WO2019186686A1 - 被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線、被覆アーク溶接棒、及び被覆アーク溶接棒の製造方法 - Google Patents

被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線、被覆アーク溶接棒、及び被覆アーク溶接棒の製造方法 Download PDF

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周雄 猿渡
児嶋　一浩
飛史 行方
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a Ni-based alloy core wire for a coated arc welding rod, a coated arc welding rod, and a method for producing a coated arc welding rod.
  • LNG liquefied natural gas
  • Ni steel which is a ferritic cryogenic material, has been mainly applied as an inner tank material of the LNG tank.
  • Ni-based alloy-based welding material having good toughness at extremely low temperatures is often used.
  • coated arc welding rod which is a welding material used in coated arc welding (Shielded Metal Arc Welding: SMAW), those containing alloy components such as Mn, Cr, Mo, W, and Nb in addition to Ni are mainly used. ing.
  • Patent Document 1 relates to welding of a Ni-based alloy used for welding of 9% Ni steel for LNG storage tanks, resulting in a weld metal having high strength and high toughness, and excellent crack resistance and blowhole resistance. Covered arc welding rods have been proposed. However, the coated arc welding rod described in Patent Document 1 has a tensile strength of 720 MPa or more, which is a recent required specification, although a weld having a tensile strength of about 690 MPa can be obtained by adding Nb and Ta. It was difficult to obtain a weld.
  • the coated arc welding rod described in Patent Document 1 since the coated arc welding rod described in Patent Document 1 has a high Nb content, in the weld metal obtained by this, NbC locally melts when reheated by multi-pass welding or the like. Is likely to occur. Therefore, the coated arc welding rod described in Patent Document 1 has a problem in crack resistance.
  • Patent Document 2 also proposes a Ni-base alloy weld metal having good crack resistance and bead appearance, and a Ni-base alloy-coated arc welding rod used for obtaining this and having good welding workability.
  • the Ni-based alloy-coated arc welding rod described in Patent Document 2 has a low content of Mo and W, which are solid solution strengthening elements, so that the tensile strength of the weld metal satisfies the recent required specifications. Can not be increased.
  • the present invention is capable of producing a weld having high low-temperature toughness, elongation, and tensile strength, and is excellent in hot crack resistance and welding workability. It is an object of the present invention to provide a method for manufacturing a welding rod and a coated arc welding rod.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the Ni-based alloy core wire for a coated arc welding rod according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.0100 to 0.0800%, Si: 0.010 to 0.00. 800%, Mn: 0.010 to 1.800%, Mo: 15.0 to 28.0%, W: 2.5 to 8.0%, Cu: 0.10 to 1.20%, Ta: 0 0.002 to 0.120%, Ni: 65.0 to 82.3%, Mg: 0 to 0.60%, Al: 0 to 2.20%, Ti: 0 to 2.20%, P: 0.00.
  • a coated arc welding rod according to another aspect of the present invention includes a Ni-based alloy core wire according to the above (1) or (2), and a coating material provided on a surface of the Ni-based alloy core wire. .
  • a method of manufacturing a coated arc welding rod according to another aspect of the present invention includes a step of applying a coating material to the Ni-based alloy core wire according to (1) or (2), and the Ni-based alloy. And firing the core wire and the covering material.
  • a coated arc welding rod according to another aspect of the present invention is manufactured by the manufacturing method described in (4) above.
  • a Ni-based alloy core wire for a coated arc welding rod capable of producing a weld having high low-temperature toughness, elongation, and tensile strength, and having excellent hot crack resistance and welding workability, A coated arc welding rod and a method of manufacturing a coated arc welding rod can be provided.
  • the present inventors can improve both the low temperature toughness and tensile strength of the weld and suppress hot cracking by including Ta in a coated arc welding rod (hereinafter abbreviated as “welding rod”). I found out. It is considered that Ta contained in the welding rod generates a Ni—Mo—Ta compound and a Ni—W—Ta compound in the weld metal, and these compounds improve the tensile strength of the weld metal by precipitation strengthening.
  • the problem of the invention is solved by the above-mentioned effect of Ta, but when REM is included as a selective element in addition to Ta in the welding rod, REM refines the crystal grains of the weld metal, thereby reducing the low temperature toughness and strength of the weld metal. It is thought that this will be further improved. Furthermore, it is believed that the REM contained in the welding rod combines with the sulfur in the molten metal during welding to reduce the sulfur concentration in the molten metal, thereby further reducing hot cracking susceptibility.
  • low temperature toughness means toughness measured at ⁇ 196 ° C.
  • the core wire according to the present embodiment will be described below.
  • the unit “%” indicating the chemical composition of the core wire means mass%.
  • C 0.0100-0.0800% C improves the tensile strength of the weld metal.
  • the C content is less than 0.0100%, the tensile strength of the weld metal is insufficient.
  • carbides are deposited on the weld metal, and the low temperature toughness of the weld metal is impaired. In this case, the precipitation of carbides reduces ductility and causes a decrease in bending performance. Therefore, the C content is 0.0100 to 0.0800%.
  • a preferable lower limit of the C content is 0.0150%, 0.0200%, 0.0250%, or 0.0300%.
  • the preferable upper limit of C content is 0.0700%, 0.0600%, or 0.0500%.
  • Mn improves the crack resistance of the weld metal.
  • Mn content is less than 0.010%, the crack resistance deteriorates.
  • the Mn content is more than 1.800%, the slag peelability is impaired, and the welding workability is deteriorated. Therefore, the Mn content is 0.010 to 1.800%.
  • the preferred lower limit of the Mn content is 0.080%, 0.140%, 0.200%, 0.300% or 0.400%.
  • the preferable upper limit of Mn content is 1.500%, 1.200%, 1.000%, 0.800% or 0.600%.
  • Mo Mo improves the tensile strength of the weld metal.
  • Mo content is less than 15.0%, the tensile strength of the weld metal is insufficient.
  • Mo content exceeds 28.0%, the low temperature toughness of the weld metal is impaired due to excessive hardening of the weld metal. Therefore, the Mo content is 15.0 to 28.0%.
  • the preferable lower limit of the Mo content is 16.0%, 17.0%, 18.0 or 19.0%.
  • the preferable upper limit of Mo content is 27.0%, 26.0%, 24.0 or 22.0%.
  • W improves the tensile strength of the weld metal. If the W content is less than 2.50%, the tensile strength of the weld metal is insufficient. On the other hand, when the W content is more than 8.00%, carbides are deposited on the weld metal, and the low temperature toughness of the weld metal is impaired. Therefore, the W content is set to 2.5 to 8.0%.
  • a preferred lower limit of the W content is 2.7%, 2.9%, 3.2% or 3.7%.
  • the preferable upper limit of W content is 7.5%, 6.5%, 6.0, or 5.5%.
  • Cu 0.10 to 1.20%
  • Cu improves the tensile strength of the weld metal.
  • the Cu content is less than 0.10%, the tensile strength of the weld metal is insufficient.
  • the Cu content is more than 1.20%, Cu segregated at the grain boundaries of the weld metal causes microcracking, which impairs the low temperature toughness of the weld metal. Therefore, the Cu content is set to 0.10 to 1.20%.
  • the preferable lower limit of the Cu content is 0.15%, 0.20%, 0.25% or 0.30%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 1.00%, 0.80%, 0.65%, or 0.50%.
  • Ta is an extremely important element in the core wire according to the present embodiment. It is considered that Ta contained in the core wire generates a Ni—Mo—Ta compound and a Ni—W—Ta compound in the weld metal, and these compounds improve the tensile strength of the weld metal by precipitation strengthening. Further, Ta forms a high melting point carbonitride, thus reducing the hot cracking susceptibility. In order to obtain this effect, the Ta content needs to be 0.002% or more. On the other hand, when the Ta content exceeds 0.120%, the low temperature toughness deteriorates. In addition, bending ductility deteriorates due to the increase in strength. Therefore, the Ta content is set to 0.002 to 0.120%. A preferable lower limit of the Ta content is 0.005%, 0.008%, or 0.012%. Moreover, the preferable upper limit of Ta content is 0.100%, 0.080%, 0.065%, or 0.050%.
  • Ni is a main element of the weld metal, and is an essential element for securing the tensile strength and toughness of the weld metal at a low temperature (for example, -196 ° C.) with the weld metal having an austenite structure.
  • the Ni content of the core wire needs to be 65.0% or more.
  • the upper limit of the Ni content is not particularly defined, but considering the amount of other alloy elements contained in the core wire, the substantial upper limit of the Ni content is about 82.3%. Since Ni is an expensive element, the material cost can be reduced by reducing the Ni content.
