Ni基合金药芯焊丝的制作方法

本发明涉及在9％Ni钢及各种高Ni合金等的焊接中使用的Ni基合金药芯焊丝。

背景技术：

在LNG(Liquefied Natural Gas)储藏用罐等中使用低温韧性优异的9％Ni钢的厚钢板，在该9％Ni钢的焊接中使用低温韧性优异的Ni基合金焊接材料。对Ni基合金焊接材料要求在焊接后不经过热处理而在保持焊接后的状态具备较高的低温韧性。

在像Ni基合金焊接材料那样的特殊焊接材料中大多进行被覆电弧焊、TIG(Tungsten Inert Gas)焊接，但是，为了能够期待更高的作业效率，近年来，大多进行使用了Ni基合金药芯焊丝的气体保护弧焊。

基于此种状况，公开了大量与Ni基合金药芯焊丝有关的发明。例如，在专利文献1中公开了限定金属外皮中的C量、且添加规定量脱氧成分的Ni基合金药芯焊丝。根据专利文献1，记载了上述Ni基合金药芯焊丝能够防止焊接金属的凝固裂纹、且使焊接操作中的电弧稳定，因此能够得到优异的耐高温裂纹性及焊接操作性。

予以说明，在本说明书中“焊接金属”是指在实施焊接时在焊接中熔融了熔敷金属与熔融母材并凝固而成的金属。另外，在本说明书中“熔敷金属”是指从在焊接中所附加的金属材料即焊接填充材料(焊丝)转移到焊接部的金属。

另外，在专利文献2、3中公开了将焊丝整体的组成或焊丝整体及外皮的组成限定为规定范围的Ni基合金药芯焊丝。根据专利文献2，记载了上述Ni基合金药芯焊丝能够成为耐高温裂纹性及焊接操作性优异的焊丝。另外，根据专利文献3，记载了上述Ni基合金药芯焊丝可以得到耐裂纹性优异的焊接金属，并且可以更进一步提高焊接操作性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2015－085366号公报

专利文献2：日本特开2005－59077号公报

专利文献3：日本特开平9－314382号公报

技术实现要素：

发明要解决的技术问题

在Ni基合金焊接材料中存在如下问题：焊接金属中所含的微量的氢会使室温下的焊接金属的机械性质、尤其拉伸断裂伸长率降低。

焊接材料如果长期保管在高温、多湿的环境下，则焊接材料本身吸湿，该焊接材料中所含的水分在焊接时转移到焊接金属中、或者在母材中残留水分等的情况也同样。

由于以上原因有时会形成缺乏拉伸延展性(拉伸断裂伸长率)的焊接金属。

然而，上述专利文献1～3中记载的发明均不能改善因焊接金属中含有大量氢所致的拉伸延展性不足。

另外，Ni基合金完全为奥氏体组织，因此存在高温裂纹敏感性高、耐高温裂纹性差的倾向。因此，对于Ni基合金药芯焊丝要求而言，在焊接时不易产生高温裂纹、即耐高温裂纹性优异。

本发明鉴于上述状况完成，其目的在于提供在焊接时不易产生高温裂纹、即使在焊接金属含有大量氢的情况下也能得到拉伸延展性良好的焊接金属的Ni基合金药芯焊丝。

用于解决技术问题的手段

用于解决上述技术问题的本发明的Ni基合金药芯焊丝为焊剂内包于外皮中的Ni基合金药芯焊丝，焊丝整体的组成相对于焊丝总质量为，Ni：50质量％以上且70质量％以下、Cr：1质量％以上且15质量％以下、Mo：10质量％以上且20质量％以下、Mn：1.5质量％以上且5.5质量％以下、W：1.5质量％以上且5.0质量％以下、Fe：2.0质量％以上且8.0质量％以下、Al：0.01质量％以上且0.40质量％以下、B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计：0.005质量％以上且0.030质量％以下、C：0.050质量％以下、Si：0.15质量％以下、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ti：0.20质量％以下、Nb：0.03质量％以下。

这样，本发明的Ni基合金药芯焊丝相对于焊丝总质量含有规定量的B，因此即使在被曝露于高温、多湿的环境而使焊接后的焊接金属中含有大量氢的情况下也能得到拉伸延展性良好的(拉伸断裂伸长率良好的)焊接金属。另外，本发明的Ni基合金药芯焊丝由于限定相对于焊丝总质量的C、Si、P、S、Ti、Nb等的含量并且使Al的含量为规定的范围，因此可以抑制耐高温裂纹性的降低。

