Ni基合金藥芯焊絲的制作方法

本發明涉及在9％Ni鋼及各種高Ni合金等的焊接中使用的Ni基合金藥芯焊絲。

背景技術：

在LNG(Liquefied Natural Gas)儲藏用罐等中使用低溫韌性優異的9％Ni鋼的厚鋼板，在該9％Ni鋼的焊接中使用低溫韌性優異的Ni基合金焊接材料。對Ni基合金焊接材料要求在焊接后不經過熱處理而在保持焊接后的狀態具備較高的低溫韌性。

在像Ni基合金焊接材料那樣的特殊焊接材料中大多進行被覆電弧焊、TIG(Tungsten Inert Gas)焊接，但是，為了能夠期待更高的作業效率，近年來，大多進行使用了Ni基合金藥芯焊絲的氣體保護弧焊。

基于此種狀況，公開了大量與Ni基合金藥芯焊絲有關的發明。例如，在專利文獻1中公開了限定金屬外皮中的C量、且添加規定量脫氧成分的Ni基合金藥芯焊絲。根據專利文獻1，記載了上述Ni基合金藥芯焊絲能夠防止焊接金屬的凝固裂紋、且使焊接操作中的電弧穩定，因此能夠得到優異的耐高溫裂紋性及焊接操作性。

予以說明，在本說明書中“焊接金屬”是指在實施焊接時在焊接中熔融了熔敷金屬與熔融母材并凝固而成的金屬。另外，在本說明書中“熔敷金屬”是指從在焊接中所附加的金屬材料即焊接填充材料(焊絲)轉移到焊接部的金屬。

另外，在專利文獻2、3中公開了將焊絲整體的組成或焊絲整體及外皮的組成限定為規定范圍的Ni基合金藥芯焊絲。根據專利文獻2，記載了上述Ni基合金藥芯焊絲能夠成為耐高溫裂紋性及焊接操作性優異的焊絲。另外，根據專利文獻3，記載了上述Ni基合金藥芯焊絲可以得到耐裂紋性優異的焊接金屬，并且可以更進一步提高焊接操作性。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2015－085366號公報

專利文獻2：日本特開2005－59077號公報

專利文獻3：日本特開平9－314382號公報

技術實現要素：

發明要解決的技術問題

在Ni基合金焊接材料中存在如下問題：焊接金屬中所含的微量的氫會使室溫下的焊接金屬的機械性質、尤其拉伸斷裂伸長率降低。

焊接材料如果長期保管在高溫、多濕的環境下，則焊接材料本身吸濕，該焊接材料中所含的水分在焊接時轉移到焊接金屬中、或者在母材中殘留水分等的情況也同樣。

由于以上原因有時會形成缺乏拉伸延展性(拉伸斷裂伸長率)的焊接金屬。

然而，上述專利文獻1～3中記載的發明均不能改善因焊接金屬中含有大量氫所致的拉伸延展性不足。

另外，Ni基合金完全為奧氏體組織，因此存在高溫裂紋敏感性高、耐高溫裂紋性差的傾向。因此，對于Ni基合金藥芯焊絲要求而言，在焊接時不易產生高溫裂紋、即耐高溫裂紋性優異。

本發明鑒于上述狀況完成，其目的在于提供在焊接時不易產生高溫裂紋、即使在焊接金屬含有大量氫的情況下也能得到拉伸延展性良好的焊接金屬的Ni基合金藥芯焊絲。

用于解決技術問題的手段

用于解決上述技術問題的本發明的Ni基合金藥芯焊絲為焊劑內包于外皮中的Ni基合金藥芯焊絲，焊絲整體的組成相對于焊絲總質量為，Ni：50質量％以上且70質量％以下、Cr：1質量％以上且15質量％以下、Mo：10質量％以上且20質量％以下、Mn：1.5質量％以上且5.5質量％以下、W：1.5質量％以上且5.0質量％以下、Fe：2.0質量％以上且8.0質量％以下、Al：0.01質量％以上且0.40質量％以下、B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計：0.005質量％以上且0.030質量％以下、C：0.050質量％以下、Si：0.15質量％以下、P：0.015質量％以下、S：0.010質量％以下、Ti：0.20質量％以下、Nb：0.03質量％以下。

這樣，本發明的Ni基合金藥芯焊絲相對于焊絲總質量含有規定量的B，因此即使在被曝露于高溫、多濕的環境而使焊接后的焊接金屬中含有大量氫的情況下也能得到拉伸延展性良好的(拉伸斷裂伸長率良好的)焊接金屬。另外，本發明的Ni基合金藥芯焊絲由于限定相對于焊絲總質量的C、Si、P、S、Ti、Nb等的含量并且使Al的含量為規定的范圍，因此可以抑制耐高溫裂紋性的降低。

