で割れが遷移的に増加する傾向にあることが分かった。そのため、Ｓの含有量は１５ｐｐｍ以下とするのが好ましい。
　比較例４では、Ａｌの含有量が０．０１質量％に満たしておらず、Ｔｉの含有量が０．０１質量％に満たしておらず、本発明の構成要件を満たしていないため、厚肉構造材の溶接部の側曲げ試験において、著しい割れが発生し、溶接の技術基準（省令第８１号）を満足しない。また、比較例５では、Ａｌの含有量が０．７質量％を超え、Ｔｉの含有量が０．７質量％を超えて、本発明の構成要件を満たしていないため、表３に示すように溶接ビード表面においてスケールが発生した。これに対して、実施例１～１６では、Ａｌの含有量は０．１～０．７％、Ｔｉの含有量は０．１～０．７％の範囲で溶接ビード表面のスケール発生がなく（溶接作業性が良好で）、しかも良好な耐溶接割れ感受性が得られた。
　また比較例８及び１０では、Ｈの含有量が０．００１５質量％（１５ｐｐｍ）を超え、本発明の構成要件を満たしていないため、図５（Ｂ）に示すようなミクロボイドが発生し、ミクロ組織の健全性を損なう。これに対して、実施例１～１６では、Ｈの含有量を０．００１５質量％（１５ｐｐｍ）以下になっているため、図５（Ａ）に示すように溶接金属のミクロ組織の健全性が維持されることを確認した。なお、Ｈは溶接ワイヤの溶解時に混入するだけでなく、伸線時にも混入する。すなわち、伸線時に潤滑剤の付着があるとＨの含有量が著しく増加する。したがって、伸線後の潤滑剤の洗浄は十分に行わなければならない。比較例１２は、従来技術である特許文献６の条件を満たしている溶接ワイヤであるが、Ｎｂの含有量が高く本発明の構成要件を満足してない。そのため、図６に示すように厚肉材開先面の肉盛溶接部の染色浸透探傷試験において溶接割れが発生した。
　表２の実施例１～１６はＣａ＋Ｍｇは無添加であり不可避不純物扱いであるが、実施例２、４及び９～１２では、Ｃａ＋Ｍｇの含有量を０．００２質量％（２０ｐｐｍ）未満に低減した。このような合金組成にすると、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織健全性の向上に加えて、ビード表面のスケール発生を著しく抑制することができる。比較例９、１０及び１２では、Ｃａ＋Ｍｇの含有量が０．００２質量％（２０ｐｐｍ）を超え、本発明の構成要件を満たしていない。そのため、図６（Ａ）に示すように多層肉盛表面（溶接ビード表面）上にスケールが発生した。このスケールの化学成分を分析したところ、図６（Ｂ）に示すようにＭｇを主成分とする酸化物であることが分かった。これに対して、実施例１～１６では、多層肉盛表面上にスケールは発生しなかった。すなわち、ビード表面のスケール発生を抑制するためには、実施例１～１６のように、Ｃａ＋Ｍｇは無添加とし、さらにＣａ＋Ｍｇの含有量を０．００２質量％（２０ｐｐｍ）未満に低減するのが好ましい。
　表２に示すように、実施例１～１６では、Ｃｕの含有量が０．０８質量％以下、Ｃｏの含有量が０．０５質量％以下の合金組成にした。このような合金組成にすると、Ｃｕの含有量の低減により炭素鋼板上に肉盛溶接を行った場合、希釈率が大きくなり肉盛溶接金属中に相当量のＦｅを含有する場合でも溶接割れ感受性が高くならない。また、Ｃｏの含有量の低減により、定期検査等の際に作業環境の放射能レベルを低減することができる。これに対して、比較例１及び１０では、Ｃｕが０．０８質量％を超えるため、炭素鋼板上に肉盛溶接を行い、希釈率が大きくなった場合の溶接割れ感受性を低減することができない。また、比較例６ではＣｏの含有量が０．０５質量％を超えるため、定期検査等の際に作業環境の放射能レベルを低減することができない。
　表２に示すように、実施例３～７では、上述の実施例１，２及び８～１６の合金組成に対して、さらにＢ、Ｚｒ、希土類元素（ＲＥＭ）の少なくとも一種以上を、０．０２質量％（２００ｐｐｍ）以下含有する合金組成になっている。このような合金組成にすると、さらに厚肉構造材溶接部での耐溶接割れ性を高める効果が得られる。これに対して、比較例１～８及び１１では、Ｂ、Ｚｒ、希土類元素の少なくとも一種以上を含有しない（Ｂ、Ｚｒ、希土類元素のいずれも含有していない）ため、実施例３～７のような耐溶接割れ性をさらに高める効果は得られなかった。
　このように実施例１～１６のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤを用いると、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性、溶接金属のミクロ組織健全性と溶接作業性（スケール発生抑制）を高めることができる。