  • the preferable lower limit of the Ni content is 67.0%, 68.0%, 69.0 or 70.0%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 80.0%, 78.0%, and 76.0 is 74.0%.
  • the core wire according to the present embodiment can optionally contain a selection element described below in addition to the above-described essential elements.
  • the lower limit value of each selection element is 0%.
  • the core wire according to the present embodiment may contain Mg.
  • Mg has a deoxidizing action and improves the low temperature toughness of the weld metal by reducing the oxygen content of the weld metal, thereby improving the defect resistance. Therefore, the core wire according to the present embodiment may contain Mg.
  • the Mg content is set to 0.60% or less.
  • a preferable lower limit of the Mg content is 0.01%, 0.03%, 0.05 or 0.08%.
  • the preferable upper limit of Mg content is 0.40%, 0.25%, or 0.15%.
  • the core wire according to the present embodiment may contain Al.
  • the Al content is more than 2.20%, a phase (for example, a ⁇ ′ phase) that reduces the elongation of the weld metal is generated in the weld metal. Further, in this case, the amount of spatter generated increases and welding workability deteriorates. Therefore, the Al content is 2.20% or less.
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.02%, 0.05%, or 0.10%.
  • the preferable upper limit of Al content is 2.00%, 1.50%, 1.00%, 0.50%, or 0.30%.
  • Ti has a deoxidizing action and improves the low temperature toughness of the weld metal by reducing the oxygen content of the weld metal, thereby improving the defect resistance. Therefore, the core wire according to the present embodiment may contain Ti.
  • a phase for example, a ⁇ ′ phase
  • the Ti content is 2.20% or less.
  • a preferred lower limit of the Ti content is 0.01%, 0.05%, or 0.10%.
  • the upper limit with preferable Ti content is 2.00%, 1.50%, 1.00%, 0.50%, or 0.30%.
  • P and S are impurities and impair the low temperature toughness and crack resistance of the weld metal. Therefore, it is preferable to reduce the content as much as possible. However, if it is desired to reduce the cost of removing P and S, 0.025% or less of P and 0.025% or less of S are allowed.
  • the lower limit of the P content and the S content is 0%.
  • a preferable lower limit of the P content is 0.001%, 0.002%, or 0.003%.
  • the preferable upper limit of P content is 0.015%, 0.010%, 0.008 or 0.006%.
  • a preferable lower limit of the S content is 0.001%, 0.002%, or 0.003%.
  • the preferable upper limit of S content is 0.015%, 0.010%, 0.008 or 0.006%.
  • N 0 to 0.150%) (O: 0-0.012%) N dissolves in the austenite phase of the weld metal and increases the strength of the weld metal. Therefore, the core wire according to the present embodiment may contain N.
  • N content exceeds 0.150%, pore defects are generated in the weld metal. Therefore, the N content is 0.150% or less.
  • a preferable lower limit value of N is 0.001%, 0.003%, or 0.005%.
  • the preferable upper limit of N content is 0.100%, 0.080%, 0.065% or 0.055%.
  • O is an impurity and impairs the low temperature toughness of the weld metal. Therefore, it is preferable to reduce the content as much as possible.
  • O is mixed during welding and the toughness of the weld metal is impaired, 0.012% or less of O is allowed.
  • a preferable lower limit of the O content is 0.001%, 0.002%, or 0.003%.
  • the preferable upper limit of O content is 0.010%, 0.008%, or 0.006%.
  • Fe may be included as an impurity in the process of melting the raw material of the core wire. Further, Fe may be contained in the core wire in place of Ni in order to reduce the Ni content and reduce the material cost. Fe of 12.0% or less is acceptable. A preferable lower limit of the Fe content is 0.01%, 0.05%, or 0.1%. Moreover, the preferable upper limit of Fe content is 10.0%, 6.0%, or 4.0%.
  • Co is a precipitation strengthening element. Therefore, the core wire according to the present embodiment may contain Co. On the other hand, when the Co content exceeds 0.150%, the toughness is impaired. Therefore, the Co content is 0.150% or less. A preferable lower limit of the Co content is 0.001%, 0.003%, or 0.005%. Moreover, the preferable upper limit of Co content is 0.080%, 0.040%, or 0.020%.
  • the core wire according to the present embodiment may contain Cr.
  • the Cr content is more than 0.150%, the low temperature toughness of the weld metal is impaired due to excessive hardening of the weld metal. Therefore, the Cr content is 0.150% or less.
  • a preferable lower limit of the Cr content is 0.001%, 0.003%, or 0.005%.
  • the preferable upper limit of Cr content is 0.080%, 0.040%, or 0.020%.
  • V improves the hardenability of the weld metal and improves the tensile strength of the weld metal. Therefore, the core wire according to the present embodiment may contain V.
  • V content is more than 0.150%, an excessive amount of V carbide precipitates on the weld metal, so that the weld metal is excessively cured and the low temperature toughness of the weld metal is impaired. Therefore, the V content is 0.150% or less.
  • a preferable lower limit of the V content is 0.001%, 0.003%, or 0.005%.
  • the preferable upper limit of V content is 0.080%, 0.040%, or 0.020%.
  • Nb is an element that forms fine carbides in the weld metal.
  • the fine carbides cause precipitation strengthening in the weld metal and improve the tensile strength of the weld metal. Therefore, the core wire according to the present embodiment may contain Nb.
  • the Nb content is more than 0.150%, coarse precipitates are generated in the weld metal, and the low temperature toughness of the weld metal is impaired. Therefore, the Nb content is 0.150% or less.
  • a preferable lower limit of the Nb content is 0.001%, 0.003%, or 0.005%.
  • the preferable upper limit of Nb content is 0.080%, 0.040%, or 0.020%.
  • B combines with solute N in the weld metal to form BN, and has the effect of reducing the adverse effect of solute N on the toughness of the weld metal. Further, B improves the hardenability of the weld metal and improves the tensile strength of the weld metal. Therefore, the core wire according to the present embodiment may contain B. On the other hand, when the B content exceeds 0.015%, coarse BN and B compounds such as Fe 23 (C, B) 6 are generated in the weld metal, and the low-temperature toughness of the weld metal is impaired. Therefore, the B content is 0.015% or less. A preferable lower limit of the B content is 0.0001%, 0.005%, or 0.001%. Moreover, the preferable upper limit of B content is 0.008%, 0.005%, or 0.003%.
  • the core wire according to the present embodiment may contain Bi.
  • the Bi content is more than 0.080%, solidification cracks are likely to occur in the weld metal. Therefore, the Bi content is 0.080% or less.
  • a preferable lower limit of Bi content is 0.0001%, 0.0005%, or 0.001%.
  • the preferable upper limit of Bi content is 0.050%, 0.025%, or 0.010%.
  • Ca 0 to 0.025%
  • Ca changes the structure of the sulfide in the weld metal and refines the size of the sulfide and oxide, thereby improving the low temperature toughness of the weld metal. Further, since Ca has a strong ionization tendency in the arc, it stabilizes the arc. Therefore, the core wire according to the present embodiment may contain Ca.
  • the Ca content is more than 0.025%, the amount of spatter increases and welding workability deteriorates. Therefore, the Ca content is 0.025% or less.
  • a preferable lower limit of the Ca content is 0.0001%, 0.0005%, or 0.001%.
  • the preferable upper limit of Ca content is 0.015%, 0.010%, or 0.005%.
  • REM 0-0.030%)
  • the term “REM” refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y, and a lanthanoid, and the “content of REM” means the total content of these 17 elements.
  • lanthanoid is used as REM
  • REM is added industrially in the form of misch metal.
  • the crystal grains of the weld metal are further refined, thereby further improving the low temperature toughness and strength of the weld metal.
  • REM also forms sulfides in the molten metal during welding and reduces the S concentration in the molten metal, thereby suppressing the occurrence of hot cracks. Therefore, it is preferable that the core wire according to the present embodiment contains REM.
  • the REM content is more than 0.030%, the arc becomes unstable and weld defects and micro defects are generated in the weld metal, thereby impairing the ductility of the weld metal. Therefore, the REM content is 0.030% or less.
  • a preferable lower limit of the REM content is 0.0001%, 0.0005%, or 0.001%.
  • the preferable upper limit of REM content is 0.020%, 0.010%, or 0.006%.
  • Zr 0 to 0.150%
  • the core wire according to the present embodiment may contain Zr.
  • Zr content is more than 0.150%, toughness and bending performance are impaired. Therefore, the Zr content is 0.150% or less.
  • a preferable lower limit of the Zr content is 0.0001%, 0.0005%, or 0.001%.
  • the upper limit with preferable Zr content is 0.080%, 0.030%, or 0.010%.
  • the actinic line segment of the core wire according to the present embodiment includes the above elements and the remainder.