本發明的Ni基合金藥芯焊絲優選使上述焊劑相對于焊絲總質量含有TiO₂：3.0質量％以上且10.0質量％以下、SiO₂：0.1質量％以上且4.0質量％以下、ZrO₂：0.5質量％以上且2.0質量％以下、金屬氟化物：以F換算計為0.01質量％以上且1.5質量％以下。

這樣，本發明的Ni基合金藥芯焊絲由于相對于焊絲總質量分別含有規定量的TiO₂及金屬氟化物，因此可以提高電弧穩定性。另外，本發明的Ni基合金藥芯焊絲由于相對于焊絲總質量分別含有規定量的SiO₂及ZrO₂，因此可以提高焊接操作性。

本發明的Ni基合金藥芯焊絲優選使上述外皮相對于該外皮總質量含有Ni：60質量％以上、Mo：8質量％以上且22質量％以下、Cr：1質量％以上且15質量％以下。

這樣，本發明的Ni基合金藥芯焊絲由于相對于外皮總質量含有規定量的Ni，因此能夠保持焊接金屬的均一性。另外，本發明的Ni基合金藥芯焊絲由于相對于外皮總質量含有規定量的Mo，因此可以確保焊接金屬的強度。進而，本發明的Ni基合金藥芯焊絲由于相對于外皮總質量含有規定量的Cr，因此可以提高焊接金屬的耐腐蝕性及強度。

發明效果

本發明的Ni基合金藥芯焊絲在9％Ni鋼或Ni基合金的焊接中，在焊接時不易產生高溫裂紋，即使在焊接金屬含有大量氫的情況下也能得到拉伸延展性良好的焊接金屬。

附圖說明

圖1為表示相對于焊絲總質量的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計(圖1中標記為“B換算量的合計”)、熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率及在規定的焊接條件下是否產生高溫裂紋的關系的圖表。予以說明，橫軸為B換算量的合計(質量％)，縱軸為熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率(％)。規定的焊接條件為電流280A、電壓34V、焊接速度500mm/min(圖1中標記為“280V－34V－500mm/min.”)。

圖2為表示進行用于采集熔敷金屬的室溫拉伸試驗片的焊接的坡口形狀的剖視圖。

圖3為表示在熔敷金屬的室溫拉伸試驗中使用的拉伸試驗片的采集位置的剖視圖。

圖4為表示在高溫裂紋試驗中進行焊接的被焊接材料的構成的剖視圖。

具體實施方式

以下，對本發明的Ni基合金藥芯焊絲(以下，有時簡稱為“焊絲”。)的實施方式進行詳細地說明。

本發明的焊絲為焊劑內包于外皮中的Ni基合金藥芯焊絲。予以說明，后文將對外皮進行詳細敘述，該外皮由Ni基合金形成。Ni基合金是指主成分(含量最多的成分)為Ni的合金。本發明的焊絲例如可以通過拉絲加工而成為直徑1.2mm(實際直徑包含公稱直徑的誤差范圍)，但是并不限定于此，只要是作為Ni基合金藥芯焊絲而采用的焊絲徑，則任意的直徑均可適合使用。

就本發明的焊絲而言，焊絲整體的組成相對于焊絲總質量含有Ni：50質量％以上且70質量％以下、Cr：1質量％以上且15質量％以下、Mo：10質量％以上且20質量％以下、Mn：1.5質量％以上且5.5質量％以下、W：1.5質量％以上且5.0質量％以下、Fe：2.0質量％以上且8.0質量％以下、Al：0.01質量％以上且0.40質量％以下、B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計：0.005質量％以上且0.030質量％以下。

另外，就本發明的焊絲而言，焊絲整體的組成相對于焊絲總質量，C：0.050質量％以下、Si：0.15質量％以下、P：0.015質量％以下、S：0.010質量％以下、Ti：0.20質量％以下、Nb：0.03質量％以下。

以下，對焊絲的成分及組成進行說明。

(焊絲整體中的Ni：相對于焊絲總質量為50質量％以上且70質量％以下)