　次に、本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒の実施の形態について説明する。表４には、本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒に用いた溶接ワイヤの実施例の合金組成と、本発明の効果を確認するための比較例の合金組成とが示されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４において、実施例６，１０，１１，１３～１５及び１７～２２は、本発明のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒に用いた溶接ワイヤの例である。なお表４のうち、実施例６，１０，１１，１３～１５は、表２に示す各種合金組成のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤの一部を被覆アーク溶接棒用のワイヤとして選択したものである。表４に示す実施例はいずれも、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．２６～１．０質量％、Ｔｉ：０．３６～１．０質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｔａ：３．０質量％以下、Ｍｏ：１～６質量％、不可避不純物として、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．１質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成を有している。なお、本溶接ワイヤは、溶接割れ感受性が低くなる施工条件を選択することにより、ＴＩＧ溶接にも使用できる。
　表５には、表４に示す各種合金組成のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒用溶接ワイヤを用いて製造した被覆アーク溶接棒の溶接作業性試験結果が示されている。なお、溶接作業性試験では、アークの安定性、スパッタの発生、スラグの被包性、スラグの剥離性、スラグの焦げ付き、ビードの形状及びこれらの総合評価の各項目について、○：良好、△：可及び×：不可の基準で評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５のうち、実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１及び１７－１～２２－１は、本実施の形態である上述した表４のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒用溶接ワイヤを用いて製造した被覆アーク溶接棒の溶接作業性試験の結果を示すものである。
　実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒は、表４の実施例６，１０，１１，１３～１５のワイヤを用いて製造し、実施例１７－１～２２－１のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒は、表４の実施例１７～２２のワイヤを用いて製造した。なお表４及び表５に示すように、これらの実施例（実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１～２２－１）では、後に詳しく説明する理由からライム型のフラックスを用いた。
　比較例１３－１は、ワイヤ中のＮｂの含有量が３．０質量％を超え、本発明の構成要件を満足していない。比較例１４－１は、ワイヤ中のＴａの含有量が３．０質量％を超え、本発明の構成要件を満足していない。その結果、比較例１３及び１４のワイヤを用いた被覆アーク溶接棒（比較例１３－１及び１４－１）の溶接作業性試験では、ビード表面にスラグの焦げ付きが発生した。この焦げ付きは溶接欠陥の原因となり、健全な溶接が困難になるため、溶接作業性を低下させる。比較例１５－１はワイヤ中のＡｌの含有量が１．０質量％を超え、比較例１６－１はワイヤ中のＴｉの含有量が１．０質量％を超え、本発明の構成要件を満足していない。その結果、比較例１５及び１６の溶接ワイヤを用いた被覆アーク溶接棒（比較例１５－１及び１６－１）の溶接作業性試験ではスラグの剥離性が悪く、溶接作業を効率的に行うための大きな支障となる。またスラグの焦げ付きも若干発生する（評価は△）。これに対して、実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１～２２－１は、いずれも本発明の構成要件を満足しているワイヤ（実施例６，１０，１１，１３～１５，１７～２２）を用いた被覆アーク溶接棒を示すものであり、溶接作業性は良好（評価は○）であった。
