焊接用实心焊丝的制作方法

专利名称：：焊接用实心焊丝的制作方法
技术领域：
：本发明涉及适合以9%镍钢为主的极低温用钢的焊接的铁基焊接用实心焊丝及其焊接金属。更详细地说，本发明涉及以极低温用钢为对象进行焊接时的、形成极低温特性优异的焊接接头部的极低温用钢焊接用共金系实心焊丝及其焊接金属。
背景技术：
：众所周知，9%镍钢是在直到_196°C以下的极低温下使用的高张力钢，是具有高的屈服应力和卓越的低温韧性的钢，作为极低温用钢广泛应用于LNG及液氮、液氮等的储藏罐或关联设备等。这样，9%镍钢具有优异的极低温韧性，为了活用该特长，当然对其焊接接头部也要求同程度的极低温特性。根据这种背景，迄今为止对极低温用钢的焊接技术进行了各种各样的研究，但从满足经济性和极低温特性两者的立场考虑，大多有不充分的方面。例如，认为只要用与极低温用钢类似的成分的焊丝(所谓共金系焊丝)焊接极低温用钢，就可以得到极低温特性优异的焊缝，但是现实的焊接法中，焊接后不能确保稳定的低温韧性。此外，极低温钢的焊接结构物在焊接结束后使其韧性恢复的热处理极其困难，所以与极低温用钢类似的成分的焊丝并不实用。因此，在进行极低温用钢的焊接的时候，大多主要使用高镍合金焊丝。但是，使用了高镍合金焊丝的焊缝，在焊接后在虽然_196°C以下也显示出优异的韧性，但抗拉强度、特别是0.2%屈服应力与9%镍钢(母材)相比是极低的。其结果是，作为70kg/mm2级高张力钢必须使用9%镍钢，因为焊接接头部的强度低，设计应力也不得不相应下降。为了确保其强度，必须使焊接结构物整体的板厚增大，这是不利的。因而，只要使用高镍合金焊丝，不能充分活用9%镍钢的高强度不可回避焊接结构物的板厚增加、高价的高镍合金焊丝的消耗量增大这样的双重经济负担。而且，在高镍合金的焊接中，除高温裂纹的问题随之而来以外，由于成分和作为母材的9%镍钢大不相同，还会产生热膨胀系数差带来的热疲劳的问题。根据以上的理由，尽管9%镍钢作为极低温用钢具备卓越的性能，但其应用范围明显地被限制，这是实情。关于前述的使用和9%镍钢母材类似成分的共金系焊丝的焊接技术，一直以来在实施用于提高焊接接头部的极低温特性的研究。例如日本国公开特许公报54-76452等中公开了如下方法，即着眼于该共金系焊丝的化学成分，特别是通过将焊丝中的镍、锰、硼、氧等的含量调节、限制在适当范围来改善前述的问题。但是该方法中，虽然报告了以JIS-Z-3111为标准的摆锤冲击试验的焊接接头部的低温韧性改善结果，但该结果是仅对整体的吸收能量进行了评价的结果，而没有致力于作为实际的大型焊接结构物，为确保安全性所必要的对龟裂发生的解决方法的研究。因而，就该方法而言，仅在吸收能量的评价中得到了满足其基准的充分的低温韧性，但关于进一步后述的反映现实的龟裂发生的乃龟裂发生强度(龟裂抑制强度)仍有改善的余地。另外，日本国公开特许公报53_1182412等中以提案对焊接施工进行研究来改善焊接接头部的低温韧性的方法。即，该文献中公开了以下方法，即在进行了多层堆焊后，将最终层的焊道冷却至150°C以下，接着用惰性气体对所述最终层的焊道表面进行保护，同时用来自非消耗电极的弧光使其再次熔融。该方法可得到坡口的中央部(下层部)被上层部焊接时的热循环适度地热处理的效果，所以下层不的低温韧性被提高，但在最终层不能期待该热处理效果，因此要通过将该最终层再次熔融加以热处理，使其低温韧性提高。但是该方法存在焊接施工中工数增加之类的问题。严格地讲，只是停留在焊接接头部的最终焊接层得到部分性的低温韧性的改善上。因而，该方法中自然而然地存在对于支配焊缝的特性的焊接金属整体的低温韧性提高，具有界限之类的问题。另外，该方法中也只是对和所述先行技术同样地通过简单的摆锤冲击试验或COD试验确认低温韧性的改善效果进行了确认，作为实际的大型焊接结构物，为确保其安全性所必要的对龟裂发生的解决方法还有改善的余地。另外，关于含镍钢的低温韧性改善，缩短含镍钢的共金焊接接头部的热处理的技术在日本国特许公报61-15925中已提案。