Ni與各種金屬合金化而對焊接金屬賦予優異的機械性能及耐腐蝕性。但是，若焊絲中的Ni含量相對于焊絲總質量不足50質量％，則無法得到焊接金屬的優異的機械性能及耐腐蝕性。另一方面，若焊絲中的Ni含量相對于焊絲總質量超過70質量％，則其他合金元素的含量變得不充分，無法確保機械性能。因此，Ni含量相對于焊絲總質量為50質量％以上且70質量％以下。予以說明，作為本發明的焊絲中的Ni源，包括形成外皮的Ni基合金、焊劑中可能含有的(具有包含的可能性)金屬Ni、Ni－Mo合金等，在本發明中，它們的含量換算為Ni所得的值被規定為Ni含量。

(焊絲整體中的Cr：相對于焊絲總質量為1質量％以上且15質量％以下)

Cr具有使焊接金屬的耐腐蝕性及強度提高的效果。但是，若焊絲中的Cr含量相對于焊絲總質量不足1質量％，則無法得到該效果。另一方面，若焊絲中的Cr含量相對于焊絲總質量超過15質量％，則耐高溫裂紋性降低。因此，Cr含量相對于焊絲總質量為1質量％以上且15質量％以下。予以說明，作為本發明的焊絲中的Cr源，包括形成外皮的Ni基合金、焊劑中可能含有的金屬Cr、Fe－Cr合金等，在本發明中，它們的含量換算為Cr所得的值被規定為Cr含量。

(焊絲整體中的Mo：相對于焊絲總質量為10質量％以上且20質量％以下)

Mo具有使焊接金屬的耐腐蝕性及強度提高的效果。但是，若焊絲中的Mo含量相對于焊絲總質量不足10質量％，則無法確保焊接金屬的耐腐蝕性及強度。另一方面，若焊絲中的Mo含量相對于焊絲總質量超過20質量％，則耐高溫裂紋性降低。因此，Mo含量相對于焊絲總質量為10質量％以上且20質量％以下。予以說明，作為本發明的焊絲中的Mo源，包括形成外皮的Ni基合金、焊劑中可能含有的金屬Mo、Fe－Mo合金等，在本發明中，它們的含量換算為Mo所得的值被規定為Mo含量。

(焊絲整體中的Mn：相對于焊絲總質量為1.5質量％以上且5.5質量％以下)

Mn與Ni形成低熔點化合物而與使耐高溫裂紋性降低的S結合，具有使S無害化的效果。但是，若焊絲中的Mn含量相對于焊絲總質量不足1.5質量％，則無法得到使S無害化的效果。另一方面，若焊絲中的Mn含量相對于焊絲總質量超過5.5質量％，則熔渣剝離性降低。因此，Mn含量相對于焊絲總質量為1.5質量％以上且5.5質量％以下。予以說明，作為本發明的焊絲中的Mn源，包括形成外皮的Ni基合金、焊劑中可能含有的金屬Mn、Fe－Mn合金等，在本發明中，它們的含量換算為Mn所得的值被規定為Mn含量。

(焊絲整體中的W：相對于焊絲總質量為1.5質量％以上且5.0質量％以下)

W是使焊接金屬的強度提高的成分。但是，若焊絲中的W含量相對于焊絲總質量不足1.5質量％，則不能確保焊接金屬的強度。另一方面，若焊絲中的W含量相對于焊絲總質量超過5.0質量％，則耐高溫裂紋性降低。因此，W含量相對于焊絲總質量為1.5質量％以上且5.0質量％以下。予以說明，作為本發明的焊絲中的W源，包括形成外皮的Ni基合金、焊劑中可能含有的金屬W、Fe－W合金等，在本發明中，它們的含量換算為W所得的值被規定為W含量。

(焊絲整體中的Fe：相對于焊絲總質量為2.0質量％以上且8.0質量％以下)

Fe是確保焊接金屬的延展性的成分。若焊絲中的Fe含量相對于焊絲總質量不足2.0質量％，則不能確保焊接金屬的延展性。另一方面，若焊絲中的Fe含量相對于焊絲總質量超過8.0質量％，則耐高溫裂紋性降低。因此，Fe含量相對于焊絲總量為2.0質量％以上且8.0質量％以下。予以說明，作為本發明的焊絲中的Fe源，包括形成外皮的Ni基合金、焊劑中可能含有的金屬Fe、Fe－Mn合金、Fe－Cr合金、Fe－Mo合金及Fe－Ti合金等，在本發明中，它們的含量換算為Fe所得的值被規定為Fe含量。

(焊絲整體中的Al：相對于焊絲總質量為0.01質量％以上且0.40質量％以下)