　表６には、各種合金組成の溶接ワイヤを用いて形成したＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒からなる溶着金属である実施例の合金組成と本効果を確認するための比較例の合金組成とが示されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６のうち、実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１は本実施の形態であるＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶着金属の合金組成を示すものである。実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶着金属は、上述した表４のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒用溶接ワイヤの中から選択したワイヤ（実施例６，１０，１１，１３～１５，１７，２２）を用い製造した被覆アーク溶接棒により形成した。表６に示す溶着金属の実施例はいずれも、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｎｂ＋Ｔａ：１．８～４．５質量％以下、Ｍｏ：１～６質量％を含有し、不可避不純物として、Ｃａ＋Ｍｇ：０．００２質量％未満、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｈ：０．００２質量％以下、Ｎ：０．１質量％以下、Ｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成を有している。
　表７には、表６に示す各種合金組成のＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒の溶接作業性、溶着金属の引張試験、厚肉構造材溶接金属部の側曲げ試験及び溶接金属のミクロ組織確認試験を行った評価結果が示されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　比較例１３－１～１５－１及び１５－２，１６－２は、溶接棒の製造に用いた溶接ワイヤ（表４に示す比較例１３，１４，１５，１６）が本発明の構成要件を満足していないため、溶接作業性が低化する問題がある（表５参照）。
　比較例１５－１及び１５－２は、溶着金属中のＮｂ＋Ｔａの含有量が低く、本発明の構成要件を満足していない。また、比較例１３－１及び１４－１は、Ｍｏの含有量が低く、本発明の構成要件を満足していない。その結果、比較例１３－１，１４－１，１５－１，１５－２では、３５０℃の引張強度は４８５ＭＰａ未満となった。すなわち、Ｎｂ＋Ｔａ及びＭｏを複合的に含有した実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１と比較すると、比較例１３－１，１４－１，１５－１，１５－２では十分な引張特性は得られない。
　比較例１６－２は、Ｎｂ＋Ｔａの含有量が４．５質量％を超え、本発明の構成要件を満足していない。そのため、比較例１６－２では、厚肉構造材溶接金属部の側曲げ試験において割れの長さの合計が７ｍｍを超え、割れの個数も１０個を超えた。したがって、実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１のように、Ｎｂ＋Ｔａを１．８～４．５質量％以下、Ｍｏを１～６質量％をそれぞれ含有するのが好ましい。
　比較例１５－２，１７－２は、Ｓの含有量が０．００５質量％（５０ｐｐｍ）を超え、本発明の構成要件を満たしていない。そのため、比較例１５－２，１７－２では、厚肉構造材の溶接金属部の側曲げ試験において、割れの長さの合計が７ｍｍを超え、割れの個数が１０個を超え、溶接の技術基準（省令第８１号）を満足していない。これに対して、Ｓの含有量が０．００５質量％（５０ｐｐｍ）以下の実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１では、溶接の技術基準（省令第８１号）を満たしている。したがって、本例の被覆アーク溶接棒を用いた溶着金属では、溶着金属中のＳの含有量は、実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１のように０．００５質量％（５０ｐｐｍ）以下にするのが好ましい。
