(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ：２７：０乃至３１．５質量％、Ｔｉ：０．５０乃至０．９０質量％、Ｎｂ：０．４０乃至０．７０質量％、Ｔａ：０．１０乃至０．３０質量％、Ｃ：０．０１０乃至０．０３０質量％、及びＦｅ：５．０乃至１１．０質量％を含有し、Ａｌ：０．１０質量％以下、Ｎ：０．０２０質量％以下、Ｚｒ：０．００５質量％以下、Ｍｇ：０．０００５乃至０．０１８２質量％、Ｐ：０．０１０質量％以下、Ｓ：０．００５０質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：１．００質量％以下に規制し、残部はＮｉ及び不可避的不純物である組成を有することを特徴とする溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤ。
【請求項２】
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ：総量で１．２０乃至１．９０質量％、Ａｌ：０．０５質量％以下、Ｃ：０．０１５乃至０．０３０質量％、Ｎ：０．００２乃至０．０２０質量％、Ｍｇ：０．０００５乃至０．０１５質量％、Ｃｏ：０．０５質量％以下、Ｃａ：０．００２質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｉ−３０Ｃｒ系の組成を有するＮｉ基合金を溶接するための溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤに関する。
【背景技術】
【０００２】
原子力発電用加圧水型軽水炉を構成する圧力容器及び蒸気発生器等の高圧用容器においては、従来のＮｉ−１５Ｃｒ系合金で問題となるＳＣＣ（応力腐食割れ）への対策として、その構成材料としてＮｉ−３０Ｃｒ系合金が採用される。この高圧用容器の溶接には、母材と同等の耐食性が求められることから、母材と同一成分系の溶加材が必要となる。
【０００３】
しかしながら、Ｎｉ−３０Ｃｒ系溶加材を使用して肉盛溶接又は継手溶接をした場合、多パス溶接による溶着金属が積層される溶接部の内部において、微小な割れが発生しやすいという問題点がある。この粒界割れは、溶接金属が凝固する過程で発生する凝固割れと区別して、「延性低下再熱割れ」と呼ばれ、凝固が完了した温度域において発生するという特質がある。この延性低下再熱割れは、約３０％以上のＣｒを含む高Ｃｒ系Ｎｉ基合金の溶接金属において、溶接時に繰り返し再熱を受けると、結晶粒界に粗大なＣｒ炭化物が析出し、粒界強度、即ち隣り合う結晶粒同士の結合力が弱くなった結果、溶接時に引張熱応力又は剪断熱応力が粒界に作用すると、粒界が開口するというものである。
【０００４】
この延性低下再熱割れを防止する従来技術として、特許文献１においては、希土類元素を添加している。この特許文献１には、Ｃ：０．１５質量％以下、Ｎｉ：３０．０〜８０．０質量％、Ｓｉ：１．００質量％以下、Ｍｎ：１．５質量％以下、Ｃｒ：１４．０〜３１．０質量％、Ｆｅ：５１質量％以下、Ｒ（ただし、Ｒは、希土類元素の少なくとも１種を示す。）：０．０５質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下を含む溶接用Ｎｉ基合金、又はＣ：０．０５質量％以下、Ｎｉ：５８質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．５質量％以下、Ｃｒ：２７．０〜３１．０質量％、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｒ（ただし、Ｒは希土類元素の少なくとも１種を示す。）：０．０１〜０．０２質量％、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下を含む溶接用Ｎｉ基合金が開示されている。
【０００５】