焊絲中所含的Al具有作為脫氧成分而使熔融金屬中的溶存氧量降低、抑制“C+O＝CO(氣體)”的反應、使氣孔發生量減少的作用，但是若過量地添加，則使耐高溫裂紋性變差。如后文所述，本發明為主動添加B的藥芯焊絲，但是在主動添加B的情況下，存在焊絲的高溫裂紋性降低的傾向。在本發明中發現：通過使此種焊絲中的Al含量相對于焊絲總質量為0.01質量％以上且0.40質量％以下，從而可以確保焊接金屬的耐高溫裂紋性。因此，Al含量相對于焊絲總質量為0.01質量％以上且0.40質量％以下。予以說明，作為本發明的焊絲中的Al源，包括形成外皮的Ni基合金、焊劑中可能含有的金屬Al、Fe－Al合金等，在本發明中，它們的含量換算為Al所得的值被規定為Al含量。但是，該Al含量為來自溶解于硫酸的金屬Al及Al合金的Al的含量，不包括來自不溶解于硫酸的Al₂O₃等氧化物的Al。

(焊絲整體中的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計：相對于焊絲總質量為0.005質量％以上且0.030質量％以下)

在本發明中，主動添加B，即主動添加B化合物及B合金中的至少一者。以往，B與P、S、Bi同樣為導致高溫裂紋的成分。尤其，在利用Ni基合金藥芯焊絲的焊接中，由于與被覆電弧焊相比而以高電流·高速進行焊接，因此需要對高溫裂紋特別注意，為了得到健全的焊接金屬，常常需要抑制B。

然而，本發明人進行深入研究，從而發現即使主動添加B高溫裂紋性也不會降低的化學組成(參照圖1)，并且發現即使被曝露在高溫、多濕的環境而使焊接金屬含有大量氫的情況下也能得到良好的拉伸斷裂伸長率的范圍。

予以說明，圖1為表示相對于焊絲總質量的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計、熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率及在規定的焊接條件下是否產生高溫裂紋的關系的圖表。予以說明，橫軸為B換算量的合計(質量％)，縱軸為熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率(％)。在[實施例]的項目中對圖1進行詳細敘述。

若焊絲中的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計相對于焊絲總質量不足0.005質量％，則在焊接金屬含有大量氫時，產生焊接金屬的拉伸斷裂伸長率的降低。另外，若焊絲中的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計相對于焊絲總質量超過0.030質量％，則容易產生高溫裂紋。因此，B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計相對于焊絲總質量為0.005質量％以上且0.030質量％以下。予以說明，就焊絲中的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計而言，從得到更高的焊接金屬的拉伸斷裂伸長率的觀點出發，相對于焊絲總質量優選為0.010質量％以上，從得到更高的高溫裂紋性的觀點出發，優選為0.020質量％以下。予以說明，作為B化合物，可列舉B₂O₃等氧化物，作為B合金，可列舉Fe－B合金等。B化合物及B合金可以添加到焊劑中。

(焊絲整體中的C：相對于焊絲總質量為0.050質量％以下)

C是在焊絲中存在的不可避免的雜質。若焊絲中的C含量相對于焊絲總質量超過0.050質量％，則耐高溫裂紋性降低。因此，C含量被限定成相對于焊絲總質量為0.050質量％以下(包括0質量％)。予以說明，作為本發明的焊絲中的C源，可列舉在形成外皮的Ni基合金中、焊劑中可能含有的合金中及焊渣形成劑中所含的不可避免的雜質的C，將它們的總量規定為C含量。

(焊絲整體中的Si：相對于焊絲總質量為0.15質量％以下)

Si是在焊絲中存在的不可避免的雜質。若焊絲中的Si含量相對于焊絲總質量超過0.15質量％，則耐高溫裂紋性降低。因此，Si含量被限定成相對于焊絲總質量為0.15質量％以下(包括0質量％)。予以說明，本發明的焊絲中的Si含量為來自溶解于鹽酸及硝酸的金屬Si及Si合金的Si的含量，不包括來自不溶解于酸的SiO₂等氧化物的Si。

(焊絲整體中的P：相對于焊絲總質量為0.015質量％以下)(焊絲整體中的S：相對于焊絲總質量為0.010質量％以下)

P及S是在焊絲中存在的不可避免的雜質。若焊絲中的P含量相對于焊絲總質量超過0.015質量％、和/或、S含量相對于焊絲總質量超過0.010質量％，則在晶界中生成這些元素與Ni的低熔點化合物，因此耐高溫裂紋性降低。因此，P含量被限定成相對于焊絲總質量為0.015質量％以下(包括0質量％)，S含量被限定成相對于焊絲總質量為0.010質量％以下(包括0質量％)。

(焊絲整體中的Ti：相對于焊絲總質量為0.20質量％以下)