  • the balance contains impurities. Impurities are components mixed in due to various factors in the manufacturing process, such as ore or scrap, when manufacturing the cores industrially, and have an adverse effect on the cores according to this embodiment. It means what is allowed in the range.
  • X value 0.010 to 0.160%)
  • the X value calculated by the following formula 1 needs to be 0.010 to 0.160%.
  • X [Ta] + 10 ⁇ [REM]: Formula 1
  • the symbol described in Formula 1 is the content of the substance according to this in unit mass%. When the content of REM in unit mass% is 0%, 0 is substituted for “REM” in Formula 1.
  • the inventors manufactured weld metal using welding rods manufactured from various core wires having different Ta content and REM content, and obtained the tensile strength and low temperature toughness of the weld metal taken from the weld metal. investigated.
  • 9% Ni steel was applied as a base material.
  • the welding conditions were a downward posture with a welding current of 140 to 160 A, a welding voltage of 10 to 15 V, a welding speed of 5 to 10 cm / min, no preheating, and an interpass temperature of 150 ° C. or less.
  • the tensile strength and toughness of the weld metal were evaluated according to JIS Z 3111 (2005) “Method for tensile and impact test of weld metal”. As a result of the experiment, as shown in FIGS.
  • the inventors have also found that the X-value is within the above range, whereby the hot cracking resistance and bending performance of the weld metal are also improved.
  • the preferable lower limit of the X value is 0.020%, 0.030%, 0.040 or 0.050%.
  • the preferable upper limit of X value is 0.130%, 0.120%, 0.110%, or 0.100%.
  • Ta generates precipitation strengthening by generating intermetallic compounds (Ni—Mo—Ta compounds, Ni—W—Ta compounds, etc.) in the weld metal, and contributes to increasing the strength of the weld metal.
  • intermetallic compounds Ni—Mo—Ta compounds, Ni—W—Ta compounds, etc.
  • both Ta and REM are contained in the welding rod, it contributes to further strengthening of the weld metal by refining the solidification structure of the weld metal.
  • Ta forms a carbonitride, the production of low melting point compounds is suppressed, and as a result, hot cracking is suppressed.
  • REM is considered to refine the crystal grains of the weld metal, thereby further improving the low temperature toughness and strength of the weld metal.
  • REM forms sulfides in the molten metal during welding and lowers the S concentration in the molten metal, thereby suppressing the occurrence of hot cracks. Therefore, when the X value is insufficient, it is considered that the tensile strength of the weld metal is insufficient and the hot crack occurrence rate is increased. On the other hand, when REM is excessively contained, the arc becomes unstable, and weld defects and minute defects are generated in the weld metal, which is considered to reduce the ductility of the weld metal. However, it is possible to suppress hot cracking and improve the tensile strength with Ta alone, and the content of REM may be 0% as described above as long as the above-mentioned X value is satisfied.
  • the manufacturing method of the core wire according to the present embodiment is not particularly limited.
  • an alloy having the same chemical composition as that of the core wire according to the present embodiment described above and satisfying the X value regulation of the core wire according to the present embodiment described above is melted and drawn.
  • the core wire according to the present embodiment can be obtained.
  • the diameter of the core wire is not particularly limited, and may be the same value as the core wire of a normal coated arc welding rod.
  • the chemical composition of the core wire does not need to be uniform.
  • the core wire may have Cu plating or the like on its surface. If the average chemical composition of the core wire and the X value calculated therefrom are within the above range, the core wire melts during welding and exhibits the effects described above.
  • the diameter of the core wire may be 2.0 to 6.0 mm. In general, the diameter is 3.0 to 5.0 mm. Therefore, the lower limit value of the diameter of the core wire may be set to 3.0 mm. Further, the upper limit value of the diameter of the core wire may be 5.0 mm.
  • the length of the core wire may be 200 to 500 mm. In general, the length is often 300 to 400 mm. Accordingly, the lower limit value of the length of the core wire may be 300 mm. The upper limit of the length of the core wire may be 400 mm.
  • the coated arc welding rod according to the present embodiment includes the Ni-based alloy core wire according to the present embodiment and a coating material provided on the surface of the Ni-based alloy core wire.
  • covering material is not specifically limited, What is necessary is just a well-known coating
  • the covering material usually contains a non-metallic substance.
  • non-metallic materials include oxides such as TiO 2 and SiO 2 , carbonates such as CaCO 3 , and CaF 2 , MgF 2 , LiF, NaF, K 2 ZrF 6 , BaF 2 , K 2 SiF 6 , Na 3
  • fluorides such as AlF 6 and AlF 3 .
  • the coated arc welding rod according to the present embodiment secures the characteristics of the weld metal by the chemical composition and the X value of the core wire, the components of the coated material are ordinary knowledge in the technical field of the coated arc welding. Can be selected arbitrarily based on
  • the components of the nonmetallic material of the coating material by analysis. Whether elements such as Ti, Si, Na, and Ca contained as non-metallic substances are present in the coating material in the form of metals or alloys, oxides, fluorides, or carbonates It is not easy to determine. For example, it is difficult to separate Si (metal Si) existing as a metal or an alloy and Si existing as an oxide (SiO 2 ). This is because a method for performing wet analysis by selectively dissolving only metal Si has not been established. Further, since carbonate is easily pyrolyzed during analysis, it is difficult to accurately identify the type of carbonate. However, it is possible to estimate the carbonate content from the amount of CO 2 released from the coating material.
  • the method of manufacturing a coated arc welding rod includes a step of firing the core wire to which the coating material is applied, and this firing may change the composition of the nonmetallic material of the coating material to an unexpected one.
  • the coating material may include a metal substance (that is, a metal powder composed of a single metal element excluding oxides, carbonates, fluorides, etc., and an alloy powder composed of an alloy of a plurality of metal elements).
  • the metal substance in the coating material melts during welding, and has the same effect as the metal constituting the core wire.
  • the metal material in the coating material may contain C and Si, and typical elements that may be contained include Mn, Ni, Cr, Mo, and Fe.
  • the covering material containing Ta is not a known covering material, Ta element may be contained in the metal substance.
  • the coated arc welding rod which concerns on this embodiment is a coated arc welding rod obtained by the manufacturing method of the coated arc welding rod which concerns on this embodiment mentioned later.
  • the coverage of known (existing) coated arc welding rods is often 20 to 40%. Also in the covered arc welding rod of this embodiment, the coverage may be about 20 to 40%.
  • the type of coating material is not particularly limited, and the manufacturing method is also based on conventional knowledge in the technical field of coated arc welding from among the conventional methods for manufacturing coating materials by those skilled in the art. Any selection may be made based on this.
  • a Ni-based alloy core wire for a coated arc welding rod having the components shown in Table 1-1 to Table 2-2 is manufactured, and a coating material having the components shown in Table 3 is applied and fired.
  • An arc welding rod was manufactured.
  • the firing temperature was 410 ° C. and the firing time was 23 minutes.
  • the core wire size was 4.0 mm in diameter and 350 mm in length and used for the test. The following evaluation was performed on these coated arc welding rods.
  • Table 1-1 to Table 2-2 values outside the range of the core wire according to the present embodiment are underlined.
  • the content of components not added to the core wire was not described in these tables and was left blank.
  • the remainder of the core wire components disclosed in Table 1-1 to Table 2-2 were impurities.
  • 9% Ni steel having the components shown in Table 9 was applied as a base material.
  • the welding conditions were as follows: a welding current of 140 to 160 A, a welding voltage of 10 to 15 V, a welding speed of 5 to 10 cm / min, no preheating, and an interpass temperature of 150 ° C. or less.
  • a tensile test and an impact test were performed according to JIS Z 3111 (2005). A sample that was able to produce a weld metal having a tensile strength of 720 MPa or more, an elongation of 25% or more, and an absorbed energy at ⁇ 196 ° C. of vE ⁇ 196 ° C. of 55 J or more was judged to be good in terms of weld metal performance.
  • Bending performance was evaluated by the following means.
  • a longitudinal bend test piece is taken from the weld metal, and the thickness (t) of the test piece is reduced to 10 mm from the back side. Bending with a bending radius R of 1.0 ⁇ tmm was performed, and then the presence or absence of cracks in the test piece was visually confirmed to evaluate the bending performance. An example in which no crack was visually confirmed in the test piece was judged to be good with respect to bendability.
  • a core wire that did not generate spatter, or sputter was generated, but a core wire that was removed when the sputter adhered to the base material was lightly rubbed with a wire brush or the like was determined to be acceptable.
  • a core wire formed with a slag that peels naturally, or a core wire formed with a slag that peels off when the welded portion was tapped with a wire brush or chisel was determined to be acceptable.