また、延性低下再熱割れを防止する従来技術として、特許文献２、３，４においては、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ等の成分範囲を規定している。即ち、特許文献２には、溶着物の製造に使用するためのニッケルクロム鉄合金として、Ｃｒ：約２７〜３１．５質量％、Ｆｅ：約７〜１１質量％、Ｃ：約０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：約１．０質量％以下、Ｎｂ：約０．６０〜０．９５質量％、Ｓｉ：０．５０質量％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．３５質量％、Ａｌ：０．０１〜０．２５質量％、Ｃｕ：０．２０質量％未満、Ｗ：１．０質量％未満、Ｍｏ：１．０質量％未満、Ｃｏ：０．１２質量％未満、Ｔａ：０．１０質量％未満、Ｚｒ：約０．１０質量％以下、Ｓ：０．０１質量％未満、Ｂ：０．０１質量％未満、Ｐ：０．０２質量％未満を含有し、残部がＮｉ及び不純物である合金が開示されている。
【０００６】
また、特許文献３には、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｓｉ：０．１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．２〜１質量％、Ｃｒ：２８〜３１．５質量％、Ｍｏ：０．５質量％以下、Ｃｕ：０．３質量％以下、Ｎｂ：０．１質量％以下、Ａｌ：０．５〜１．１質量％、Ｔｉ：０．５〜１質量％、Ａｌ＋Ｔｉ：１．５質量％以下、Ｆｅ：７〜１１質量％、Ｗ及びＶを最大２種、合計０．０５〜０．５質量％を含有し、更に不可避不純物としてＣｏ：０．１質量％以下、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ｏ：０．１質量％以下、Ｎ：０．０３〜０．３％質量を含み、残部がＮｉからなる組成を有するＮｉ基高Ｃｒ合金用溶加材が開示されている。
【０００７】
更に、特許文献４には、Ｃ：０．０４重量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．５重量％、Ｍｎ：７重量％以下、Ｃｒ２８〜３１．５重量％、Ｎｂ：０．５重量％以下、Ｔａ：０．００５〜３．０重量％、Ｆｅ：７〜１１重量％、Ａｌ：０．０１〜０．４重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．４５重量％、Ｖ：０．５重量％以下を含有し、不可避不純物としてＰ：０．０２重量％以下、Ｓ：０．０１５重量％以下、Ｏ：０．０１重量％以下、Ｎ：０．００２〜０．１重量％を含有し、残部がＮｉからなる組成を有するＮｉ基高Ｃｒ合金溶加材が開示され、更に、Ｂ，Ｚｒ，希土類元素から選択した一種以上：０．０１重量％以下を含有し、Ｃａ：０．０１重量％以下、Ｍｇ：０．０１重量％以下を更に含有しても良いことが開示されている。
【０００８】
一方、Ｎｉ基合金同士、又はＮｉ基合金と炭素鋼との異材組み合わせを、突き合わせ溶接した場合、及びすみ肉溶接した場合の溶接継手では、母材と比較して、溶接金属の引張強度が劣るため、機器設計に制約が必要となるという問題点があった。そこで、引張強度を向上させる目的で、ＡｌとＴｉを夫々０．５〜３．０質量％添加した高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金溶接材料が開示されている（特許文献５）。この特許文献５においては、Ｃ：０．０４質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：１．００質量％以下、Ｃｒ：２８．０〜３１．５質量％、Ｍｏ：０．５０質量％以下、Ｆｅ：７．０〜１１．０質量％、Ｃｕ：０．３０質量％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：０．１０質量％以下、Ａｌ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．５〜３．０質量％を含有し、更に不可避的不純物として、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下を含み、残部がＮｉからなる組成を有する高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金溶接材料が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００５−２８８５００号公報
【特許文献２】特表２００３−５０１５５７号公報
【特許文献３】特開平８−１７４２６９号公報
【特許文献４】再公表ＷＯ２００５／０７０６１２号公報