焊絲中所含的Ti與Al同樣具有作為脫氧成分而使熔融金屬中的溶存氧量降低、抑制“C+O＝CO(氣體)”的反應、減少氣孔產生量的作用，若過量地添加，則使耐高溫裂紋性變差。如上所述，本發明為主動添加B的藥芯焊絲，但是在主動添加B的情況下，存在焊絲的高溫裂紋性降低的傾向。在本發明中通過如上述那樣添加規定量的Al，從而確保耐高溫裂紋性，若在含有Al的同時含有規定量的Ti，則能夠更可靠地確保焊接金屬的耐高溫裂紋性。然而，若如上述那樣過量地添加Ti，則耐高溫裂紋性變差，因此，為了防止此種情況，Ti含量被限定成相對于焊絲總質量為0.20質量％以下(包括0質量％)。予以說明，作為本發明的焊絲中的Ti源，包括形成外皮的Ni基合金、焊劑中可能含有的金屬Ti、Fe－Ti合金等，在本發明中，它們的含量換算為Ti所得的值被規定為Ti含量。但是，該Ti含量為來自溶解于硫酸的金屬Ti及Ti合金的Ti的含量，不包括來自不溶解于硫酸的TiO₂等氧化物的Ti。

(焊絲整體中的Nb：相對于焊絲總質量為0.03質量％以下)

Nb是在焊絲中存在的不可避免的雜質。若焊絲中的Nb含量相對于焊絲總質量超過0.03質量％，則與Ni化合而生成低熔點化合物，因此耐高溫裂紋性降低。因此，Nb含量被限定成相對于焊絲總質量為0.03質量％以下(包括0質量％)。

予以說明，作為焊劑的剩余部分，可列舉例如Ni、Cr、Mo、Mn、W、Fe、Al、Cu、N、Al₂O₃、MgO等。例如，Ni、Cr、Mo、Mn、W、Fe及Al可以含有在外皮中，但是，也可以按照滿足相對于焊絲總質量的規定范圍的方式從焊劑進行添加。作為添加形態，Ni、Cr、Mo、Mn、W、Fe、Al、Cu可以以各自的金屬粉的形式添加，另外也可以以鐵合金(Fe－合金)的形式添加。C、Si、P、S、Nb在焊劑中為雜質。

(焊劑的優選形態)

本發明的焊絲優選相對于上述的焊劑焊絲總質量含有TiO₂：3.0質量％以上且10.0質量％以下、SiO₂：0.1質量％以上且4.0質量％以下、ZrO₂：0.5質量％以上且2.0質量％以下、金屬氟化物：以F換算計為0.01質量％以上1.5質量％以下。

(焊劑中的TiO₂：相對于焊絲總質量為3.0質量％以上且10.0質量％以下)

TiO₂為了提高電弧穩定性而添加。作為TiO₂源，包括金紅石、鈦鐵礦等，在本發明中，將它們規定為以TiO₂量換算得到的值。若TiO₂相對于焊絲總質量不足3.0質量％，則無法得到使電弧穩定的效果。另一方面，若TiO₂相對于焊絲總質量超過10.0質量％，則焊渣的量變多，容易在焊接部產生夾渣。因此，TiO₂相對于焊絲總質量優選為3.0質量％以上且10.0質量％以下。

(焊劑中的SiO₂：相對于焊絲總質量為0.1質量％以上且4.0質量％以下)

SiO₂通過調整焊渣的粘性而具有使被包性良好的效果。作為SiO₂源，包括硅灰石、長石及云母等。若SiO₂相對于焊絲總質量不足0.1質量％，則焊渣的被包性不充分，焊接操作性變差。另一方面，若SiO₂相對于焊絲總質量超過4.0質量％，則焊渣量變多，容易產生夾渣。因此，SiO₂相對于焊絲總質量優選為0.1質量％以上且4.0質量％以下。

(焊劑中的ZrO₂：相對于焊絲總質量為0.5質量％以上且2.0質量％以下)

ZrO₂為了通過提高焊渣的熔點而使立向姿勢下的焊接操作性良好而添加。作為ZrO₂源，包括鋯砂、鋯粉等。若ZrO₂相對于焊絲總質量不足0.5質量％，則焊渣的量不充分，焊渣的被包性變差。另一方面，若ZrO₂相對于焊絲總質量超過2.0質量％，則焊渣的量變多，容易在焊接部產生夾渣。因此，ZrO₂相對于焊絲總質量優選為0.5質量％以上且2.0質量％以下。

(焊劑中的金屬氟化物：相對于焊絲總質量以F換算計為0.01質量％以上且1.5質量％以下)