本发明的Ni基合金药芯焊丝优选使上述焊剂相对于焊丝总质量含有TiO₂：3.0质量％以上且10.0质量％以下、SiO₂：0.1质量％以上且4.0质量％以下、ZrO₂：0.5质量％以上且2.0质量％以下、金属氟化物：以F换算计为0.01质量％以上且1.5质量％以下。

这样，本发明的Ni基合金药芯焊丝由于相对于焊丝总质量分别含有规定量的TiO₂及金属氟化物，因此可以提高电弧稳定性。另外，本发明的Ni基合金药芯焊丝由于相对于焊丝总质量分别含有规定量的SiO₂及ZrO₂，因此可以提高焊接操作性。

本发明的Ni基合金药芯焊丝优选使上述外皮相对于该外皮总质量含有Ni：60质量％以上、Mo：8质量％以上且22质量％以下、Cr：1质量％以上且15质量％以下。

这样，本发明的Ni基合金药芯焊丝由于相对于外皮总质量含有规定量的Ni，因此能够保持焊接金属的均一性。另外，本发明的Ni基合金药芯焊丝由于相对于外皮总质量含有规定量的Mo，因此可以确保焊接金属的强度。进而，本发明的Ni基合金药芯焊丝由于相对于外皮总质量含有规定量的Cr，因此可以提高焊接金属的耐腐蚀性及强度。

发明效果

本发明的Ni基合金药芯焊丝在9％Ni钢或Ni基合金的焊接中，在焊接时不易产生高温裂纹，即使在焊接金属含有大量氢的情况下也能得到拉伸延展性良好的焊接金属。

附图说明

图1为表示相对于焊丝总质量的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计(图1中标记为“B换算量的合计”)、熔敷金属的拉伸断裂伸长率及在规定的焊接条件下是否产生高温裂纹的关系的图表。予以说明，横轴为B换算量的合计(质量％)，纵轴为熔敷金属的拉伸断裂伸长率(％)。规定的焊接条件为电流280A、电压34V、焊接速度500mm/min(图1中标记为“280V－34V－500mm/min.”)。

图2为表示进行用于采集熔敷金属的室温拉伸试验片的焊接的坡口形状的剖视图。

图3为表示在熔敷金属的室温拉伸试验中使用的拉伸试验片的采集位置的剖视图。

图4为表示在高温裂纹试验中进行焊接的被焊接材料的构成的剖视图。

具体实施方式

以下，对本发明的Ni基合金药芯焊丝(以下，有时简称为“焊丝”。)的实施方式进行详细地说明。

本发明的焊丝为焊剂内包于外皮中的Ni基合金药芯焊丝。予以说明，后文将对外皮进行详细叙述，该外皮由Ni基合金形成。Ni基合金是指主成分(含量最多的成分)为Ni的合金。本发明的焊丝例如可以通过拉丝加工而成为直径1.2mm(实际直径包含公称直径的误差范围)，但是并不限定于此，只要是作为Ni基合金药芯焊丝而采用的焊丝径，则任意的直径均可适合使用。

就本发明的焊丝而言，焊丝整体的组成相对于焊丝总质量含有Ni：50质量％以上且70质量％以下、Cr：1质量％以上且15质量％以下、Mo：10质量％以上且20质量％以下、Mn：1.5质量％以上且5.5质量％以下、W：1.5质量％以上且5.0质量％以下、Fe：2.0质量％以上且8.0质量％以下、Al：0.01质量％以上且0.40质量％以下、B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计：0.005质量％以上且0.030质量％以下。

另外，就本发明的焊丝而言，焊丝整体的组成相对于焊丝总质量，C：0.050质量％以下、Si：0.15质量％以下、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ti：0.20质量％以下、Nb：0.03质量％以下。

以下，对焊丝的成分及组成进行说明。

(焊丝整体中的Ni：相对于焊丝总质量为50质量％以上且70质量％以下)

Ni与各种金属合金化而对焊接金属赋予优异的机械性能及耐腐蚀性。但是，若焊丝中的Ni含量相对于焊丝总质量不足50质量％，则无法得到焊接金属的优异的机械性能及耐腐蚀性。另一方面，若焊丝中的Ni含量相对于焊丝总质量超过70质量％，则其他合金元素的含量变得不充分，无法确保机械性能。因此，Ni含量相对于焊丝总质量为50质量％以上且70质量％以下。予以说明，作为本发明的焊丝中的Ni源，包括形成外皮的Ni基合金、焊剂中可能含有的(具有包含的可能性)金属Ni、Ni－Mo合金等，在本发明中，它们的含量换算为Ni所得的值被规定为Ni含量。