  • a core wire that formed a slag that did not peel off even if it was sharply polished with a wire brush or struck with a chisel was judged to be unacceptable in terms of slag peelability.
  • a core wire in which defects appearing on the surface such as blowholes are generated in the bead a core wire in which the irregularity depth of the bead surface is 10% or more of the extra height, or a bead end stop
  • a core wire having an angle of 90 degrees or more was determined to be unacceptable, and the other core wires were determined to be acceptable.
  • Tables 4 and 5 show combinations of the core wire and the covering material, and the covering ratio. The test results of the core wire are shown in Tables 7 and 8. In Tables 7 and 8, numerical values that do not meet the above-mentioned acceptance criteria are underlined.
  • the core wires A1 to A24 whose chemical composition and X value are within the range of the present invention can produce a weld metal excellent in all of tensile strength, elongation, vE-196 ° C. , crack resistance, and bendability. did it. Further, in Examples A1 to A24, all of arc stability, spatter generation amount, slag peelability, defect resistance, and bead appearance were excellent, and welding workability was good. On the other hand, the cores B1 to B7 whose chemical composition or X value is outside the scope of the present invention did not satisfy the pass / fail criteria for any one or more of the evaluation items. B1 lacked Ta content of the core wire.

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Abstract

本発明の一態様に係る被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１００～０．０８００％、Ｓｉ：０．０１０～０．８００％、Ｍｎ：０．０１０～１．８００％、Ｍｏ：１５．０～２８．０％、Ｗ：２．５～８．０％、Ｃｕ：０．１０～１．２０％、Ｔａ：０．００２～０．１２０％、Ｎｉ：６５．０～８２．３％、及び残部：不純物であり、任意に他の選択元素を含み、Ｘ値が０．０１０～０．１６０％である。

Description

被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線、被覆アーク溶接棒、及び被覆アーク溶接棒の製造方法
　本発明は、被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線、被覆アーク溶接棒、及び被覆アーク溶接棒の製造方法に関する。
　地球規模の環境問題を考慮し、環境負荷が少ないエネルギー源である液化天然ガス（ＬＮＧ）は、ますますその需要が増加する傾向にある。ＬＮＧタンクにおいては、フェライト系の極低温材料である９％Ｎｉ鋼が、主にＬＮＧタンクの内槽材として適用されてきた。
　この９％Ｎｉ鋼の溶接には、極低温での靭性が良好であるＮｉ基合金系の溶接材料が多く用いられている。被覆アーク溶接（Ｓｈｉｅｌｄｅｄ　Ｍｅｔａｌ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＭＡＷ）において用いられる溶接材料である被覆アーク溶接棒としては、Ｎｉ以外にＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、及びＮｂ等の合金成分を含むものが主に使用されている。
　近年、ＬＮＧタンクの大型化に伴い、ＬＮＧタンクに要求される強度及び靱性がますます増大し、従来技術により提供されていた被覆アーク溶接棒によっては、この要求性能を十分に満足することができなかった。
　特許文献１には、ＬＮＧ貯蔵タンク用９％Ｎｉ鋼の溶接に使用されるＮｉ基合金の溶接に係わり、高強度・高靱性であり、耐割れ性及び耐ブローホール性に優れる溶接金属が得られる被覆アーク溶接棒が提案されている。しかし、特許文献１に記載の被覆アーク溶接棒は、Ｎｂ及びＴａの添加によって、６９０ＭＰａ程度の引張強さを有する溶接部が得られるものの、近年の要求スペックである７２０ＭＰａ以上の引張強さを有する溶接部を得ることは困難であった。また、特許文献１に記載の被覆アーク溶接棒は、Ｎｂ含有量が高いので、これによって得られる溶接金属では、多パス溶接などによって再熱を受けた際にＮｂＣが局部溶融するので、液化割れが発生しやすい。従って特許文献１に記載の被覆アーク溶接棒は、耐割れ性に課題があった。
　また、特許文献２にも、良好な耐割れ性及びビード外観を有するＮｉ基合金溶接金属、及びこれを得るために使用され溶接作業性が良好なＮｉ基合金被覆アーク溶接棒が提案されている。しかしながら、特許文献２に記載のＮｉ基合金被覆アーク溶接棒は、固溶強化元素であるＭｏ及びＷ等の含有量が低いので、溶接金属の引張強さを、近年の要求スペックを満足する程度に高めることができない。
日本国特開２００６－２７２４３２号公報 日本国特開２０１２－１１５８８９号公報
　本発明は、高い低温靱性、伸び、及び引張強さを有する溶接部を製造可能であり、且つ耐高温割れ性及び溶接作業性に優れた被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線、被覆アーク溶接棒、及び被覆アーク溶接棒の製造方法を提供することを課題とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１００～０．０８００％、Ｓｉ：０．０１０～０．８００％、Ｍｎ：０．０１０～１．８００％、Ｍｏ：１５．０～２８．０％、Ｗ：２．５～８．０％、Ｃｕ：０．１０～１．２０％、Ｔａ：０．００２～０．１２０％、Ｎｉ：６５．０～８２．３％、Ｍｇ：０～０．６０％、Ａｌ：０～２．２０％、Ｔｉ：０～２．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｎ：０～０．１５０％、Ｏ：０～０．０１２％、Ｆｅ：０～１２．０％、Ｃｏ：０～０．１５０％、Ｃｒ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．１５０％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｂ：０～０．０１５％、Ｂｉ：０～０．０８０％、Ｃａ：０～０．０２５％、ＲＥＭ：０～０．０３０％、Ｚｒ：０～０．１５０％、及び残部：不純物であり、式１で定義されるＸ値が０．０１０～０．１６０％である。
　Ｘ＝［Ｔａ］＋１０×［ＲＥＭ］：式１
　ここで、前記式１中に記載の記号は、これに係る物質の単位質量％での含有量である。
（２）上記（１）に記載の被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線は、前記Ｘ値が０．０２０～０．１３０％であってもよい。
（３）本発明の別の態様に係る被覆アーク溶接棒は、上記（１）又は（２）に記載のＮｉ基合金心線と、前記Ｎｉ基合金心線の表面に設けられた被覆材と、を備える。