金屬氟化物具有使電弧穩定性提高、且使焊渣的流動性提高的效果。作為金屬氟化物源，包括LiF、NaF、KF、Na₃AlF₆、K₂SiF₆、K₂TiF₆等。若金屬氟化物相對于焊絲總質量以F換算計不足0.01質量％，則無法充分得到上述效果，電弧穩定性降低。另一方面，若金屬氟化物相對于焊絲總質量以F換算計超過1.5質量％，則焊渣的粘性降低，在立向姿勢下熔融池容易下垂。因此，金屬氟化物相對于焊絲總質量以F換算計優選為0.01質量％以上且1.5質量％以下。

(外皮)

另外，本發明的焊絲優選使上述外皮相對于該外皮總質量含有Ni：60質量％以上、Mo：8質量％以上且22質量％以下、Cr：1質量％以上且15質量％以下。

(外皮中的Ni：相對于外皮總質量為60質量％以上)

之所以使用Ni基合金作為外皮金屬是為了不損害焊接金屬的均一性以及為了不使焊劑填充過量而抑制從焊劑中添加合金。若外皮中的Ni含量不足60質量％，則必然會使Ni以外的成分變多，但是外皮中的Cr、Mo等使外皮的拉絲加工性降低，生產率降低。予以說明，若外皮中的Ni含量超過80質量％，則不得不將除Ni以外的成分全部添加到焊劑中，使得焊劑填充率(焊劑質量相對于焊絲總質量的比例)過量。若焊劑填充率過量，則在制造工序中難以進行焊絲的拉絲，使生產率降低。因此，外皮中的Ni含量優選抑制成相對于外皮總質量為80質量％以下。因此，外皮中的Ni含量優選相對于外皮總質量為60質量％以上，并且優選為80質量％以下。

(外皮中的Mo：相對于外皮總質量為8質量％以上且22質量％以下)

Mo具有確保焊接金屬的強度的效果。若外皮中的Mo含量相對于外皮總質量不足8質量％，則為了得到焊接金屬的強度而不得不從焊劑中添加Mo，使得焊劑填充率過量。另一方面，若外皮中的Mo含量相對于外皮總質量超過22質量％，則外皮的熱加工性降低，因此難以進行外皮的成形。因此，外皮中的Mo含量相對于外皮總質量優選為8質量％以上且22質量％以下。

(外皮中的Cr：相對于外皮總質量為1質量％以上且15質量％以下)

Cr具有使焊接金屬的耐腐蝕性及強度提高的效果。若外皮中的Cr含量相對于外皮總質量不足1質量％，則無法得到這些效果。另一方面，若外皮中的Cr含量相對于外皮總質量超過15質量％，則外皮的熱加工性降低，因此難以進行外皮的成形。因此，外皮中的Cr含量相對于外皮總質量優選為1質量％以上且15質量％以下。

(外皮的其他成分：Ti、Al、Mg)

作為外皮的其他成分，可列舉例如：Ti：在外皮中，相對于外皮總質量為0.002質量％以上且0.40質量％以下；Al：在外皮中，相對于外皮總質量為0.03質量％以上且0.40質量％以下；Mg：在外皮中，相對于外皮總質量為0.004質量％以上且0.025質量％以下。

外皮中的Ti、Al、Mg具有作為脫氧成分而使熔融金屬中的溶存氧量降低、抑制“C+O＝CO(氣體)”的反應、減少氣孔產生量的作用。在僅含有Ti、Al、Mg中的一種作為外皮的其他成分的情況下，若外皮中的Ti含量相對于外皮總質量不足0.002質量％、或者Al含量相對于外皮總質量不足0.03質量％、或者Mg含量相對于外皮總質量不足0.004質量％，則無法得到該效果。另一方面，若外皮中的Ti含量相對于外皮總質量超過0.40質量％、或者Al含量相對于外皮總質量超過0.40質量％、或者Mg含量相對于外皮總質量超過0.025質量％，則外皮的熱加工性降低，因此難以進行外皮的成形。因此，外皮中的Ti含量相對于外皮總質量優選為0.002質量％以上且0.40質量％以下，外皮中的Al含量相對于外皮總質量優選為0.03質量％以上且0.40質量％以下，外皮中的Mg含量相對于外皮總質量優選為0.004質量％以上且0.025質量％以下。

(外皮的其他成分：C)

外皮中的C作為不可避免的雜質存在。外皮中的C在焊接中變成CO氣體而成為氣孔產生的原因。為了回避此種情況，外皮中的C含量相對于外皮總質量優選為0.020質量％以下(包括0質量％)。