在该文献中，通过碳化物形态的控制和焊接后的热处理来确保低温韧性。这时，其添加的理由不明但在实施例中使用添加了0.042%以上REM的焊丝。在该技术中，和前述的日本国特许公报53-118241同样地也需要焊接后的热处理，所以招致工数的增加或成本的增加。另外，因为有关焊丝成分的研究不充分，和所述先行技术同样，在该方法中，作为实际的大型焊接结构物，为确保安全性所必要的对龟裂发生的解决方法还有改善的余地。为了进一步提高以上述的9%镍钢为代表的极低温用钢的普及，本发明人等以使用如上所述在成本负担少等方面有利的共金系焊丝焊接极低温用钢为前提，以能够对其焊接接头部的特性付与和极低温用钢的母材同程度优越的极低温特性的焊接技术的确立为目标，着手其开发。而且，在该开发当中，对焊接接头部的极低温特性进行评价时，导入了在采用以前已指摘的共金系焊丝的现有技术中未公开的新且有益的评价的观点。迄今为止，焊接接头部的安全性多通过简单的摆锤冲击试验或CT0D试验来评价，但在焊接结构物上施加有外力(荷重)时，首先发生龟裂，之后龟裂开始传播，所以，用上述的简单的试验法来评价龟裂的发生、传播的实际形态实际上很困难。于是，本发明人等认为，对从附加外力时的龟裂发生的开始到结束的特性进行调查、确认，在实际的大型焊接结构物的极低温特性的评价中是重要且不可或缺的，具体地说，着眼于利用荷重-变位曲线能够分离摆锤冲击试验时的龟裂发生和传播过程的检测化摆锤冲击试验法。而且，本发明人等特别采用通过该试验能够把握的耐龟裂发生强度的值作为评价要素。由此，能够进行不仅比现有简单的摆锤冲击试验结果，而且比根据现实的大型脆性破坏强度更精确的极低温特性的评价。
发明内容本发明是基于这样的观点反复进行研究、探讨所完成的结果。本发明的课题在于提供在解决前述的现有问题、确保和极低温钢母材同程度的极低温特性的基础上，具有高的耐龟裂发生强度这样的、能够付与焊接接头部优异的极低温特性的共金系焊接用实心焊丝及其焊接金属。为了解决上述课题，本发明以以下的方法为特征。(1)一种焊接用实心焊丝，其为含有碳0.10质量％以下(不包括0%)、硅0.15质量％以下(不包括0%)、镍8.015.0质量％、锰0.100.80质量％、A1:0.1质量％以下(不包括0%)，氧在150ppm以下(包括0)，余量由Fe及不可避免的杂质构成的焊丝，其中，含有REM0.0050.040质量％。(2)如上述(1)所述的焊接用实心焊丝，其还含有钛0·10质量％以下(不包括0%)。(3)一种焊接用实心焊丝，其为含有碳0.10质量％以下(不包括0%)、硅0.15质量％以下(不包括0%)、镍8.015.0质量％、锰0.100.80质量％，氧在150ppm以下(包括0)，余量由Fe及不可避免的杂质构成的焊丝，其特征在于，含有铬4.0质量％以下(不包括0%)。(4)一种焊接金属，其用上述13中任一项所述的焊接用实心焊丝形成。根据本发明，能够提供在焊接以9%镍钢为代表的极低温用钢时，能够形成和母材大致同等的极低温特性的焊接接头部的改进型焊接实心焊丝。尤其是，利用本发明的焊接实心焊丝，可以得到在保持摆锤冲击试验的吸收能量高的充分的低温特性的基础上，特别是检测化摆锤冲击试验的耐龟裂发生强度的测定值具有非常高的水准的焊接接头部。由此，根据实际的大型焊接结构物的脆性破坏现象，能够形成具备优异的极低温特性的焊接接头部。而且，通过使用本发明这种共金系焊接实心焊丝，与高合金系焊丝相比，不仅焊丝本身的成本降低，而且可以一扫伴随焊接接头部的强度不足的母材钢的板厚增加引起的大的经济负担。进而，还可以解决同焊接接头部的耐热裂纹性的降低及热膨胀系数不同带来的热疲劳特性的劣化等品质上的问题，所以，能够促进用极低温用钢构成的焊接结构物的制作，而其能够显著地扩大具备卓越的特性的极低温用钢向各种用途的普及。图1是表示实施例的焊接坡口形状和焊接金属的多层堆焊的状态的示意图。图2是通过计装化摆锤冲击试验得到的荷重_变位曲线的模式图。具体实施例方式为了实现本发明的所述课题，本发明人等以共金系焊接实心焊丝为主对其化学成分进行了探讨，直至发现以下结果。