（４）本発明の別の態様に係る被覆アーク溶接棒の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載のＮｉ基合金心線に、被覆材を塗布する工程と、前記Ｎｉ基合金心線及び前記被覆材を焼成する工程と、を備える。
（５）本発明の別の態様に係る被覆アーク溶接棒は、上記（４）に記載の製造方法により製造される。
　本発明によれば、高い低温靱性、伸び、及び引張強さを有する溶接部を製造可能であり、且つ耐高温割れ性及び溶接作業性に優れた被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線、被覆アーク溶接棒、及び被覆アーク溶接棒の製造方法を提供することができる。
Ｎｉ基合金心線のＸ値と、溶着金属の引張強さとの関係を示すグラフである。 Ｎｉ基合金心線のＸ値と、溶着金属の低温靭性との関係を示すグラフである。 本発明の実施例の評価に用いた溶接試験板を示す図である。
　本発明者らは、Ｔａを被覆アーク溶接棒（以下「溶接棒」と略す）に含有させることにより、溶接部の低温靱性及び引張強さの両方を向上させ、且つ高温割れを抑制可能であることを見いだした。溶接棒に含まれるＴａは、溶接金属中でＮｉ－Ｍｏ－Ｔａ系化合物及びＮｉ－Ｗ－Ｔａ系化合物を生成し、これら化合物が析出強化によって溶接金属の引張強さを向上させると考えられる。
　上述のＴａの効果によって発明の課題が解決されるが、溶接棒にＴａに加え選択元素としてＲＥＭが含まれると、ＲＥＭが溶接金属の結晶粒を微細化し、これによって溶接金属の低温靱性や強度を一層向上させると考えられる。さらに、溶接棒に含まれるＲＥＭは、溶接中に溶融金属中の硫黄と結合し、溶融金属中の硫黄濃度を減少させ、これにより高温割れ感受性を一層低減させると考えられる。
　以上の知見により得られた本実施形態に係る被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線（以下「心線」と略す）、被覆アーク溶接棒、及び被覆アーク溶接棒の製造方法について、以下に説明する。なお、本実施形態において、「低温靱性」とは、－１９６℃において測定される靱性を意味する。
（１．Ｎｉ基合金心線）
　本実施形態に係る心線について、以下に説明する。心線の化学組成を示す単位「％」は、質量％を意味する。
（Ｃ：０．０１００～０．０８００％）
　Ｃは、溶接金属の引張強さを向上させる。Ｃ含有量が０．０１００％未満である場合、溶接金属の引張強さが不足する。一方、Ｃ含有量が０．０８００％超である場合、溶接金属に炭化物が析出し、溶接金属の低温靱性が損なわれる。また、この場合、炭化物の析出により、延性が低下し、曲げ性能の低下を引き起こす。従って、Ｃ含有量は０．０１００～０．０８００％とする。Ｃ含有量の好ましい下限値は０．０１５０％、０．０２００％、０．０２５０％又は０．０３００％である。また、Ｃ含有量の好ましい上限値は０．０７００％、０．０６００％、又は０．０５００％である。
（Ｓｉ：０．０１０～０．８００％）
　Ｓｉは、溶接金属中のブローホール発生を抑制し、溶接金属の耐欠陥性を向上させる。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満である場合、溶接金属にブローホールが発生しやすくなり、耐欠陥性が損なわれる。一方、Ｓｉ含有量が０．８００％超である場合、溶接金属の粒界に偏析したＳｉがミクロ割れを引き起こし、溶接金属の低温靱性を損なう。従って、Ｓｉ含有量は０．０１０～０．８００％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限値は０．０２０％、０．０３０％、０．０５０％又は０．０７０％である。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限値は０．６００％、０．４００％、０．２００％又は０．１５０％である。
（Ｍｎ：０．０１０～１．８００％）
　Ｍｎは、溶接金属の耐割れ性を向上させる。Ｍｎ含有量が０．０１０％未満である場合、耐割れ性が劣化する。一方、Ｍｎ含有量が１．８００％超である場合、スラグ剥離性が損なわれ、溶接作業性が悪化する。従って、Ｍｎ含有量は０．０１０～１．８００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限値は０．０８０％、０．１４０％、０．２００％、０．３００％又は０．４００％である。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限値は１．５００％、１．２００％、１．０００％、０．８００％又は０．６００％である。
（Ｍｏ：１５．０～２８．０％）
　Ｍｏは、溶接金属の引張強さを向上させる。Ｍｏ含有量が１５．０％未満である場合、溶接金属の引張強さが不足する。一方、Ｍｏ含有量が２８．０％超である場合、溶接金属の過剰な硬化によって、溶接金属の低温靱性が損なわれる。従って、Ｍｏ含有量は１５．０～２８．０％とする。Ｍｏ含有量の好ましい下限値は１６．０％、１７．０％、１８．０又は１９．０％である。また、Ｍｏ含有量の好ましい上限値は２７．０％、２６．０％、２４．０又は２２．０％である。
（Ｗ：２．５～８．０％）
　Ｗは、溶接金属の引張強さを向上させる。Ｗ含有量が２．５０％未満である場合、溶接金属の引張強さが不足する。一方、Ｗ含有量が８．００％超である場合、溶接金属に炭化物が析出し、溶接金属の低温靱性が損なわれる。従って、Ｗ含有量は２．５～８．０％とする。Ｗ含有量の好ましい下限値は２．７％、２．９％、３．２％又は３．７％である。また、Ｗ含有量の好ましい上限値は７．５％、６．５％、６．０又は５．５％である。
（Ｃｕ：０．１０～１．２０％）
　Ｃｕは、溶接金属の引張強さを向上させる。Ｃｕ含有量が０．１０％未満である場合、溶接金属の引張強さが不足する。一方、Ｃｕ含有量が１．２０％超である場合、溶接金属の粒界に偏析したＣｕがミクロ割れを引き起こし、溶接金属の低温靱性を損なう。従って、Ｃｕ含有量は０．１０～１．２０％とする。Ｃｕ含有量の好ましい下限値は０．１５％、０．２０％、０．２５％又は０．３０％である。また、Ｃｕ含有量の好ましい上限値は１．００％、０．８０％、０．６５％又は０．５０％である。
（Ｔａ：０．００２～０．１２０％）
　Ｔａは、本実施形態に係る心線において極めて重要な元素である。心線に含まれるＴａは、溶接金属中でＮｉ－Ｍｏ－Ｔａ系化合物及びＮｉ－Ｗ－Ｔａ系化合物を生成し、これら化合物が析出強化によって溶接金属の引張強さを向上させると考えられる。またＴａは高融点の炭窒化物を形成するため、高温割れ感受性を低減する。この効果を得るためには、Ｔａ含有量を０．００２％以上とする必要がある。一方、Ｔａ含有量が０．１２０％超である場合、低温靭性が劣化する。併せて高強度化によって、曲げ延性が劣化する。従って、Ｔａ含有量は０．００２～０．１２０％とする。Ｔａ含有量の好ましい下限値は０．００５％、０．００８％、又は０．０１２％である。また、Ｔａ含有量の好ましい上限値は０．１００％、０．０８０％、０．０６５％又は０．０５０％である。
（Ｎｉ：６５．０～８２．３％）
　Ｎｉは、溶接金属の主元素であり、溶接金属の組織をオーステナイト組織とし、低温（例えば－１９６℃）における溶接金属の引張強さ及び靱性を確保するために必須の元素である。母材（被溶接材）による希釈を考慮すると、心線のＮｉ含有量は６５．０％以上とする必要がある。Ｎｉ含有量の上限値は特に規定されないが、心線に含まれる他の合金元素の量を考慮すると、Ｎｉ含有量の実質的な上限値は約８２．３％である。Ｎｉは高価な元素であるので、Ｎｉ含有量を減少させることにより、材料コストを低減することができる。Ｎｉ含有量の好ましい下限値は６７．０％、６８．０％、６９．０又は７０．０％である。また、Ｎｉ含有量の好ましい上限値は８０．０％、７８．０％、７６．０は７４．０％である。
　本実施形態に係る心線は、上述の必須元素に加えて、以下に説明する選択元素も任意に含有することができる。ただし、選択元素を含まなくとも本実施形態に係る心線はその課題を解決することができるので、各選択元素の下限値は０％である。
（Ｍｇ：０～０．６０％）
　Ｍｇは、脱酸作用を有し、溶接金属の酸素量を減少させることにより溶接金属の低温靱性を向上させ、耐欠陥性を向上させる。従って、本実施形態に係る心線はＭｇを含有してもよい。一方、Ｍｇ含有量が０．６０％超である場合、スパッタ及びヒュームの量が増大し、溶接作業性が悪化する。従って、Ｍｇ含有量は０．６０％以下とする。Ｍｇ含有量の好ましい下限値は０．０１％、０．０３％、０．０５又は０．０８％である。また、Ｍｇ含有量の好ましい上限値は０．４０％、０．２５％、又は０．１５％である。
（Ａｌ：０～２．２０％）
　Ａｌは、脱酸作用を有し、溶接金属の酸素量を減少させることにより溶接金属の低温靱性を向上させ、耐欠陥性を向上させる。従って、本実施形態に係る心線はＡｌを含有してもよい。一方、Ａｌ含有量が２．２０％超である場合、溶接金属の伸びを低下させる相（例えばγ’相等）が溶接金属に生成する。また、この場合、スパッタ発生量が増大し、溶接作業性が悪化する。従って、Ａｌ含有量は２．２０％以下とする。Ａｌ含有量の好ましい下限値は０．０２％、０．０５％、又は０．１０％である。また、Ａｌ含有量の好ましい上限値は２．００％、１．５０％、１．００％、０．５０％又は０．３０％である。