(外皮的其他成分：Si)

外皮中的Si作為不可避的雜質而存在。外皮中的Si在焊接時生成低熔點化合物，因此耐高溫裂紋性降低。為了回避此種情況，外皮中的Si含量相對于外皮總質量優選為0.15質量％以下(包括0質量％)。

(外皮中的其他成分：剩余部分)

剩余部分例如可以含有：Mn：相對于外皮總質量為4.0質量％以下、Fe：相對于外皮總質量為7.0質量％以下、W：相對于外皮總質量為4.0質量％以下(均包括0質量％)。但是，若外皮中的Mn含量相對于外皮總質量超過4.0質量％、或者W含量超過4.0質量％，則外皮的熱加工性降低，因此難以進行外皮的成形。另外，若外皮中的Fe含量超過7.0質量％，則耐高溫裂紋性降低。

另外，作為外皮中的其他成分，可列舉不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，除上述的C、Si外，可列舉例如P、S、Cu、Nb、V、N等。予以說明，P的允許含量為0.010質量％，S的允許含量為0.010質量％，Cu的允許含量為0.01質量％，Nb的允許含量為0.10質量％，V的允許含量為0.10質量％，N的允許含量為0.010質量％(均包括0質量％)。

在本發明的焊絲中，優選使相對于焊絲總質量的焊劑填充率為15質量％以上且30質量％以下，更優選為20質量％以上且25質量％以下。

本發明的焊絲由于具有以上說明的成分組成，因此在焊接時不易產生高溫裂紋，即使在曝露于高溫、多濕的環境下等而使焊接金屬中含有大量氫的情況下也能得到拉伸延展性良好的焊接金屬。

因此，本發明的焊絲在9％Ni鋼、各種高Ni合金等低溫用鋼的焊接時可以適合用于使用了Ar+CO₂混合氣體的氣體保護弧焊等。

實施例

以下，將滿足本發明的要件的實施例和不滿足本發明的要件的比較例進行比較，并對本發明的焊絲進行具體地說明。

使由表1所示組成的Ni基合金形成的厚0.4mm、寬9.0mm的帶彎曲，制作成圓筒狀的外皮(No.A、B)。在這些外皮內包含表2所示的焊劑成分(No.I、II)的焊劑，制作焊絲整體的組成為表3所示組成的Ni基合金藥芯焊絲(No.1～18)(焊劑填充率：20～25％)。將該焊絲拉絲加工成直徑1.2mm后，通過通電加熱使焊絲中所含的水分達到400ppm以下，將其作為供試焊絲。

表1

【表1】

【表2】

*1)金屬成分為Ni、Cr、Mo、Mn、W、Fe、Al、Cu。

【表3】

使用No.1～18的供試焊絲，進行[1]熔敷金屬的室溫拉伸試驗及[2]作為高溫裂紋試驗的FISCO裂紋試驗。

[1]熔敷金屬的室溫拉伸試驗

通過進行熔敷金屬的室溫拉伸試驗(JIS Z 3111：2005“熔敷金屬的拉伸及沖擊試驗方法”)，從而對熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率進行測定和判定。熔敷金屬的室溫拉伸試驗按照以下方式進行。

如圖2所示，在板厚20mm的SM490鋼板的坡口面以使坡口角度成為45°的方式形成斜面，將該坡口部用供試焊絲進行預堆邊焊(buttering)，形成預堆邊焊層2。之后，將經過預堆邊焊的母材1彼此按照根部間隙達到12mm的方式進行配置，在坡口窄的一側配置同樣對表面進行了預堆邊焊的墊板3(鋼材)。對該坡口依據JIS Z 3111：2005進行焊接，制作成熔敷金屬。而且，從制作成的熔敷金屬按照圖3所示的要領采集拉伸試驗4(JIS Z 3111：20 05的A1號)，進行了上述試驗。

上述焊接的條件為焊接電流200A、電壓29V、焊接速度300～400mm/min。予以說明，由于模擬焊絲過度吸濕、熔敷金屬中含有約10ppm氫的狀態，因此使用分別以8：2的體積比混合了98％Ar－2％H₂氣體和100％CO₂氣體的保護氣體。保護氣體的流量為25L/min。

就熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率的判定基準而言，在表示拉伸斷裂伸長率的數值(％)的同時，將40％以上設為◎(優良)，以35％以上且不足40％設為○(良)，將30％以上且不足35％設為Δ(無實用上的問題)，將不足30％設為×(不良)。熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率以◎及○為合格，以Δ及×為不合格。予以說明，Δ雖然在實用上完全沒有問題，但是由于本發明的目的為提高更高性能的制品，因此為不合格。