(焊丝整体中的Cr：相对于焊丝总质量为1质量％以上且15质量％以下)

Cr具有使焊接金属的耐腐蚀性及强度提高的效果。但是，若焊丝中的Cr含量相对于焊丝总质量不足1质量％，则无法得到该效果。另一方面，若焊丝中的Cr含量相对于焊丝总质量超过15质量％，则耐高温裂纹性降低。因此，Cr含量相对于焊丝总质量为1质量％以上且15质量％以下。予以说明，作为本发明的焊丝中的Cr源，包括形成外皮的Ni基合金、焊剂中可能含有的金属Cr、Fe－Cr合金等，在本发明中，它们的含量换算为Cr所得的值被规定为Cr含量。

(焊丝整体中的Mo：相对于焊丝总质量为10质量％以上且20质量％以下)

Mo具有使焊接金属的耐腐蚀性及强度提高的效果。但是，若焊丝中的Mo含量相对于焊丝总质量不足10质量％，则无法确保焊接金属的耐腐蚀性及强度。另一方面，若焊丝中的Mo含量相对于焊丝总质量超过20质量％，则耐高温裂纹性降低。因此，Mo含量相对于焊丝总质量为10质量％以上且20质量％以下。予以说明，作为本发明的焊丝中的Mo源，包括形成外皮的Ni基合金、焊剂中可能含有的金属Mo、Fe－Mo合金等，在本发明中，它们的含量换算为Mo所得的值被规定为Mo含量。

(焊丝整体中的Mn：相对于焊丝总质量为1.5质量％以上且5.5质量％以下)

Mn与Ni形成低熔点化合物而与使耐高温裂纹性降低的S结合，具有使S无害化的效果。但是，若焊丝中的Mn含量相对于焊丝总质量不足1.5质量％，则无法得到使S无害化的效果。另一方面，若焊丝中的Mn含量相对于焊丝总质量超过5.5质量％，则熔渣剥离性降低。因此，Mn含量相对于焊丝总质量为1.5质量％以上且5.5质量％以下。予以说明，作为本发明的焊丝中的Mn源，包括形成外皮的Ni基合金、焊剂中可能含有的金属Mn、Fe－Mn合金等，在本发明中，它们的含量换算为Mn所得的值被规定为Mn含量。

(焊丝整体中的W：相对于焊丝总质量为1.5质量％以上且5.0质量％以下)

W是使焊接金属的强度提高的成分。但是，若焊丝中的W含量相对于焊丝总质量不足1.5质量％，则不能确保焊接金属的强度。另一方面，若焊丝中的W含量相对于焊丝总质量超过5.0质量％，则耐高温裂纹性降低。因此，W含量相对于焊丝总质量为1.5质量％以上且5.0质量％以下。予以说明，作为本发明的焊丝中的W源，包括形成外皮的Ni基合金、焊剂中可能含有的金属W、Fe－W合金等，在本发明中，它们的含量换算为W所得的值被规定为W含量。

(焊丝整体中的Fe：相对于焊丝总质量为2.0质量％以上且8.0质量％以下)

Fe是确保焊接金属的延展性的成分。若焊丝中的Fe含量相对于焊丝总质量不足2.0质量％，则不能确保焊接金属的延展性。另一方面，若焊丝中的Fe含量相对于焊丝总质量超过8.0质量％，则耐高温裂纹性降低。因此，Fe含量相对于焊丝总量为2.0质量％以上且8.0质量％以下。予以说明，作为本发明的焊丝中的Fe源，包括形成外皮的Ni基合金、焊剂中可能含有的金属Fe、Fe－Mn合金、Fe－Cr合金、Fe－Mo合金及Fe－Ti合金等，在本发明中，它们的含量换算为Fe所得的值被规定为Fe含量。

(焊丝整体中的Al：相对于焊丝总质量为0.01质量％以上且0.40质量％以下)