【特許文献５】特開２０１０−１７２９５２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、上述の特許文献１乃至４に記載されたＮｉ基高Ｃｒ合金用溶接材料は、延性低下再熱割れを十分に防止できるものではなかった。また、特許文献５に記載された高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金溶接材料は、Ａｌ及びＴｉを含有するため、溶接時にスラグが多量に発生するため、溶接作業性が悪いという問題点がある。
【００１１】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、溶接金属における延性低下再熱割れに対する優れた耐割れ性を有し、溶接金属の引張強度を母材と同等以上に高めることができると共に、溶接作業性が優れた溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明に係る溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、Ｃｒ：２７：０乃至３１．５質量％、Ｔｉ：０．５０乃至０．９０質量％、Ｎｂ：０．４０乃至０．７０質量％、Ｔａ：０．１０乃至０．３０質量％、Ｃ：０．０１０乃至０．０３０質量％、及びＦｅ：５．０乃至１１．０質量％を含有し、Ａｌ：０．１０質量％以下、Ｎ：０．０２０質量％以下、Ｚｒ：０．００５質量％以下、Ｍｇ：０．０００５乃至０．０１８２質量％、Ｐ：０．０１０質量％以下、Ｓ：０．００５０質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：１．００質量％以下に規制し、残部はＮｉ及び不可避的不純物である組成を有することを特徴とする。
【００１３】
この溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤは、好ましくは、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ：総量で１．２０乃至１．９０質量％、Ａｌ：０．０５質量％以下、Ｃ：０．０１５乃至０．０３０質量％、Ｎ：０．００２乃至０．０２０質量％、Ｍｇ：０．０００５乃至０．０１５質量％、Ｃｏ：０．０５質量％以下、Ｃａ：０．００２質量％以下である。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】多層肉盛り溶接を説明する図である。
【図２】溶着試験の試験体の開先形状を示す図である。
【図３】ソリッドワイヤのＴｉ＋Ｎｂ＋Ｔａの含有量と、引張強度及び０．２％耐力との関係を示すグラフ図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明について、詳細に説明する。前述のごとく、延性低下再熱割れの発生原因は、粒界に析出する粗大なＣｒ炭化物にある。このため、Ｃｒ炭化物の粒界析出を抑制することが、延性低下再熱割れ防止の観点から重要である。また、引張強度の向上には、Ｎｉ基高Ｃｒ合金の母相の固溶強化及び析出物による析出強化が有効であると考えた。そこで、Ｃｒよりも炭化物形成能が高く、上記析出強化機構が期待できる元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの３元素に着目し、その適正な添加量を検討した。その結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａを同時に添加すると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの微細な複合炭化物が粒界に析出し、各成分を単独で添加する場合よりも、再熱割れを効果的に抑制できることが判明した。
【００１６】
また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの他に、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｒ等の金属元素の他、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓ等の非金属軽元素の添加量についてもその効果を実験的に調査した。
【００１７】