（Ｔｉ：０～２．２０％）
　Ｔｉは、脱酸作用を有し、溶接金属の酸素量を減少させることにより溶接金属の低温靱性を向上させ、耐欠陥性を向上させる。従って、本実施形態に係る心線はＴｉを含有してもよい。一方、Ｔｉ含有量が２．２０％超である場合、溶接金属の伸びを低下させる相（例えばγ’相等）が溶接金属に生成する。従って、Ｔｉ含有量は２．２０％以下とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限値は０．０１％、０．０５％、又は０．１０％である。また、Ｔｉ含有量の好ましい上限値は２．００％、１．５０％、１．００％、０．５０％又は０．３０％である。
（Ｐ：０．０２５％以下）
（Ｓ：０．０２５％以下）
　Ｐ及びＳは、不純物であり、溶接金属の低温靱性及び耐割れ性を損なう。従って、その含有量を可能な限り減少させることが好ましい。ただし、Ｐ及びＳを除去するコストの低減が望まれる場合、０．０２５％以下のＰ、及び０．０２５％以下のＳは許容される。Ｐ含有量およびＳ含有量の下限は０％である。Ｐ含有量の好ましい下限値は０．００１％、０．００２％、又は０．００３％である。また、Ｐ含有量の好ましい上限値は０．０１５％、０．０１０％、０．００８又は０．００６％である。Ｓ含有量の好ましい下限値は０．００１％、０．００２％、又は０．００３％である。また、Ｓ含有量の好ましい上限値は０．０１５％、０．０１０％、０．００８又は０．００６％である。
（Ｎ：０～０．１５０％）
（Ｏ：０～０．０１２％）
　Ｎは、溶接金属のオーステナイト相に固溶し、溶接金属の強度を高める。従って、本実施形態に係る心線はＮを含有してもよい。一方、Ｎ含有量が０．１５０％超である場合、溶接金属中に気孔欠陥を発生させる。従って、Ｎ含有量は０．１５０％以下とする。Ｎの好ましい下限値は０．００１％、０．００３％、又は０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．１００％、０．０８０％、０．０６５％又は０．０５５％である。
　また、Ｏは、不純物であり、溶接金属の低温靱性を損なう。従って、その含有量を可能な限り減少させることが好ましい。ただし、溶接中にＯが混入し溶接金属の靱性を損なうが、０．０１２％以下のＯは許容される。Ｏ含有量の好ましい下限値は０．００１％、０．００２％、又は０．００３％である。また、Ｏ含有量の好ましい上限値は０．０１０％、０．００８％、又は０．００６％である。
（Ｆｅ：０～１２．０％）
　Ｆｅは、心線の原料を溶製する過程で不純物として含まれる場合がある。また、Ｆｅは、Ｎｉ含有量を減少させて材料コストを低減するために、Ｎｉに代えて心線に含有される場合がある。１２．０％以下のＦｅは許容される。Ｆｅ含有量の好ましい下限値は０．０１％、０．０５％、又は０．１％である。また、Ｆｅ含有量の好ましい上限値は１０．０％、６．０％、又は４．０％である。
（Ｃｏ：０～０．１５０％）
　Ｃｏは、析出強化元素である。従って、本実施形態に係る心線はＣｏを含有してもよい。一方、Ｃｏ含有量が０．１５０％超である場合、靭性を損なう。従って、Ｃｏ含有量は０．１５０％以下とする。Ｃｏ含有量の好ましい下限値は０．００１％、０．００３％、又は０．００５％である。また、Ｃｏ含有量の好ましい上限値は０．０８０％、０．０４０％、又は０．０２０％である。
（Ｃｒ：０～０．１５０％）
　Ｃｒは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、溶接金属の引張強さを向上させる。従って、本実施形態に係る心線はＣｒを含有してもよい。一方、Ｃｒ含有量が０．１５０％超である場合、溶接金属の過剰な硬化によって、溶接金属の低温靱性が損なわれる。従って、Ｃｒ含有量は０．１５０％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限値は０．００１％、０．００３％、又は０．００５％である。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限値は０．０８０％、０．０４０％、又は０．０２０％である。
（Ｖ：０～０．１５０％）
　Ｖは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、溶接金属の引張強さを向上させる。従って、本実施形態に係る心線はＶを含有してもよい。一方、Ｖ含有量が０．１５０％超である場合、溶接金属に過剰量のＶ炭化物が析出することにより、溶接金属が過剰に硬化し、溶接金属の低温靱性が損なわれる。従って、Ｖ含有量は０．１５０％以下とする。Ｖ含有量の好ましい下限値は０．００１％、０．００３％、又は０．００５％である。また、Ｖ含有量の好ましい上限値は０．０８０％、０．０４０％、又は０．０２０％である。
（Ｎｂ：０～０．１５０％）
　Ｎｂは、溶接金属中で微細炭化物を形成する元素であり、この微細炭化物は溶接金属中で析出強化を生じさせ、溶接金属の引張強さを向上させる。従って、本実施形態に係る心線はＮｂを含有してもよい。一方、Ｎｂ含有量が０．１５０％超である場合、溶接金属に粗大な析出物が生じ、溶接金属の低温靱性が損なわれる。従って、Ｎｂ含有量は０．１５０％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限値は０．００１％、０．００３％、又は０．００５％である。また、Ｎｂ含有量の好ましい上限値は０．０８０％、０．０４０％、又は０．０２０％である。
（Ｂ：０～０．０１５％）
　Ｂは、溶接金属中で固溶Ｎと結合してＢＮを形成し、固溶Ｎが溶接金属の靭性に及ぼす悪影響を減じる効果を有する。また、Ｂは溶接金属の焼入れ性を向上させ、溶接金属の引張強さを向上させる。従って、本実施形態に係る心線はＢを含有してもよい。一方、Ｂ含有量が０．０１５％超である場合、溶接金属に粗大なＢＮ及びＦｅ２３（Ｃ、Ｂ）６等のＢ化合物が生じ、溶接金属の低温靱性が損なわれる。従って、Ｂ含有量は０．０１５％以下とする。Ｂ含有量の好ましい下限値は０．０００１％、０．００５％、又は０．００１％である。また、Ｂ含有量の好ましい上限値は０．００８％、０．００５％、又は０．００３％である。
（Ｂｉ：０～０．０８０％）
　Ｂｉは、スラグの剥離性を改善する。従って、本実施形態に係る心線はＢｉを含有してもよい。一方、Ｂｉ含有量が０．０８０％超である場合、溶接金属に凝固割れが発生しやすくなる。従って、Ｂｉ含有量は０．０８０％以下とする。Ｂｉ含有量の好ましい下限値は０．０００１％、０．０００５％、又は０．００１％である。また、Ｂｉ含有量の好ましい上限値は０．０５０％、０．０２５％、又は０．０１０％である。
（Ｃａ：０～０．０２５％）
　Ｃａは、溶接金属中の硫化物の構造を変化させ、並びに硫化物及び酸化物のサイズを微細化させ、これにより溶接金属の低温靱性を向上させる。またＣａはアーク中で電離傾向が強いため、アークを安定化させる。従って、本実施形態に係る心線はＣａを含有してもよい。一方、Ｃａ含有量が０．０２５％超である場合、スパッタの量が増大し、溶接作業性が悪化する。従って、Ｃａ含有量は０．０２５％以下とする。Ｃａ含有量の好ましい下限値は０．０００１％、０．０００５％、又は０．００１％である。また、Ｃａ含有量の好ましい上限値は０．０１５％、０．０１０％、又は０．００５％である。
（ＲＥＭ：０～０．０３０％）
　「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記「ＲＥＭの含有量」とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。ランタノイドをＲＥＭとして用いる場合、工業的には、ＲＥＭはミッシュメタルの形で添加される。
　溶接棒にＴａに加えＲＥＭが含まれると、溶接金属の結晶粒が一層微細化され、これによって溶接金属の低温靱性や強度が一層向上する。また、ＲＥＭは、溶接中に溶融金属中で硫化物を形成し、溶融金属中のＳ濃度を低下させ、これにより高温割れの発生を抑制する。従って、本実施形態に係る心線はＲＥＭを含有した方が好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．０３０％超である場合、アークが不安定となり、溶接欠陥及び微小欠陥が溶接金属に発生し、これにより溶接金属の延性が損なわれる。従って、ＲＥＭ含有量は０．０３０％以下とする。ＲＥＭ含有量の好ましい下限値は０．０００１％、０．０００５％、又は０．００１％である。また、ＲＥＭ含有量の好ましい上限値は０．０２０％、０．０１０％、又は０．００６％である。
（Ｚｒ：０～０．１５０％）