焊丝中所含的Al具有作为脱氧成分而使熔融金属中的溶存氧量降低、抑制“C+O＝CO(气体)”的反应、使气孔发生量减少的作用，但是若过量地添加，则使耐高温裂纹性变差。如后文所述，本发明为主动添加B的药芯焊丝，但是在主动添加B的情况下，存在焊丝的高温裂纹性降低的倾向。在本发明中发现：通过使此种焊丝中的Al含量相对于焊丝总质量为0.01质量％以上且0.40质量％以下，从而可以确保焊接金属的耐高温裂纹性。因此，Al含量相对于焊丝总质量为0.01质量％以上且0.40质量％以下。予以说明，作为本发明的焊丝中的Al源，包括形成外皮的Ni基合金、焊剂中可能含有的金属Al、Fe－Al合金等，在本发明中，它们的含量换算为Al所得的值被规定为Al含量。但是，该Al含量为来自溶解于硫酸的金属Al及Al合金的Al的含量，不包括来自不溶解于硫酸的Al₂O₃等氧化物的Al。

(焊丝整体中的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计：相对于焊丝总质量为0.005质量％以上且0.030质量％以下)

在本发明中，主动添加B，即主动添加B化合物及B合金中的至少一者。以往，B与P、S、Bi同样为导致高温裂纹的成分。尤其，在利用Ni基合金药芯焊丝的焊接中，由于与被覆电弧焊相比而以高电流·高速进行焊接，因此需要对高温裂纹特别注意，为了得到健全的焊接金属，常常需要抑制B。

然而，本发明人进行深入研究，从而发现即使主动添加B高温裂纹性也不会降低的化学组成(参照图1)，并且发现即使被曝露在高温、多湿的环境而使焊接金属含有大量氢的情况下也能得到良好的拉伸断裂伸长率的范围。

予以说明，图1为表示相对于焊丝总质量的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计、熔敷金属的拉伸断裂伸长率及在规定的焊接条件下是否产生高温裂纹的关系的图表。予以说明，横轴为B换算量的合计(质量％)，纵轴为熔敷金属的拉伸断裂伸长率(％)。在[实施例]的项目中对图1进行详细叙述。

若焊丝中的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计相对于焊丝总质量不足0.005质量％，则在焊接金属含有大量氢时，产生焊接金属的拉伸断裂伸长率的降低。另外，若焊丝中的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计相对于焊丝总质量超过0.030质量％，则容易产生高温裂纹。因此，B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计相对于焊丝总质量为0.005质量％以上且0.030质量％以下。予以说明，就焊丝中的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计而言，从得到更高的焊接金属的拉伸断裂伸长率的观点出发，相对于焊丝总质量优选为0.010质量％以上，从得到更高的高温裂纹性的观点出发，优选为0.020质量％以下。予以说明，作为B化合物，可列举B₂O₃等氧化物，作为B合金，可列举Fe－B合金等。B化合物及B合金可以添加到焊剂中。

(焊丝整体中的C：相对于焊丝总质量为0.050质量％以下)

C是在焊丝中存在的不可避免的杂质。若焊丝中的C含量相对于焊丝总质量超过0.050质量％，则耐高温裂纹性降低。因此，C含量被限定成相对于焊丝总质量为0.050质量％以下(包括0质量％)。予以说明，作为本发明的焊丝中的C源，可列举在形成外皮的Ni基合金中、焊剂中可能含有的合金中及焊渣形成剂中所含的不可避免的杂质的C，将它们的总量规定为C含量。

(焊丝整体中的Si：相对于焊丝总质量为0.15质量％以下)

Si是在焊丝中存在的不可避免的杂质。若焊丝中的Si含量相对于焊丝总质量超过0.15质量％，则耐高温裂纹性降低。因此，Si含量被限定成相对于焊丝总质量为0.15质量％以下(包括0质量％)。予以说明，本发明的焊丝中的Si含量为来自溶解于盐酸及硝酸的金属Si及Si合金的Si的含量，不包括来自不溶解于酸的SiO₂等氧化物的Si。

(焊丝整体中的P：相对于焊丝总质量为0.015质量％以下)(焊丝整体中的S：相对于焊丝总质量为0.010质量％以下)

P及S是在焊丝中存在的不可避免的杂质。若焊丝中的P含量相对于焊丝总质量超过0.015质量％、和/或、S含量相对于焊丝总质量超过0.010质量％，则在晶界中生成这些元素与Ni的低熔点化合物，因此耐高温裂纹性降低。因此，P含量被限定成相对于焊丝总质量为0.015质量％以下(包括0质量％)，S含量被限定成相对于焊丝总质量为0.010质量％以下(包括0质量％)。

(焊丝整体中的Ti：相对于焊丝总质量为0.20质量％以下)