Ｃｒを２８．０乃至３１．５質量％含有するＮｉ合金インゴットを溶製した後、鍛造及び圧延工程を経て、伸線加工を行い、直径が１．２ｍｍの溶接用ソリッドワイヤを製造した。前記溶製では、使用する原料の添加比率を変更することにより、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓの濃度を調整した。作製したソリッドワイヤを溶加材として使用して、自動ティグ溶接により溶着金属を作製し、耐割れ性、引張強度及び溶接作業性等を比較調査した結果、本発明を完成するに至った。
【００１８】
以下、本発明のソリッドワイヤの組成限定理由について説明する。
【００１９】
「Ｃｒ：２７：０乃至３１．５質量％」
Ｃｒの含有量は、ＡＳＴＭ  Ｂ１６３，Ｂ１６６等に規定されるＵＮＳ  Ｎ０６６９０材の成分範囲である２７．０乃至３１．０質量％、及びＡＳＭＥ  ＳＦＡ  ５．１４  ＥＲＮｉＣｒＦｅ−７、ＥＲＮｉＣｒＦｅ−７Ａで規定される２８．０乃至３１．５質量％の双方を満足する範囲として、２７．０乃至３１．５質量％とする。
【００２０】
「Ｔｉ：０．５０乃至０．９０質量％」
Ｎｉ合金中のＴｉは固溶強化元素であり、引張強度の向上に有効である。また、溶接時の再熱又は溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を受けると、γ’相又はＮｉ３Ｔｉの析出による強化が機能するため、引張強度に対して極めて有効である。また、ＴｉはＣ（炭素）と結合しやすく、Ｃｒ２３Ｃ６及びＣｒ７Ｃ３等のＣｒ炭化物の粒界析出に起因した粒界腐食を抑制する効果がある。更に、ＴｉはＮ（窒素）と結合しやすく、溶接時の溶融金属内で晶出するＴｉＮが凝固核となることで、凝固組織の結晶サイズが微細となり、更に引張強度を高める。一方、ＴｉはＯ（酸素）と結合しやすいため、溶接時のシールドが不完全であると、溶融金属中のＴｉが大気中のＯと酸化物を形成してスラグとして浮上し、溶接ビードの表面に固着し、多パス溶接時の融合不良欠陥の原因となるので、より好ましくは０．５０乃至０．９０質量％添加する。
【００２１】
「Ｎｂ：０．４０乃至０．７０質量％」
Ｎｉ合金中のＮｂは固溶強化元素であり、引張強度及びクリープ破断強度の向上に有効である。特に、一定のＣと共存すると、結晶粒内及び粒界にＮｂＣが析出し、引張強度が更に向上する。また、Ｔｉと同様にＣと結合しやすく、Ｃｒ２３Ｃ６及びＣｒ７Ｃ３等の粒界析出による粒界腐食を抑制する効果がある。一方で、凝固偏析により粒界に濃化したＮｂは低融点の金属間化合物（Ｎｉ３Ｎｂ）又はラーベス相を形成するため、溶接時の凝固割れ又は再熱割れの原因となる。このため、Ｎｂは０．４０乃至０．７０質量％の範囲で添加する。
【００２２】
「Ｔａ：０．１０乃至０．３０質量％」
Ｎｉ合金中のＴａは固溶強化元素であり、引張強度及びクリープ破断強度の向上に有効である。一定のＣが共存すると、結晶粒内及び粒界にＴａＣが析出し、引張強度が向上する。特に、Ｔａは高温下において、Ｎｂよりも炭化物を形成しやすいため、微量の添加により、引張強度を向上させることができ、また酸化物の形成能が低いため、溶接時にスラグになりにくいので、Ｔａを０．１０質量％以上添加する。一方、過剰のＴａの添加は、低融点の金属間化合物（Ｎｉ２Ｔａ）を形成させるため、Ｔａの添加量は０．３０質量％以下とする。
【００２３】
［Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ］
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａを同時に添加すると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの１００ｎｍ以下の微細な複合炭化物が粒界に析出し、各成分を単独で添加する場合よりも、再熱割れを効果的に抑制できる。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａは必ず全ての元素を複合添加する。なお、仮に、これらの３元素を複合添加したとしても、前述の個々の元素の添加量が夫々規定される下限値未満であるか、又は上限値を超えると、所望の特性を発揮しなくなる。従って、本発明においては、これらの３元素を複合添加することが重要であるのに加えて、各元素の個別の添加量も前述の所定範囲の適切な量にすることが、極めて重要である。これらの３元素を複合添加する場合に、特に、これらの元素が合計で１．２０質量％以上含まれると、引張強さを６２０Ｎ／ｍｍ２以上にすることができるので、より好ましい。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの合計添加量は、各元素の個別の添加量上限値の和である１．９０質量％以下である。