[2]高溫裂紋試驗

通過進行高溫裂紋試驗(JIS Z 3155：1993“C形夾具拘束對焊裂紋試驗方法”(Method of FISCO test))，從而評價了耐高溫裂紋性。高溫裂紋試驗按照以下方式來進行。

使用表4所示成分的母材(板厚20mm、寬125mm、長300mm)，如圖4所示，按照母材10的坡口角度達到60°的方式將斜面形成至板厚的一半。而且，按照母材10與母材10的間隔達到2mm的方式進行調整，依據JIS Z 3 155：1993進行試驗。關于焊接，使用供試焊絲，利用自動焊接機進行單焊道焊接，確認除起弧(日文原文：スタート)和弧坑外的焊接金屬部有無產生裂紋。

【表4】

予以說明，高溫裂紋試驗的焊接條件為：電流280A、電壓34V、焊接速度500mm/min，保護氣體使用80％Ar－20％CO₂，保護氣體的流量為25L/min。

關于高溫裂紋試驗的判定，將除起弧和弧坑外的焊接金屬部的總裂紋長度為0mm的情況設為◎(優良)，將超過0mm且不足1mm的情況設為○(良)，將1mm以上且不足3mm的情況設為Δ(在實用上沒有問題)，將3mm以上的情況設為×(不良)。耐高溫裂紋性以◎及○為合格，以Δ及×為不合格。予以說明，基于與上述同樣的理由，Δ在本發明中設為不合格。

將熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率的判定結果及耐高溫裂紋性的判定結果均為◎的情況設為綜合評價◎(優良)，將任意一方為○的情況設為綜合評價○(良)。另一方面，將熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率的判定結果及耐高溫裂紋性的判定結果中的至少一方為Δ或×的情況設為綜合評價×(不良)。

表5中示出熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率的判定結果、耐高溫裂紋性的判定結果及綜合評價。

另外，圖1中示出與所得的No.1～12、14～18的供試焊絲中的熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率的測定結果及耐高溫裂紋性的判定結果、和相對于焊絲總質量的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計有關的圖表。由圖1明確可知：若B換算量的合計(B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計)為0.030質量％以下，則即使在以上述高溫裂紋試驗的焊接條件(280A－34V－500mm/min.)下進行焊接的情況下也不產生高溫裂紋，若B換算量的合計超過0.030質量％，則產生高溫裂紋。

【表5】

如表5所示，滿足本發明的要件的No.1～6的供試焊絲在熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率及耐高溫裂紋性方面均為良好的結果，綜合評價為◎或○。尤其，就No.1～4的供試焊絲而言，由于相對于焊絲總質量的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計處于優選的范圍，因此熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率的判定結果及耐高溫裂紋性的判定結果均為◎，綜合評價也為◎。即，可以確認No.1～4的供試焊絲為更優選的形態。

另一方面，不滿足本發明的要件的No.7～18的供試焊絲的結果為：熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率的判定結果或耐高溫裂紋性的判定結果不良好。No.7～18的供試焊絲的総合評價均為×。

具體而言，就No.7～10的供試焊絲而言，由于相對于焊絲總質量的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計過低，因此熔敷金屬的拉伸斷裂伸長率降低。

就No.11～13的供試焊絲而言，由于相對于焊絲總質量的B化合物及B合金中的任意一者或兩者的B換算量的合計過高，因此耐高溫裂紋性降低。

就No.14的供試焊絲而言，由于相對于焊絲總質量的Al含量過高，因此耐高溫裂紋性未達到合格水平。

No.15的供試焊絲而言，由于相對于焊絲總質量的Ti含量過高，因此耐高溫裂紋性未達到合格水平。

No.16的供試焊絲而言，由于相對于焊絲總質量的Si含量及S含量均過高，因此耐高溫裂紋性未達到合格水平。

就No.17的供試焊絲而言，由于相對于焊絲總質量的C含量及P含量均過高，因此耐高溫裂紋性未達到合格水平。

就No.18的供試焊絲而言，由于相對于焊絲總質量的Nb含量過高，因此耐高溫裂紋性未達到合格水平。

以上，利用實施方式及實施例對本發明的焊絲進行了詳細地說明，但是本發明的主旨并不限定于這些內容，其權利范圍必須基于專利技術方案的范圍所述而廣義地解釋。予以說明，本發明的內容當然可以基于上述記載進行廣泛地改變、變更等。

符號說明

1、10 母材

2 預堆邊焊層

3 墊板

4 拉伸試驗片