焊丝中所含的Ti与Al同样具有作为脱氧成分而使熔融金属中的溶存氧量降低、抑制“C+O＝CO(气体)”的反应、减少气孔产生量的作用，若过量地添加，则使耐高温裂纹性变差。如上所述，本发明为主动添加B的药芯焊丝，但是在主动添加B的情况下，存在焊丝的高温裂纹性降低的倾向。在本发明中通过如上述那样添加规定量的Al，从而确保耐高温裂纹性，若在含有Al的同时含有规定量的Ti，则能够更可靠地确保焊接金属的耐高温裂纹性。然而，若如上述那样过量地添加Ti，则耐高温裂纹性变差，因此，为了防止此种情况，Ti含量被限定成相对于焊丝总质量为0.20质量％以下(包括0质量％)。予以说明，作为本发明的焊丝中的Ti源，包括形成外皮的Ni基合金、焊剂中可能含有的金属Ti、Fe－Ti合金等，在本发明中，它们的含量换算为Ti所得的值被规定为Ti含量。但是，该Ti含量为来自溶解于硫酸的金属Ti及Ti合金的Ti的含量，不包括来自不溶解于硫酸的TiO₂等氧化物的Ti。

(焊丝整体中的Nb：相对于焊丝总质量为0.03质量％以下)

Nb是在焊丝中存在的不可避免的杂质。若焊丝中的Nb含量相对于焊丝总质量超过0.03质量％，则与Ni化合而生成低熔点化合物，因此耐高温裂纹性降低。因此，Nb含量被限定成相对于焊丝总质量为0.03质量％以下(包括0质量％)。

予以说明，作为焊剂的剩余部分，可列举例如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，也可以按照满足相对于焊丝总质量的规定范围的方式从焊剂进行添加。作为添加形态，Ni、Cr、Mo、Mn、W、Fe、Al、Cu可以以各自的金属粉的形式添加，另外也可以以铁合金(Fe－合金)的形式添加。C、Si、P、S、Nb在焊剂中为杂质。

(焊剂的优选形态)

本发明的焊丝优选相对于上述的焊剂焊丝总质量含有TiO₂：3.0质量％以上且10.0质量％以下、SiO₂：0.1质量％以上且4.0质量％以下、ZrO₂：0.5质量％以上且2.0质量％以下、金属氟化物：以F换算计为0.01质量％以上1.5质量％以下。

(焊剂中的TiO₂：相对于焊丝总质量为3.0质量％以上且10.0质量％以下)

TiO₂为了提高电弧稳定性而添加。作为TiO₂源，包括金红石、钛铁矿等，在本发明中，将它们规定为以TiO₂量换算得到的值。若TiO₂相对于焊丝总质量不足3.0质量％，则无法得到使电弧稳定的效果。另一方面，若TiO₂相对于焊丝总质量超过10.0质量％，则焊渣的量变多，容易在焊接部产生夹渣。因此，TiO₂相对于焊丝总质量优选为3.0质量％以上且10.0质量％以下。

(焊剂中的SiO₂：相对于焊丝总质量为0.1质量％以上且4.0质量％以下)

SiO₂通过调整焊渣的粘性而具有使被包性良好的效果。作为SiO₂源，包括硅灰石、长石及云母等。若SiO₂相对于焊丝总质量不足0.1质量％，则焊渣的被包性不充分，焊接操作性变差。另一方面，若SiO₂相对于焊丝总质量超过4.0质量％，则焊渣量变多，容易产生夹渣。因此，SiO₂相对于焊丝总质量优选为0.1质量％以上且4.0质量％以下。

(焊剂中的ZrO₂：相对于焊丝总质量为0.5质量％以上且2.0质量％以下)

ZrO₂为了通过提高焊渣的熔点而使立向姿势下的焊接操作性良好而添加。作为ZrO₂源，包括锆砂、锆粉等。若ZrO₂相对于焊丝总质量不足0.5质量％，则焊渣的量不充分，焊渣的被包性变差。另一方面，若ZrO₂相对于焊丝总质量超过2.0质量％，则焊渣的量变多，容易在焊接部产生夹渣。因此，ZrO₂相对于焊丝总质量优选为0.5质量％以上且2.0质量％以下。

(焊剂中的金属氟化物：相对于焊丝总质量以F换算计为0.01质量％以上且1.5质量％以下)