【００２４】
図３は引張試験により測定した引張強度及び０．２％耐力と、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ含有量との関係を示すグラフ図である。この図３において、全てのデータは、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ以外の元素の組成が、本発明の範囲に入るものである。このように、他の元素の組成が、本発明の範囲内に入る場合において、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ含有量が増大するにつれて、引張強度及び０．２％耐力が増大していく。そして、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ含有量がＴｉ，Ｎｂ及びＴａの個別の含有量の下限値の総量である１．００質量％以上になると、引張強度が６００Ｎ／ｍｍ２となり、更に、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ含有量が１．２０質量％以上になると、引張強度は６２０Ｎ／ｍｍ２以上となる。よって、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ含有量は１．２０乃至１．９０質量％とすることが好ましい。
【００２５】
「Ｃ：０．０１０乃至０．０３０質量％」
Ｎｉ合金中のＣは固溶強化元素であり、引張強度及びクリープ破断強度の向上に有効である。しかし、Ｃｒと結合して粒界近傍にＣｒ欠乏層が形成され、耐粒界腐食性を低下させるので、Ｃは０．０３０質量％を超えて添加しない。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａを意図的に添加する本発明においては、炭化物の粒界析出が耐割れ性及び引張強度向上には不可欠であるため、０．０１０％以上のＣが含有することが必要である。特に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの合計が１．２０質量％以上の場合は、Ｃは０．０１５質量％以上添加することが必要である。
【００２６】
「Ｆｅ：５．０乃至１１．０質量％」
Ｎｉ合金に固溶したＦｅは、引張強度を向上させるため、５．０質量％以上を添加する。しかし、Ｆｅは低融点のラーベス相Ｆｅ２Ｎｂとして粒界に析出し、多パス溶接時の再熱により、再溶融して粒界の再熱液化割れの原因となる。このため、Ｆｅは１１．０質量％以下とする。
【００２７】
「Ａｌ：０．１０質量％以下」
Ｎｉ合金に対して、Ａｌの固溶強化の効果が小さく、引張強度を向上させないばかりか、溶融金属の凝固時に粒界偏析し、凝固割れの原因となる。ＡｌはＯ（酸素）と結合しやすいため、溶接時のシールドが不完全であると、溶融金属中のＡｌが大気中のＯと酸化物を形成してスラグとして浮上し、溶接ビードの表面に固着し、多パス溶接時の融合不良欠陥原因となる。このため、Ａｌは意図的な添加を行わず、０．１０質量％以下、好ましくは０．０５質量％以下に規制する。
【００２８】
「Ｎ：０．０２０質量％以下」
Ｎｉ合金中のＮは固溶強化元素であるが、Ｃと比較してその効果は小さい。Ｔｉを含む成分系においては、ＴｉＮを生成してＴｉを消耗し、炭化物の生成を妨げてしまうため、Ｎは０．０２０質量％以下に制限することが必要である。一方で、溶接時の溶融金属内で晶出したＴｉＮが凝固核となることで、凝固組織の結晶サイズが微細となり、引張強度を高める効果があるので、特にＴｉ、Ｎｂ、Ｔａの合計が１．２０質量％以上の場合には、Ｎを０．００２質量％以上添加すると良い。
【００２９】
「Ｚｒ：０．００５質量％以下」