　なお前述のように、被覆アーク溶接の場合はフラックスの影響及びＭｎの存在を考慮する必要がある。そのため、上述の溶接ワイヤ（実施例１～１６及び実施例１７～２２）ではいずれもＳの含有量が０．００１５質量％（１５ｐｐｍ）以下になっているのに対して、本例の被覆アーク溶接棒を用いた溶着金属（実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１）ではＳの含有量が０．００５質量％（５０ｐｐｍ）以下になっている。従って、厚肉構造材溶接部の側曲げ試験において発生する合計割れ長さに及ぼすＳ含有量の挙動は、ＴＩＧ溶接の場合を示した図４に示す挙動とは異なる。
　比較例１５－２，１６－２及び１７－２は、Ｈの含有量が０．００２質量％（２０ｐｐｍ）を超え、本発明の構成要件を満たしておらず、溶接金属にミクロボイドが発生した。その上、比較例１５－２，１６－２，１７－２では、厚肉構造材の溶接金属部の側曲げ試験で、割れの個数が１０個を超え、溶接技術基準（省令第８１号）を満足していない。被覆アーク溶接では、上述のようにフラックスの吸湿が水素の発生源となるため、ＴＩＧ溶接に比較して溶接金属のＨの含有量が高くなる傾向にある。一般にＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒のフラックス型は、ＴｉＯ2、ＣａＣＯ3及びＣａＦ2を主成分とするライムチタニア型と、ＣａＣＯ3及びＣａＦ2を主成分とするライム型とがある。これらのフラックス型のうち、本発明の被覆アーク溶接棒ではライム型のフラックスを用いた。なぜなら、ＣａＣＯ3から溶接時に発生するＣＯ2等のガス成分により、Ｈの分圧が下がり溶接金属中のＨの含有量が他のフラックス型に比較して低下するためである。また、フラックス中のＣａＦ2成分は溶接時に溶融スラグとなり、溶融金属と反応によりＳ等の増加を制御するので、耐溶接割れ性を高める上でも有効である。
　比較例１５－２，１６－２及び１７－２は、ライムチタニア型のフラックスを用いた。このようなライムチタニア型のフラックスを用いた比較例１５－２，１６－２及び１７－２では、上述のようにＨの含有量が０．００２質量％（２０ｐｐｍ）を超えるため、溶接金属にミクロボイドが発生する。このような理由から、実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１のように、ライム型のフラックスを用いることにより、Ｈの含有量を０．００２質量％以下とするのが好ましい。
　比較例１７－２は、Ｃｕの含有量が０．０８質量％を超えるため、炭素鋼板上に肉盛溶接した際に希釈率が増大した場合に溶接割れ感受性を低減することはできない。また比較例１７－２では、Ｃｏの含有量が０．０５質量％を超えるため、定期検査等の際に作業環境の放射能レベルを低減することはできない。
　以上より、実施例６－１，１０－１，１１－１，１３－１～１５－１，１７－１，１７－２，２２－１の合金組成を有するＮｉ基高Ｃｒ合金被覆アーク溶接棒は、溶接作業性が良好であり、これらの溶接棒を用いて形成された溶接金属では、溶接部の引張強度、耐溶接割れ性及び溶接金属のミクロ組織健全性を同時に高めることができる。
　本発明によれば、Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤの合金組成を、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｔａ：１～１０質量％、Ｍｏ：１～６質量％、Ｎ：０．１質量％以下、不可避不純物として、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成であり、Ｓ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＮの含有量が下記（１）及び（２）の関係式を満たすことにより、溶接部の引張強度特性、耐溶接割れ性及び溶接金属のミクロ組織健全性を高めることができる。
　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（１）
　Ｔａ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（２）