金属氟化物具有使电弧稳定性提高、且使焊渣的流动性提高的效果。作为金属氟化物源，包括LiF、NaF、KF、Na₃AlF₆、K₂SiF₆、K₂TiF₆等。若金属氟化物相对于焊丝总质量以F换算计不足0.01质量％，则无法充分得到上述效果，电弧稳定性降低。另一方面，若金属氟化物相对于焊丝总质量以F换算计超过1.5质量％，则焊渣的粘性降低，在立向姿势下熔融池容易下垂。因此，金属氟化物相对于焊丝总质量以F换算计优选为0.01质量％以上且1.5质量％以下。

(外皮)

另外，本发明的焊丝优选使上述外皮相对于该外皮总质量含有Ni：60质量％以上、Mo：8质量％以上且22质量％以下、Cr：1质量％以上且15质量％以下。

(外皮中的Ni：相对于外皮总质量为60质量％以上)

之所以使用Ni基合金作为外皮金属是为了不损害焊接金属的均一性以及为了不使焊剂填充过量而抑制从焊剂中添加合金。若外皮中的Ni含量不足60质量％，则必然会使Ni以外的成分变多，但是外皮中的Cr、Mo等使外皮的拉丝加工性降低，生产率降低。予以说明，若外皮中的Ni含量超过80质量％，则不得不将除Ni以外的成分全部添加到焊剂中，使得焊剂填充率(焊剂质量相对于焊丝总质量的比例)过量。若焊剂填充率过量，则在制造工序中难以进行焊丝的拉丝，使生产率降低。因此，外皮中的Ni含量优选抑制成相对于外皮总质量为80质量％以下。因此，外皮中的Ni含量优选相对于外皮总质量为60质量％以上，并且优选为80质量％以下。

(外皮中的Mo：相对于外皮总质量为8质量％以上且22质量％以下)

Mo具有确保焊接金属的强度的效果。若外皮中的Mo含量相对于外皮总质量不足8质量％，则为了得到焊接金属的强度而不得不从焊剂中添加Mo，使得焊剂填充率过量。另一方面，若外皮中的Mo含量相对于外皮总质量超过22质量％，则外皮的热加工性降低，因此难以进行外皮的成形。因此，外皮中的Mo含量相对于外皮总质量优选为8质量％以上且22质量％以下。

(外皮中的Cr：相对于外皮总质量为1质量％以上且15质量％以下)

Cr具有使焊接金属的耐腐蚀性及强度提高的效果。若外皮中的Cr含量相对于外皮总质量不足1质量％，则无法得到这些效果。另一方面，若外皮中的Cr含量相对于外皮总质量超过15质量％，则外皮的热加工性降低，因此难以进行外皮的成形。因此，外皮中的Cr含量相对于外皮总质量优选为1质量％以上且15质量％以下。

(外皮的其他成分：Ti、Al、Mg)

作为外皮的其他成分，可列举例如：Ti：在外皮中，相对于外皮总质量为0.002质量％以上且0.40质量％以下；Al：在外皮中，相对于外皮总质量为0.03质量％以上且0.40质量％以下；Mg：在外皮中，相对于外皮总质量为0.004质量％以上且0.025质量％以下。

外皮中的Ti、Al、Mg具有作为脱氧成分而使熔融金属中的溶存氧量降低、抑制“C+O＝CO(气体)”的反应、减少气孔产生量的作用。在仅含有Ti、Al、Mg中的一种作为外皮的其他成分的情况下，若外皮中的Ti含量相对于外皮总质量不足0.002质量％、或者Al含量相对于外皮总质量不足0.03质量％、或者Mg含量相对于外皮总质量不足0.004质量％，则无法得到该效果。另一方面，若外皮中的Ti含量相对于外皮总质量超过0.40质量％、或者Al含量相对于外皮总质量超过0.40质量％、或者Mg含量相对于外皮总质量超过0.025质量％，则外皮的热加工性降低，因此难以进行外皮的成形。因此，外皮中的Ti含量相对于外皮总质量优选为0.002质量％以上且0.40质量％以下，外皮中的Al含量相对于外皮总质量优选为0.03质量％以上且0.40质量％以下，外皮中的Mg含量相对于外皮总质量优选为0.004质量％以上且0.025质量％以下。

(外皮的其他成分：C)

外皮中的C作为不可避免的杂质存在。外皮中的C在焊接中变成CO气体而成为气孔产生的原因。为了回避此种情况，外皮中的C含量相对于外皮总质量优选为0.020质量％以下(包括0质量％)。

(外皮的其他成分：Si)

外皮中的Si作为不可避的杂质而存在。外皮中的Si在焊接时生成低熔点化合物，因此耐高温裂纹性降低。为了回避此种情况，外皮中的Si含量相对于外皮总质量优选为0.15质量％以下(包括0质量％)。