　Ｚｒは、析出強化元素である。従って、本実施形態に係る心線はＺｒを含有してもよい。一方、Ｚｒ含有量が０．１５０％超である場合、靭性および曲げ性能が損なわれる。従って、Ｚｒ含有量は０．１５０％以下とする。Ｚｒ含有量の好ましい下限値は０．０００１％、０．０００５％、又は０．００１％である。また、Ｚｒ含有量の好ましい上限値は０．０８０％、０．０３０％、又は０．０１０％である。
（残部：不純物）
　本実施形態に係る心線の化学線分は、上記の元素及び残部を含む。残部は不純物を含む。不純物とは、心線を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る心線に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｘ値：０．０１０～０．１６０％）
　本実施形態に係る心線では、下記式１によって算出されるＸ値が０．０１０～０．１６０％とされる必要がある。
　　Ｘ＝［Ｔａ］＋１０×［ＲＥＭ］：式１
　式１中に記載の記号は、これに係る物質の単位質量％での含有量である。ＲＥＭの単位質量％での含有量が０％である場合、式１の「ＲＥＭ」には０を代入する。
　発明者らは、Ｔａ含有量とＲＥＭ含有量が相違する種々の心線から製造された溶接棒を用いて、溶着金属を製造し、溶着金属から採取した溶着金属の引張強さと低温靭性とを調査した。ここでは、９％Ｎｉ鋼を母材として適用した。溶接条件は、溶接電流１４０～１６０Ａ、溶接電圧１０～１５Ｖ、溶接速度５～１０ｃｍ/ｍｉｎ、予熱なし、パス間温度１５０℃以下にて、下向姿勢とした。溶着金属の引張強さ及び靭性は、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１（２００５）「溶着金属の引張及び衝撃試験方法」によって評価した。実験の結果、図１及び図２に示されるように、Ｘ値が０．０１０％未満である場合に溶着金属の引張強さを確保できないことが見出された。一方、図２に示されるように、Ｘ値が０．１６０％超である場合、溶着金属の－１９６℃でのシャルピー吸収エネルギー（低温靭性）が損なわれることが見出された。併せて高強度化によって、曲げ延性が劣化することが見出された。即ち本発明者らは、Ｘ値を０．０１０～０．１６０％の範囲内とすることにより、溶接金属の高強度化及び高低温靭性の確保の両方が実現されることを見出した。また、本発明者らは、Ｘ値を上記範囲内とするここにより、溶接金属の耐高温割れ性および曲げ性能も向上することを合わせて見出した。Ｘ値の好ましい下限値は０．０２０％、０．０３０％、０．０４０又は０．０５０％である。また、Ｘ値の好ましい上限値は０．１３０％、０．１２０％、０．１１０％又は０．１００％である。
　Ｘ値に応じて上述の現象が生じる理由は、以下に述べるようなものであると推測される。Ｔａは、溶接金属中で金属間化合物（Ｎｉ－Ｍｏ－Ｔａ系化合物、及びＮｉ－Ｗ－Ｔａ系化合物など）を生成することで析出強化を生じさせ、溶接金属の高強度化に寄与する。溶接棒にＴａ及びＲＥＭの両方が含まれると、溶接金属の凝固組織を微細化することにより、溶接金属の一層の高強度化に寄与する。またＴａは炭窒硅化物を形成するため、低融点化合物の生成が抑制され、その結果、高温割れが抑制される。また、ＲＥＭは溶接金属の結晶粒を微細化し、これによって溶接金属の低温靱性や強度を一層向上させると考えられる。加えてＲＥＭは、溶接中に溶融金属中で硫化物を形成し、溶融金属中のＳ濃度を低下させ、これにより高温割れの発生を抑制する。従って、Ｘ値が不足する場合、溶接金属の引張強さが不足し、且つ高温割れ発生率が増大するものと考えられる。一方、ＲＥＭを過剰に含有させると、アークが不安定になり、溶接欠陥、及び微小欠陥が溶接金属に生じ、これにより溶接金属の延性が低下するものと考えられる。ただし、Ｔａのみでも高温割れ抑制及び引張強さの向上は可能であり、上述のＸ値の規定が満たされる限り、上述されたようにＲＥＭの含有量は０％でもよい。
　本実施形態に係る心線の製造方法は特に限定されない。例えば、上述した本実施形態に係る心線の化学組成と同一の化学組成を有し、且つ上述した本実施形態に係る心線のＸ値規定を満たす合金を溶製し、これを伸線加工することにより、本実施形態に係る心線を得ることができる。心線の径も特に限定されず、通常の被覆アーク溶接棒の心線と同様の値とすればよい。また、心線の化学組成が一様である必要は無く、例えば心線がその表面にＣｕめっき等を有しても良い。心線の平均的な化学組成、及びこれから算出されるＸ値が上述の範囲内であれば、心線は溶接中に溶融し、上述された効果を奏する。
　なお、心線の直径は、２．０～６．０ｍｍとしてもよい。一般的には、その直径は３．０～５．０ｍｍが多い。従って、心線の直径の下限値を３．０ｍｍとしてもよい。また、心線の直径の上限値を５．０ｍｍとしてもよい。心線の長さは、２００～５００ｍｍとしてもよい。一般的には、その長さは、３００～４００ｍｍが多い。従って、心線の長さの下限値を３００ｍｍとしてもよい。心線の長さの上限値を４００ｍｍとしてもよい。
（２．被覆アーク溶接棒）
　次に、本実施形態に係る被覆アーク溶接棒について、以下に説明する。本実施形態に係る被覆アーク溶接棒は、本実施形態に係るＮｉ基合金心線と、Ｎｉ基合金心線の表面に設けられた被覆材とを備える。被覆材の種類は特に限定されず、公知の被覆アーク溶接棒用の被覆材であればよい。つまり、本実施形態に係る被覆アーク溶接棒は、公知の被覆アーク溶接棒の被覆材と同じ被覆材の原料を用いて、同じ方法でＮｉ基合金心線が被覆材によって被覆されて製造されたものであればよい。
　また、本実施形態に係る被覆アーク溶接棒について、公知でない被覆材を排除する必要はない。当業者であれば、本実施形態に係る心線に、公知でない被覆材が被覆された被覆アーク溶接棒の製造及び販売の前に、その被覆アーク溶接棒を試作し、性能評価試験を行い、特性が良くない被覆材を採用せず、特性が良好な被覆材のみを採用するという手続きを行う可能性が高い。このような手続きなどを行えば、（公知でない）新しく開発された被覆材で本実施形態に係る心線を被覆しても何ら問題が生じない。
　被覆材は、通常、非金属物質を含有する。非金属物質の例として、ＴｉＯ２、及びＳｉＯ２等の酸化物、ＣａＣＯ３等の炭酸塩、並びにＣａＦ２、ＭｇＦ２、ＬｉＦ、ＮａＦ、Ｋ２ＺｒＦ６、ＢａＦ２、Ｋ２ＳｉＦ６、Ｎａ３ＡｌＦ６及びＡｌＦ３等の弗化物がある。これら非金属物質は、溶接作業性の向上、及び溶接金属形状の安定化等の効果を有するが、溶接中にその大半がスラグとして溶接金属外に排出され、溶接によって得られる溶接金属の成分には実質的に影響しない。本実施形態に係る被覆アーク溶接棒は、その心線の化学組成及びＸ値によって溶接金属の特性を確保するものであるので、その被覆材の成分は、被覆アーク溶接の技術分野における通常の知識に基づいて任意に選択することができる。
　また、被覆材の非金属物質の成分を分析によって特定することは困難である。非金属物質として含まれるＴｉ、Ｓｉ、Ｎａ、及びＣａ等の元素が、被覆材中に金属又は合金の形態、酸化物の形態、弗化物の形態、及び炭酸塩の形態のいずれとして存在するのかを判別することが容易ではない。例えば、金属又は合金として存在するＳｉ（金属Ｓｉ）、及び酸化物（ＳｉＯ２）として存在するＳｉとを分離することは、困難である。金属Ｓｉのみを選択的に溶解させて湿式分析する方法が確立されていないからである。また、炭酸塩は分析中に熱分解しやすいので、炭酸塩の種類を正確に特定することも困難である。ただし、被覆材から遊離したＣＯ２量などから、炭酸塩の含有量を推測することは可能である。また、被覆材に弗化物が含まれる場合、被覆材から遊離した弗素が分析機器を損傷する場合もある。さらに、被覆アーク溶接棒の製造方法は、被覆材が塗布された心線を焼成する工程を含み、この焼成が、被覆材の非金属物質の組成を予期せぬものに変化させる場合がある。
　被覆材は、金属物質（即ち、酸化物、炭酸塩、及び弗化物などを除く、単体の金属元素からなる金属粉、及び複数の金属元素の合金からなる合金粉等）を含んでも良い。被覆材中の金属物質は、溶接中に溶融して、心線を構成する金属と同様の作用効果を奏する。被覆材中の金属物質には、Ｃ及びＳｉが含有されてよく、その他に含有されうる代表的な元素としては、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＦｅが挙げられる。Ｔａを含む被覆材は公知の被覆材ではないが、金属物質の中に、Ｔａ元素が含まれてもよい。なお、本実施形態に係る被覆アーク溶接棒は、後述する本実施形態に係る被覆アーク溶接棒の製造方法によって得られる被覆アーク溶接棒である。
　公知（既存）の被覆アーク溶接棒の被覆率は２０～４０％のものが多い。本実施形態の被覆アーク溶接棒においても、２０～４０％程度の被覆率としてよい。なお、被覆率は、下記式Ａで定義される。
　被覆率＝（Ｗｅ－Ｗｗ）／Ｗｅ：式Ａ
　式Ａにおいて、Ｗｅは溶接棒の総質量を示し、Ｗｗは心線の総質量を示す。
（３．被覆アーク溶接棒の製造方法）
　次に、本実施形態に係る被覆アーク溶接棒の製造方法について、以下に説明する。