Ｎｉ基合金中のＺｒは、微量添加により粒界の強度を向上させ、熱間圧延性を良好にする効果があり、ワイヤの加工を容易にすることができると一般的にいわれている。しかし、本発明においては、Ｚｒは積極的には添加しない。一方で、Ｚｒは融点が高い複合酸化物として溶接ワイヤ中に介在物として分散して残留するため、微量の添加であっても、溶接時に溶融金属表面に浮上し、ビード表面にスラグとして固着して、多パス溶接時の融合不良欠陥原因となる。このため、本発明においては、Ｚｒは意図的に添加することはなく、０．００５質量％以下に規制する。
【００３０】
「Ｍｇ：０．０００５乃至０．０１５質量％」
ＭｇはＮｉ基合金に対して固溶しにくい一方で、粒界割れの原因となるＳと結合しやすいため、微量添加すると、粒界でＳ化合物を形成して、Ｓを無害化する効果があり、熱間圧延での加工性を改善できる。このため、Ｍｇは０．０００５質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｍｇは大気中のＯと反応して酸化物を形成し、スラグとして浮上して、融合不良の原因となるので、Ｍｇを添加する場合は、０．０１５質量％以下とすることが好ましい。
【００３１】
「Ｃｏ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．００５０質量％以下」
Ｃｏは炉内で中性子照射により半減期の長い同位体Ｃｏ６０に変化し、放射線源となるため、Ｃｏは０．０５質量％以下に規制することが好ましい。
【００３２】
「Ｃａ：０．００２質量％以下」
Ｃａ系の伸線潤滑剤を用いずに伸線加工を行うと、Ｃａを０．００２質量％以下にすることができ、スラグの発生が低減され、良好な作業性を得ることができる。
【００３３】
「Ｐ：０．０１０質量％以下、Ｓ：０．００５０質量％以下」
Ｐ及びＳは溶接金属の凝固時に粒界に偏析して、凝固割れの原因となる。このため、Ｐ及びＳは夫々０．０１０質量％以下及び０．００５０質量％以下とする。
【００３４】
「Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：１．００質量％以下」
ＡＳＭＥ  ＳＦＡ  ５．１４  ＥＲＮｉＣｒＦｅ−７，  ＥＲＮｉＣｒＦｅ−７Ａで規定される範囲として、Ｓｉは０．５０質量％以下、Ｍｎは１．００質量％以下とする。
【実施例】
【００３５】
次に、本発明の実施例の効果について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。真空溶解炉において、Ｃｒを２８．０乃至３１．５質量％含有するＮｉ合金インゴットを溶製した後、鍛造及び圧延を経て、伸線加工を行い、直径が１．２ｍｍの溶接用ソリッドワイヤを製造した。溶製工程では、使用する原料の添加比率を変更することにより、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃの各元素の濃度を調整し、Ａｌ、Ｎ、Ｚｒ、Ｐ、Ｓの各規制元素については、原料の添加比率の変更の他に、使用する主原料（Ｎｉ及びＣｒ）の純度によってもその濃度を調整した。
【００３６】
作製した直径１．２ｍｍのソリッドワイヤを用いて、自動ティグ溶接を行い、その溶接金属について評価を行った。評価試験の方法は以下のとおりである。
【００３７】
「多層肉盛溶接試験」
図１に示すように、ＡＳＴＭ  Ａ５３３Ｂ  ＣＬ．１の母材１の上に、５層の肉盛溶接２を行った。溶接条件は、溶接電流が２００Ａ、溶接電圧が１１Ｖ、溶接速度が６０ｍｍ／分、ワイヤ送給速度が９ｇ／分である。なお、母材の厚さは５０ｍｍ、肉盛溶接の深さは１５ｍｍ、底部の幅は８５ｍｍである。そして、形成した溶接金属の表面について、スラグの発生量を目視にて評価した。また、溶接ビード表面に対して垂直方向に１０ｍｍ厚の曲げ試験片５枚を切り出し、曲げ半径が約５０ｍｍの条件で曲げ加工を施した断面について、浸透探傷試験を施して、割れの発生頻度を評価した。
【００３８】
次に、図２に示す開先形状の被溶接材３に対して実施例及び比較例のソリッドワイヤを使用して溶接を行い、板厚（１２ｍｍ）の中央から直径が６ｍｍの丸棒を切り出し、室温での引張試験に供した。なお、図２において、ハッチングにて示す部分４は、炭素鋼母材の開先を試験溶材でバタリングを行ったことを示すものである。このバタリングにより、溶接材料の成分が母材により希釈されることが防止され、溶接材料の特性を正確に評価することができるようになる。
【００３９】