(外皮中的其他成分：剩余部分)

剩余部分例如可以含有：Mn：相对于外皮总质量为4.0质量％以下、Fe：相对于外皮总质量为7.0质量％以下、W：相对于外皮总质量为4.0质量％以下(均包括0质量％)。但是，若外皮中的Mn含量相对于外皮总质量超过4.0质量％、或者W含量超过4.0质量％，则外皮的热加工性降低，因此难以进行外皮的成形。另外，若外皮中的Fe含量超过7.0质量％，则耐高温裂纹性降低。

另外，作为外皮中的其他成分，可列举不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，除上述的C、Si外，可列举例如P、S、Cu、Nb、V、N等。予以说明，P的允许含量为0.010质量％，S的允许含量为0.010质量％，Cu的允许含量为0.01质量％，Nb的允许含量为0.10质量％，V的允许含量为0.10质量％，N的允许含量为0.010质量％(均包括0质量％)。

在本发明的焊丝中，优选使相对于焊丝总质量的焊剂填充率为15质量％以上且30质量％以下，更优选为20质量％以上且25质量％以下。

本发明的焊丝由于具有以上说明的成分组成，因此在焊接时不易产生高温裂纹，即使在曝露于高温、多湿的环境下等而使焊接金属中含有大量氢的情况下也能得到拉伸延展性良好的焊接金属。

因此，本发明的焊丝在9％Ni钢、各种高Ni合金等低温用钢的焊接时可以适合用于使用了Ar+CO₂混合气体的气体保护弧焊等。

实施例

以下，将满足本发明的要件的实施例和不满足本发明的要件的比较例进行比较，并对本发明的焊丝进行具体地说明。

使由表1所示组成的Ni基合金形成的厚0.4mm、宽9.0mm的带弯曲，制作成圆筒状的外皮(No.A、B)。在这些外皮内包含表2所示的焊剂成分(No.I、II)的焊剂，制作焊丝整体的组成为表3所示组成的Ni基合金药芯焊丝(No.1～18)(焊剂填充率：20～25％)。将该焊丝拉丝加工成直径1.2mm后，通过通电加热使焊丝中所含的水分达到400ppm以下，将其作为供试焊丝。

表1

【表1】

【表2】

*1)金属成分为Ni、Cr、Mo、Mn、W、Fe、Al、Cu。

【表3】

使用No.1～18的供试焊丝，进行[1]熔敷金属的室温拉伸试验及[2]作为高温裂纹试验的FISCO裂纹试验。

[1]熔敷金属的室温拉伸试验

通过进行熔敷金属的室温拉伸试验(JIS Z 3111：2005“熔敷金属的拉伸及冲击试验方法”)，从而对熔敷金属的拉伸断裂伸长率进行测定和判定。熔敷金属的室温拉伸试验按照以下方式进行。

如图2所示，在板厚20mm的SM490钢板的坡口面以使坡口角度成为45°的方式形成斜面，将该坡口部用供试焊丝进行预堆边焊(buttering)，形成预堆边焊层2。之后，将经过预堆边焊的母材1彼此按照根部间隙达到12mm的方式进行配置，在坡口窄的一侧配置同样对表面进行了预堆边焊的垫板3(钢材)。对该坡口依据JIS Z 3111：2005进行焊接，制作成熔敷金属。而且，从制作成的熔敷金属按照图3所示的要领采集拉伸试验4(JIS Z 3111：20 05的A1号)，进行了上述试验。

上述焊接的条件为焊接电流200A、电压29V、焊接速度300～400mm/min。予以说明，由于模拟焊丝过度吸湿、熔敷金属中含有约10ppm氢的状态，因此使用分别以8：2的体积比混合了98％Ar－2％H₂气体和100％CO₂气体的保护气体。保护气体的流量为25L/min。

就熔敷金属的拉伸断裂伸长率的判定基准而言，在表示拉伸断裂伸长率的数值(％)的同时，将40％以上设为◎(优良)，以35％以上且不足40％设为○(良)，将30％以上且不足35％设为Δ(无实用上的问题)，将不足30％设为×(不良)。熔敷金属的拉伸断裂伸长率以◎及○为合格，以Δ及×为不合格。予以说明，Δ虽然在实用上完全没有问题，但是由于本发明的目的为提高更高性能的制品，因此为不合格。