　本実施形態に係る被覆アーク溶接棒の製造方法は、本実施形態に係るＮｉ基合金心線に、被覆材を塗布する工程と、Ｎｉ基合金心線及び被覆材を焼成する工程と、を備える。
　上述されたように、被覆材の種類は特に限定されないように、製造方法についても、当業者が従来から行っている被覆材の製造方法の中から、被覆アーク溶接の技術分野における通常の知識に基づいて任意に選択すればよい。
　一方、本実施形態に係る被覆アーク溶接棒の製造方法における焼成条件等の種々の製造条件を、当業者が従来から行っている条件のみに限定する必要はない。当業者であれば、新しい製造方法を採用する前に、その製造方法で被覆アーク溶接棒を試作し、性能評価試験を行い、特性や生産性などが良くない方法を採用せず、特性や生産性などが良好な方法を採用するという手続きを行う可能性が高い。このような手続きなどを行えば、従来にない方法を採用してもよい。例えば、被覆アーク溶接棒の製造方法において、焼成温度は１５０～４５０℃程度で、焼成時間は０．１～３時間程度である場合が多いが、この範囲に限定する必要はない。
　表１－１～表２－２に示す成分を有する被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線を製造し、これらに表３に示す成分を有する被覆材を塗布し、焼成することにより、被覆アーク溶接棒を製造した。焼成温度は４１０℃とし、焼成時間は２３分とした。心線寸法は直径４．０ｍｍ、長さ３５０ｍｍとして試験に用いた。これら被覆アーク溶接棒に対して、以下の評価を行った。表１－１～表２－２において、本実施形態に係る心線の範囲外となる値には下線を付した。また、心線に添加されなかった成分の含有量はこれら表に記載せず、空白とした。表１－１～表２－２に開示された心線の成分の残部は不純物であった。
　各試験は、表９に示す成分の９％Ｎｉ鋼を母材として適用した。溶接条件は、表６に示されるように、溶接電流１４０～１６０Ａ、溶接電圧１０～１５Ｖ、溶接速度５～１０ｃｍ/ｍｉｎ、予熱なし、パス間温度１５０℃以下にて、下向姿勢とした。溶着金属性能の評価として、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１（２００５）に従い、引張試験および衝撃試験（表９に示す母材ＡＡ１を使用）を行った。引張強さ：７２０ＭＰａ以上、伸び：２５％以上、及び－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ－１９６℃：５５Ｊ以上となる溶着金属を製造できた試料を、溶着金属性能に関して良好と判断した。
　耐割れ性の調査は、母材に９％Ｎｉ鋼（表９に示す母材ＡＡ２を使用）を適用し、図３に示す開先を形成し、前記と同じ溶接条件で５００ｍｍの多パス溶接を行い、最終ビード表面から約１ｍｍずつ３回研削して浸透探傷試験を行い、割れの有無を判定することにより実施した。割れが発見されなかった試料を、耐割れ性に関して良好と判断した。
　曲げ性能は、以下の手段により評価した。ＪＩＳ　Ｚ　３１２２（２０１３）「突合せ溶接継手の曲げ試験方法」に準じて縦表曲げ試験片を溶接金属から採取し、裏面から試験片の厚さ（ｔ）を１０ｍｍに減肉加工し、これに曲げ半径Ｒが１．０×ｔｍｍの曲げ加工を行い、その後試験片における割れの有無を目視にて確認して、曲げ性能の評価を実施した。試験片に、目視で割れが確認されなかった例を、曲げ性に関して良好と判断した。
　耐欠陥性の調査では、図３に示す耐割れ性試験と同一の母材、開先条件及び溶接条件にて溶接を行い、溶接部のＸ線透過試験を実施し、ＪＩＳ　Ｚ　３１０６（２００１）の等級分類にて判定し、１類と判定される溶接部を製造できた試料を耐欠陥性に関して良好と判断した。なお、溶着金属試験および耐ブローホール性の調査の溶接電流は１４０Ａで実施した。
　溶接作業性評価では、母材に９％Ｎｉ鋼（表９に示す母材ＡＡ１を使用）を用いて水平すみ肉溶接を行い、アーク安定性、スパッタ発生量、スラグ剥離性およびビード外観を調査した。溶接条件は、溶接電流１４０Ａ、溶接速度１０ｃｍ/ｍｉｎにて行った。アーク安定性に関し、アークの消弧時間を全アーク発生時間に対して１０％以下とした心線を合格と判定した。スパッタ発生量に関し、スパッタを発生させなかった心線、又はスパッタを発生させたが、母材に付着したスパッタがワイヤブラシ等で軽く擦ると除去できた心線を、合格と判定した。スラグ剥離性に関し、自然に剥離するスラグを形成した心線、又はワイヤブラシ若しくはタガネで溶接部を軽く叩いた場合に剥離するスラグを形成した心線を合格と判定した。ワイヤブラシで激しく磨いたり、タガネで激しく叩いたりしても剥離しないスラグを形成した心線は、スラグ剥離性に関し不合格と判定された。ビード外観に関し、ビードにブローホールなどの表面に現れる欠陥を生じさせた心線、ビード表面の凹凸の深さを余盛高さの１０％以上とした心線、又はビード止端部の止単角を９０度以上とした心線を、不合格と判定し、それ以外の心線を合格と判定した。
　心線と被覆材との組み合わせ、及び被覆率を表４及び表５に示す。心線の試験結果を表７及び８に示す。表７及び表８において、上述の合否基準に満たない数値には下線を付した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　化学組成及びＸ値が本発明の範囲内である心線Ａ１～Ａ２４は、引張強さ、伸び、ｖＥ－１９６℃、耐割れ性、及び曲げ性の全てに優れた溶接金属を製造することができた。さらに、例Ａ１～Ａ２４では、アーク安定性、スパッタ発生量、スラグ剥離性、耐欠陥性、及びビード外観の全てに優れ、溶接作業性が良好であった。
　一方、化学組成及びＸ値のいずれかが本発明の範囲外である心線Ｂ１～Ｂ７は、評価項目のうちいずれか１つ以上について合否基準を満たさなかった。
　Ｂ１は、心線のＴａ含有量が不足した。そのため、Ｆ１１では、溶接金属の引張強さが不足した。
　Ｂ２は、心線のＴａ含有量が過剰であった。そのため、Ｆ１２では、低温靭性が不足した。
　Ｂ３は、心線のＲＥＭ含有量及びＸ値が過剰であった。そのため、Ｂ３では、溶接金属の低温靭性が不足し、さらにアーク安定性が悪く、スパッタ発生量が過剰であった。
　Ｂ４及びＢ６は、心線のＸ値が不足した。そのため、Ｂ４及びＢ６では、溶接金属の引張強さが不足した。
　Ｂ５及びＢ７は、心線のＸ値が過剰であった。そのため、Ｂ５及びＢ７では溶接金属の低温靭性が不足し、また、溶接金属の曲げ性が不良となる場合もあった。

Claims (5)

  1. 　被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線であって、
    　化学組成が、単位質量％で、
    　Ｃ：０．０１００～０．０８００％、
    　Ｓｉ：０．０１０～０．８００％、
    　Ｍｎ：０．０１０～１．８００％、
    　Ｍｏ：１５．０～２８．０％、
    　Ｗ：２．５～８．０％、
    　Ｃｕ：０．１０～１．２０％、
    　Ｔａ：０．００２～０．１２０％、
    　Ｎｉ：６５．０～８２．３％、
    　Ｍｇ：０～０．６０％、
    　Ａｌ：０～２．２０％、
    　Ｔｉ：０～２．２０％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０２５％以下、
    　Ｎ：０～０．１５０％、
    　Ｏ：０～０．０１２％、
    　Ｆｅ：０～１２．０％、
    　Ｃｏ：０～０．１５０％、
    　Ｃｒ：０～０．１５０％、
    　Ｖ：０～０．１５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１５０％、
    　Ｂ：０～０．０１５％、
    　Ｂｉ：０～０．０８０％、
    　Ｃａ：０～０．０２５％、
    　ＲＥＭ：０～０．０３０％、
    　Ｚｒ：０～０．１５０％、及び
    　残部：不純物であり、
    　式１で定義されるＸ値が０．０１０～０．１６０％である
    ことを特徴とする被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線。
    　Ｘ＝［Ｔａ］＋１０×［ＲＥＭ］：式１
    　ここで、前記式１中に記載の記号は、これに係る物質の単位質量％での含有量である。
  2. 　前記Ｘ値が０．０２０～０．１３０％である
    ことを特徴とする請求項１に記載の被覆アーク溶接棒用のＮｉ基合金心線。
  3. 　請求項１又は２に記載のＮｉ基合金心線と、
    　前記Ｎｉ基合金心線の表面に設けられた被覆材と、
    を備える被覆アーク溶接棒。
  4. 　請求項１又は２に記載のＮｉ基合金心線に、被覆材を塗布する工程と、
    　前記Ｎｉ基合金心線及び前記被覆材を焼成する工程と、
    を備えることを特徴とする被覆アーク溶接棒の製造方法。
  5. 　請求項４に記載の製造方法により製造された被覆アーク溶接棒。
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