Claims (10)

  1. 　Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｔａ：１～１０質量％、Ｍｏ：１～６質量％、Ｎ：０．１質量％以下を含有し、不可避不純物として、Ｃａ＋Ｍｇ：０．００２質量％未満、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成であり、Ｓ、Ｔａ、Ａｌ及びＴｉの含有量が下記（１）の関係式を満たし、かつＴａ、Ｍｏ及びＮの含有量が下記（２）の関係式を満たすＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ。
    　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（１）
    　Ｔａ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（２）
  2. 　Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｔａ：１～１０質量％、Ｍｏ：１～６質量％、Ｎ：０．１質量％以下を含有し、不可避不純物として、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成であり、Ｓ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＮの含有量が下記（１）及び（２）の関係式を満たすＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ。
    　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（１）
    　Ｔａ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（２）
  3. 　Ａｌの含有量が０．２６～０．７質量％である請求項１又は２に記載のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ。
  4. 　Ｔｉの含有量が０．３６～０．７質量％である請求項１乃至３のいずれか１項に記載のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ。
  5. 　不可避不純物としてさらにＣａ及びＭｇを含有し、
    　Ｃａ及びＭｇの含有量の合計が０．００２質量％未満である請求項２乃至４のいずれか１項に記載のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ。
  6. 　さらにＮｂ：０．５質量％以下を含有し、
    　Ｓ、Ｔａ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｍｏ及びＮの含有量が、下記（３）及び（４）の関係式を満たす、請求項１乃至５のいずれか１項に記載のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ。　１２０００Ｓ＋０．５８Ｔａ＋２．１Ｎｂ－２．６Ａｌ－２Ｔｉ≦１９．３…（３）
    　Ｔａ＋３．８Ｎｂ＋１．６Ｍｏ＋１８７Ｎ≧５．７…（４）
  7. 　Ｂ、Ｚｒ、希土類元素から選択した一種以上の成分：０．０２質量％以下を更に含有する請求項１乃至６のいずれか１項に記載のＮｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ。
  8. 　Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．２６～１．０質量％、Ｔｉ：０．３６～１．０質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｔａ：３．０質量％以下、Ｍｏ：１～６質量％を含有し、不可避不純物として、Ｎ：０．１質量％以下、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．００１５質量％以下、Ｏ：０．０１質量％以下、Ｈ：０．００１５質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成の被覆アーク溶接棒用心線。
  9. 　Ｃ：０．０４質量％以下、Ｍｎ：７質量％以下、Ｆｅ：１～１２質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下、Ａｌ：０．０１～０．７質量％、Ｔｉ：０．０１～０．７質量％、Ｃｒ：２５．０～３１．５質量％、Ｎｂ＋Ｔａ：１．８～４．５質量％以下、Ｍｏ：１～６質量％を含有し、不可避不純物として、Ｃａ及びＭｇ含有量の合計として０．００２質量％未満、Ｎ：０．１質量％以下、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｏ：０．１質量％以下、Ｈ：０．００２質量％以下、Ｃｕ：０．０８質量％以下、Ｃｏ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＮｉからなる組成の被覆アーク溶着金属。
  10. 　Ｂ、Ｚｒ、希土類元素から選択した一種以上の成分：０．０２質量％以下を更に含有する請求項９に記載の被覆アーク溶着金属。
PCT/JP2012/051837 2011-02-01 2012-01-27 Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ、被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属 WO2012105452A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US13/982,878 US10675720B2 (en) 2011-02-01 2012-01-27 High Cr Ni-based alloy welding wire, shielded metal arc welding rod, and weld metal formed by shielded metal arc welding
JP2012529032A JP5270043B2 (ja) 2011-02-01 2012-01-27 Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ、被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属
EP12742169.1A EP2671669B1 (en) 2011-02-01 2012-01-27 Ni-BASED HIGH-CR ALLOY WIRE FOR WELDING, ROD FOR ARC-SHIELDED WELDING, AND METAL FOR ARC-SHIELDED WELDING