[2]高温裂纹试验

通过进行高温裂纹试验(JIS Z 3155：1993“C形夹具拘束对焊裂纹试验方法”(Method of FISCO test))，从而评价了耐高温裂纹性。高温裂纹试验按照以下方式来进行。

使用表4所示成分的母材(板厚20mm、宽125mm、长300mm)，如图4所示，按照母材10的坡口角度达到60°的方式将斜面形成至板厚的一半。而且，按照母材10与母材10的间隔达到2mm的方式进行调整，依据JIS Z 3 155：1993进行试验。关于焊接，使用供试焊丝，利用自动焊接机进行单焊道焊接，确认除起弧(日文原文：スタート)和弧坑外的焊接金属部有无产生裂纹。

【表4】

予以说明，高温裂纹试验的焊接条件为：电流280A、电压34V、焊接速度500mm/min，保护气体使用80％Ar－20％CO₂，保护气体的流量为25L/min。

关于高温裂纹试验的判定，将除起弧和弧坑外的焊接金属部的总裂纹长度为0mm的情况设为◎(优良)，将超过0mm且不足1mm的情况设为○(良)，将1mm以上且不足3mm的情况设为Δ(在实用上没有问题)，将3mm以上的情况设为×(不良)。耐高温裂纹性以◎及○为合格，以Δ及×为不合格。予以说明，基于与上述同样的理由，Δ在本发明中设为不合格。

将熔敷金属的拉伸断裂伸长率的判定结果及耐高温裂纹性的判定结果均为◎的情况设为综合评价◎(优良)，将任意一方为○的情况设为综合评价○(良)。另一方面，将熔敷金属的拉伸断裂伸长率的判定结果及耐高温裂纹性的判定结果中的至少一方为Δ或×的情况设为综合评价×(不良)。

表5中示出熔敷金属的拉伸断裂伸长率的判定结果、耐高温裂纹性的判定结果及综合评价。

另外，图1中示出与所得的No.1～12、14～18的供试焊丝中的熔敷金属的拉伸断裂伸长率的测定结果及耐高温裂纹性的判定结果、和相对于焊丝总质量的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计有关的图表。由图1明确可知：若B换算量的合计(B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计)为0.030质量％以下，则即使在以上述高温裂纹试验的焊接条件(280A－34V－500mm/min.)下进行焊接的情况下也不产生高温裂纹，若B换算量的合计超过0.030质量％，则产生高温裂纹。

【表5】

如表5所示，满足本发明的要件的No.1～6的供试焊丝在熔敷金属的拉伸断裂伸长率及耐高温裂纹性方面均为良好的结果，综合评价为◎或○。尤其，就No.1～4的供试焊丝而言，由于相对于焊丝总质量的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计处于优选的范围，因此熔敷金属的拉伸断裂伸长率的判定结果及耐高温裂纹性的判定结果均为◎，综合评价也为◎。即，可以确认No.1～4的供试焊丝为更优选的形态。

另一方面，不满足本发明的要件的No.7～18的供试焊丝的结果为：熔敷金属的拉伸断裂伸长率的判定结果或耐高温裂纹性的判定结果不良好。No.7～18的供试焊丝的総合评价均为×。

具体而言，就No.7～10的供试焊丝而言，由于相对于焊丝总质量的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计过低，因此熔敷金属的拉伸断裂伸长率降低。

就No.11～13的供试焊丝而言，由于相对于焊丝总质量的B化合物及B合金中的任意一者或两者的B换算量的合计过高，因此耐高温裂纹性降低。

就No.14的供试焊丝而言，由于相对于焊丝总质量的Al含量过高，因此耐高温裂纹性未达到合格水平。

No.15的供试焊丝而言，由于相对于焊丝总质量的Ti含量过高，因此耐高温裂纹性未达到合格水平。

No.16的供试焊丝而言，由于相对于焊丝总质量的Si含量及S含量均过高，因此耐高温裂纹性未达到合格水平。

就No.17的供试焊丝而言，由于相对于焊丝总质量的C含量及P含量均过高，因此耐高温裂纹性未达到合格水平。

就No.18的供试焊丝而言，由于相对于焊丝总质量的Nb含量过高，因此耐高温裂纹性未达到合格水平。

以上，利用实施方式及实施例对本发明的焊丝进行了详细地说明，但是本发明的主旨并不限定于这些内容，其权利范围必须基于专利技术方案的范围所述而广义地解释。予以说明，本发明的内容当然可以基于上述记载进行广泛地改变、变更等。

符号说明

1、10 母材

2 预堆边焊层

3 垫板

4 拉伸试验片