下記表１乃至３は、実施例及び比較例のソリッドワイヤの組成を示す。更に、下記表４は、これらの実施例及び比較例の延性低下再熱割れに対する耐割れ性、引張強さ、作業性を示す。更に、この表４には総合判定も示す。耐割れ性は、曲げ試験片の５断面について、割れ個数をカウントし、１断面あたりの平均割れ個数を、１断面あたりの平均割れ個数が１個未満の場合をＡ、１．０個以上５．０個未満の場合をＢ、５．０個以上１５個未満の場合をＣ、１５個以上の場合をＤとして、評価した。引張強さは、６２０ＭＰａ以上の場合をＡ、５８０ＭＰａ以上６２０ＭＰａ未満の場合をＢ、５４０ＭＰａ以上５８０ＭＰａ未満の場合をＣ、５４０ＭＰａ未満の場合をＤとした。作業性は、肉盛溶接を行う際のビードと母材との間、又はビードとビードとの間のなじみ性により、以下の評価基準に最も近いものにより評価した。評価Ａは、なじみが良好であるため、ビードの揃いが良く、ビードのラインが直線である。評価Ｂは、なじみがやや悪く、ビードの揃いが乱れるため、ビードラインがやや波打っている。評価Ｃは、なじみが極めて悪く、ビードの揃いが大きく乱れるため、ビードラインが波打っている。そして、総合判定欄は、耐割れ性、引張強さ、作業性のいずれかでＣ又はＤの評価がある場合に、×とし、Ｃ又はＤの評価がない場合を○とし、全ての評価がＡの場合を◎とした。
【００４０】
【表１】
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【００４１】
【表２】
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【００４２】
【表３】
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【００４３】
【表４】
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【００４４】
この表４に示すように、比較例１はＴｉが０．９０質量％以上含まれるため、スラグが多量に発生し、溶接作業性が悪い。比較例２はＴｉが０．５０質量％未満のため、溶接金属中に割れが発生し、また引張強度は６２０ＭＰａに到達しない。比較例３はＮｂが０．４０質量％未満のため、溶接金属中に割れが発生し、また引張強度は６２０ＭＰａに到達しない。比較例４はＮｂが過剰であり、溶接金属表面に凝固割れが発生した。また、引張試験片内部に割れが多く内在したため、引張試験において、降伏後すぐに破断してしまい、引張強さは極めて低くなった。比較例５はＴａが不足しており、溶接金属中に割れが発生した。比較例６はＴａが過剰であり、溶接金属表面に凝固割れが発生した。また、コストが高く経済性が悪い。比較例７はＮｂ，Ｔａが過剰であり、溶接金属の表面及び内部に割れが発生した。また、引張試験片内部に割れが多く内在したため、引張試験において、降伏後すぐに破断してしまい、引張強さは極めて低くなった。更に、コストが高く経済性が悪い。比較例８はＮｂ，Ｔａが不足しており、溶接金属中に割れが発生した。また、引張強さも低い。比較例９はＣが低く、粒界炭化物の析出が不十分なため、溶接金属中に割れが発生し、引張強さも低い。また、ワイヤ表面にＣａが残留しており、スラグが多く発生した。比較例１０はＣが高いため、粒界近傍にＣｒ欠乏層が形成され、粒界腐食及び応力腐食割れに対する感受性が高く、不適当である。比較例１１はＮが高いため、結晶粒内に多くのＴｉ窒化物が晶出しているが、粒界炭化物の析出が不十分なため、溶接金属中に割れが発生した。比較例１２はＡｌが高いため、凝固割れが発生した。また、スラグ量が多い。比較例１３はＦｅが低く、引張強さが低い。比較例１４はＦｅが高く、溶接金属中に割れが発生した。比較例１５はＺｒが過剰であり、スラグが多く発生した。
【００４５】
これに対し、実施例１６乃至２０，２２は、本願請求項１を満足する実施例であり、実施例２１，２３及び２４は、本願請求項２を満足する実施例である。このため、全ての項目で評価がＡ又はＢであり、優れた特性が得られた。
【符号の説明】
【００４６】
１：母材
２：肉盛溶接
３：被溶接材
４：部分
【図１】
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【図２】
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【図３】
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