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011020062 2011-02-01
JP2011-020062 2011-02-01

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012105452A1 true WO2012105452A1 (ja) 2012-08-09

Family

ID=46602668

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2012/051837 WO2012105452A1 (ja) 2011-02-01 2012-01-27 Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ、被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属

Country Status (4)

Country Link
US (1) US10675720B2 (ja)
EP (1) EP2671669B1 (ja)
JP (1) JP5270043B2 (ja)
WO (1) WO2012105452A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104471089A (zh) * 2012-08-10 2015-03-25 Vdm金属有限公司 具有良好可加工性的镍-铬-铁-铝-合金的用途
CN109518015A (zh) * 2018-10-10 2019-03-26 安徽鑫国合金有限公司 一种镍铬-镍硅补偿合金丝合成工艺
JP2020196043A (ja) * 2019-05-28 2020-12-10 株式会社東芝 ニッケル基合金溶接材料、原子炉用溶接材料、原子力用機器および構造物、ならびに原子力用機器および構造物の補修方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20160144461A1 (en) * 2014-11-21 2016-05-26 Huntington Alloys Corporation Ni-Cr-Mo-Ta-Nb Welding Filler Metals, Welding Filler Metal Consumables, Weld Deposits, Methods of Making Weld Deposits, and Weldments Thereof
CN106181115B (zh) * 2015-04-29 2018-10-30 海宁瑞奥金属科技有限公司 低飞溅9Ni钢用镍基电焊条
CN106541222B (zh) * 2015-09-22 2021-03-26 中国科学院金属研究所 高温高强度无裂纹缺陷的核电用镍基焊丝及其制备和使用
CN105215572A (zh) * 2015-09-22 2016-01-06 机械科学研究院哈尔滨焊接研究所 一种核岛主设备用抗裂纹缺陷镍基焊丝及制备方法
US10543570B2 (en) * 2016-02-22 2020-01-28 Bwxt Nuclear Operations Group, Inc. Metal carbide/nitride precipitation control in fusion welding
JP6739187B2 (ja) 2016-02-22 2020-08-12 株式会社神戸製鋼所 溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤおよびＮｉ基合金溶接金属の製造方法
JP6762131B2 (ja) * 2016-04-28 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 フラックス入りワイヤ
ES2909528T3 (es) * 2018-05-23 2022-05-06 Ab Sandvik Materials Tech Aleación austenítica a base de níquel
WO2020086971A1 (en) 2018-10-26 2020-04-30 Oerlikon Metco (Us) Inc. Corrosion and wear resistant nickel based alloys
CN112008293A (zh) * 2019-05-28 2020-12-01 株式会社东芝 镍基合金焊接材料、核反应堆用焊接材料、核能用设备及结构物以及它们的修补方法
CN112548400B (zh) * 2021-02-22 2021-06-04 四川西冶新材料股份有限公司 用于镍铬铁合金钢焊接用药皮、焊条及其制备方法
CN113319465B (zh) * 2021-06-13 2022-07-05 石家庄铁道大学 一套用于超高强钢焊接的双丝气体保护焊焊丝及焊接方法
CN113319468B (zh) * 2021-06-16 2023-04-14 哈尔滨焊接研究院有限公司 一种防止焊接裂纹的核电用镍基合金焊丝的成分设计方法、核电用镍基合金焊丝
CN114147385B (zh) * 2021-11-26 2023-03-14 西安理工大学 铜-钢复合板cmt熔焊对接用焊丝及制备与焊接方法
CN114535859B (zh) * 2022-01-11 2023-08-08 康硕(山西)低应力制造系统技术研究院有限公司 镍-钢复合材料电弧3d打印焊丝及制备与增材制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003311473A (ja) * 2002-04-18 2003-11-05 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Ｎｉ基高Ｃｒ合金用溶加材
WO2005070612A1 (ja) * 2004-01-21 2005-08-04 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶加材及び被覆アーク溶接用溶接棒
WO2006013727A1 (ja) * 2004-08-02 2006-02-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 溶接継手およびその溶接材料
JP2010500178A (ja) * 2006-08-08 2010-01-07 ハンチントン、アロイス、コーポレーション 溶接に使用するための溶接合金および製品、溶接物ならびに溶接物の製造方法
JP2010036223A (ja) * 2008-08-06 2010-02-18 Mitsubishi Materials Corp Ｎｉ基合金溶接材料

Family Cites Families (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4400209A (en) * 1981-06-10 1983-08-23 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Alloy for making high strength deep well casing and tubing having improved resistance to stress-corrosion cracking
US4840768A (en) * 1988-11-14 1989-06-20 The Babcock & Wilcox Company Austenitic Fe-Cr-Ni alloy designed for oil country tubular products
JPH0689426A (ja) 1992-07-22 1994-03-29 Toshiba Corp 磁気記録媒体
JPH07316700A (ja) 1994-05-18 1995-12-05 Mitsubishi Materials Corp 高硬度および高強度を有する耐食性窒化物分散型Ｎｉ基合金
JP3170166B2 (ja) 1994-12-28 2001-05-28 三菱重工業株式会社 Ｎｉ基高Ｃｒ合金用溶加材
JP3170165B2 (ja) 1994-12-28 2001-05-28 三菱重工業株式会社 Ｎｉ基高Ｃｒ合金用被覆アーク溶接棒
US6242113B1 (en) 1999-06-10 2001-06-05 Inco Alloys International, Inc. Welding alloy and articles for use in welding, weldments and methods for producing weldments
KR100739513B1 (ko) 1999-06-10 2007-07-13 인코 앨로이즈 인터내셔날, 인코포레이티드 용접합금 및 용접용 제품, 용접재 및 용접재의 제조방법
JP3747729B2 (ja) 2000-02-25 2006-02-22 三菱マテリアル株式会社 Ｎｉ基合金被覆アーク溶接棒
US6674047B1 (en) * 2000-11-13 2004-01-06 Concept Alloys, L.L.C. Wire electrode with core of multiplex composite powder, its method of manufacture and use
US6860948B1 (en) * 2003-09-05 2005-03-01 Haynes International, Inc. Age-hardenable, corrosion resistant Ni—Cr—Mo alloys
JP3957261B2 (ja) 2001-10-12 2007-08-15 三菱重工業株式会社 Ｎｉ基耐熱超合金用の溶加材及びＮｉ基耐熱超合金の溶融溶接方法
EP1325965B1 (en) * 2001-12-21 2005-10-05 Hitachi Metals, Ltd. Ni-based alloy improved in oxidation-resistance, high temperature strength and hot workability
FR2845098B1 (fr) * 2002-09-26 2004-12-24 Framatome Anp Alliage a base de nickel pour la soudure electrique d'alliages de nickel et d'aciers fil de soudage et utilisation
US20040115086A1 (en) * 2002-09-26 2004-06-17 Framatome Anp Nickel-base alloy for the electro-welding of nickel alloys and steels, welding wire and use
JP4280898B2 (ja) 2002-12-18 2009-06-17 住友金属工業株式会社 高温強度に優れた耐メタルダスティング金属材料
JP3976003B2 (ja) * 2002-12-25 2007-09-12 住友金属工業株式会社 ニッケル基合金およびその製造方法
US6953508B2 (en) * 2003-01-02 2005-10-11 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High strength steel weld having improved resistance to cold cracking and a welding method
JP4265604B2 (ja) * 2003-06-10 2009-05-20 住友金属工業株式会社 オーステナイト系鋼溶接継手
JP4173076B2 (ja) 2003-08-18 2008-10-29 株式会社神戸製鋼所 Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤ
JP4519520B2 (ja) 2003-09-24 2010-08-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 高Ｎｉ基合金溶接ワイヤ
JP5253817B2 (ja) 2005-01-25 2013-07-31 ハンチントン、アロイス、コーポレーション 延性低下割れ耐性を有する被覆された溶接電極、およびそれから製造された溶着物
JP4546318B2 (ja) 2005-04-15 2010-09-15 株式会社日立製作所 Ｎｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法
JP5098235B2 (ja) * 2006-07-04 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法
US8568901B2 (en) 2006-11-21 2013-10-29 Huntington Alloys Corporation Filler metal composition and method for overlaying low NOx power boiler tubes
JP2009022989A (ja) 2007-07-20 2009-02-05 Kobe Steel Ltd Ｎｉ基高Ｃｒ合金用溶接材料
JP5094272B2 (ja) * 2007-08-21 2012-12-12 株式会社日本製鋼所 耐高圧水素環境脆化特性に優れた低合金高強度鋼およびその製造方法
US20110240715A1 (en) 2010-03-31 2011-10-06 Ge-Hitachi Nuclear Energy Americas Llc Welding process and corrosion-resistant filler alloy and consumables therefor
WO2012129505A1 (en) * 2011-03-23 2012-09-27 Scoperta, Inc. Fine grained ni-based alloys for resistance to stress corrosion cracking and methods for their design
SG190481A1 (en) * 2011-12-01 2013-06-28 Heraeus Materials Tech Gmbh Alloyed 2n copper wire for bonding in microelectronics device
DE102012011162B4 (de) * 2012-06-05 2014-05-22 Outokumpu Vdm Gmbh Nickel-Chrom-Legierung mit guter Verarbeitbarkeit, Kriechfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit
DE102012011161B4 (de) * 2012-06-05 2014-06-18 Outokumpu Vdm Gmbh Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung mit guter Verarbeitbarkeit, Kriechfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit
US20160144461A1 (en) 2014-11-21 2016-05-26 Huntington Alloys Corporation Ni-Cr-Mo-Ta-Nb Welding Filler Metals, Welding Filler Metal Consumables, Weld Deposits, Methods of Making Weld Deposits, and Weldments Thereof

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003311473A (ja) * 2002-04-18 2003-11-05 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Ｎｉ基高Ｃｒ合金用溶加材
WO2005070612A1 (ja) * 2004-01-21 2005-08-04 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶加材及び被覆アーク溶接用溶接棒
WO2006013727A1 (ja) * 2004-08-02 2006-02-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 溶接継手およびその溶接材料
JP2010500178A (ja) * 2006-08-08 2010-01-07 ハンチントン、アロイス、コーポレーション 溶接に使用するための溶接合金および製品、溶接物ならびに溶接物の製造方法
JP2010036223A (ja) * 2008-08-06 2010-02-18 Mitsubishi Materials Corp Ｎｉ基合金溶接材料

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2671669A4 *

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104471089A (zh) * 2012-08-10 2015-03-25 Vdm金属有限公司 具有良好可加工性的镍-铬-铁-铝-合金的用途
CN104471089B (zh) * 2012-08-10 2016-10-26 Vdm金属有限公司 具有良好可加工性的镍-铬-铁-铝-合金的用途
CN109518015A (zh) * 2018-10-10 2019-03-26 安徽鑫国合金有限公司 一种镍铬-镍硅补偿合金丝合成工艺
JP2020196043A (ja) * 2019-05-28 2020-12-10 株式会社東芝 ニッケル基合金溶接材料、原子炉用溶接材料、原子力用機器および構造物、ならびに原子力用機器および構造物の補修方法
JP7370830B2 (ja) 2019-05-28 2023-10-30 株式会社東芝 ニッケル基合金溶接材料、原子炉用溶接材料、原子力用機器および構造物、ならびに原子力用機器および構造物の補修方法

Also Published As

Publication number Publication date
US10675720B2 (en) 2020-06-09
EP2671669B1 (en) 2021-06-23
JP5270043B2 (ja) 2013-08-21
EP2671669A4 (en) 2015-11-25
EP2671669A1 (en) 2013-12-11
US20140305921A1 (en) 2014-10-16
JPWO2012105452A1 (ja) 2014-07-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5270043B2 (ja) Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶接ワイヤ、被覆アーク溶接棒及び被覆アーク溶着金属
KR101443480B1 (ko) Ni기 합금 용접 금속 및 Ni기 합금 피복 아크 용접봉
JP5005309B2 (ja) 高張力鋼用ガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤ
JP5977998B2 (ja) Ｎｉ基合金溶接金属、帯状電極及び溶接方法
JP4672555B2 (ja) Ｎｉ基高Ｃｒ合金溶加材及び被覆アーク溶接用溶接棒
JP5441870B2 (ja) 溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤ
JP2010110817A (ja) 低水素系被覆アーク溶接棒
JP5107172B2 (ja) Ｎｉ基合金溶接材料
JP2006289405A (ja) 耐火構造用鋼のガスシールドアーク溶接ワイヤ。
KR101583197B1 (ko) 서브머지드 아크 용접용 본드 플럭스
JP6390204B2 (ja) ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
KR101764008B1 (ko) Ni기 합금 피복 아크 용접봉
JPWO2017154122A1 (ja) フラックス入りワイヤ、溶接継手の製造方法、及び溶接継手
WO2015111641A1 (ja) Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手
WO2013024901A1 (ja) 高Ｃｒ鋼製タービンロータの初層又は上盛層溶接部、該溶接部用肉盛溶接材料、および該肉盛溶接部の製造方法
JP3329261B2 (ja) 高温高強度鋼用溶接材料および溶接継手
JP7215911B2 (ja) ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
US20160144461A1 (en) Ni-Cr-Mo-Ta-Nb Welding Filler Metals, Welding Filler Metal Consumables, Weld Deposits, Methods of Making Weld Deposits, and Weldments Thereof
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
JP4395583B2 (ja) Ｎｉ−Ｃｒ−Ｗ系合金の溶接用溶加材
KR102537941B1 (ko) 페라이트계 내열강 용접 조인트의 제조 방법
JPH08174269A (ja) Ｎｉ基高Ｃｒ合金用溶加材
JP2017164768A (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及び溶接継手の製造方法
JP6483540B2 (ja) ガスシールドアーク溶接用ワイヤ
JP2020116584A (ja) オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属、溶接構造物、および溶接構造物の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012529032

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 12742169

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012742169

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13982878

Country of ref document: US