采用前述的日本国特许公报54-76452中公开的镍、锰为基本成分，并且含有适当量的REM(稀土类元素)或铬，由此可以得到低温韧性和耐龟裂发生强度两特性均优异的焊缝。关于本发明的焊接实心焊丝的化学成分将在下文中进行详述。另外，以下将提到的、规定的化学成分以外的余量为铁以及不可避免的杂质。[1、碳0·10质量％以下(不包括0%)]关于碳，即使少量的碳，在提高抗拉强度方面也有效，但含大量的碳时就会使低温韧性显著降低，所以将其含量的上限设定为0.10质量％。[2、硅0·15质量％以下(不包括0%)]硅虽然对提高焊接作业性具有有效的作用，但是会使低温韧性恶化且显著提高低温裂纹感受性，所以将其含量的上限设定为0.15质量％。[3、镍8.015质量％]镍在确保和作为本发明焊丝的使用对象的极低温用钢(高镍钢)同样的低温韧性方面是重要的成分。镍的含量不足8.0质量％时，不能对焊缝付与充分的低温特性。而镍的含量超过15.0质量％时，焊缝的机械性强度过高，使得延展性极端降低，进而产生不稳定的残留奥氏体，由此在极低温下向马氏体变态而招致低温韧性的降低，所以不优选。因而，镍含量设定为8.015.0质量％。[4、锰0·100.80质量％]锰可以改善焊接作业性，并且作为脱氧剂或硫磺捕捉剂发挥卓越的效果，因此在本发明中仍是重要的基本成分。锰的含量不足0.10质量％时会产生焊接作业性显著降低之类的问题。而锰的含量超过0.80质量％时，容易产生稳定的残留奥氏体，和上述镍的场合同样，低温韧性受到损害。因而，锰的含量设定为0.100.80质量％。进一步优选锰的含量为0.100.50质量％[5、氧150ppm以下(含0)]在后述的含有REM及钛的情况下，要形成本发明希望的氧化物，氧是必须的。但是，焊接金属中过量地含有氧时，会招致个数密度的增大及凝聚、结合带来的粗大化，另外，在不含REM及钛的情况下，则会与作为基本成分的上述锰及不可避免的杂质发生反应使粗大的氧化物在晶粒界析出，有可能损害低温韧性。因而，焊接金属中的氧量抑制在IOOppm以下比较理想。因此，考虑前述锰或上述REM或钛等脱氧剂元素带来的焊接中的脱氧，应对焊丝中所含的氧量进行管理，使其为150ppm以下。因而，氧量的上限设定为150ppm。本发明的特征除上述基本成分以外，还含有REM或铬。下面，对添加REM、铬的理由详细地进行说明。[6-1、REM0.0050.040质量％]通常，大多数氧化物在晶粒界析出会显著地降低低温韧性，所以，不优选在焊接金属中形成许多大的氧化物。但是，只要和焊接金属中所含的微量的氧反应生成的氧化物是微小的，这样的氧化物就不会作为破坏起点起作用，与其为了在焊接凝固过程或凝固后作为抑制晶粒成长的束缚粒子发挥功能，不如对提高焊接金属整体的强度及韧性有效地发挥作用。为了通过使该微小的氧化物适量分散来提高焊接接头部的极低温特性，本发明人等考虑有益的氧化物的生成元素是否存在，研究、调查的结果确认REM是最合适的，从而，经过有意识地添加使焊丝中含有REM。另外，REM的氧化物和其他氧化物不同，以微细的原样分散着的状态被维持，因REM的氧化物和熔融铁合金的濡湿性较差，REM的氧化物即使在液相中生成，也难以凝聚结合，由此认为，其不会成长为以上的大的氧化物。另外，REM是稀土元素(RareEarthMetal)，是周期律表的LaLu的元素的总称。本发明中，这些元素都可以发挥同等的效果，所以，只要从REM中选择适宜元素并添加一种或多种元素即可。通过含有REM可以提高焊接接头部的极低温特性，但从后述的实施例表明，其含量必需维持在适当范围。REM的含量不足0.005质量％虽然对焊接接头部的低温韧性没有问题，但本发明注目的特性即焊接接头部的耐龟裂发生强度不足，因此不能充分确保本发明注目的极低温特性。而含有过量的REM时，即REM的含量超过0.040质量％时，低温韧性和耐龟裂发生强度都变差，仍然不能充分确保成为本发明目的的极低温特性。因而，REM的含量设定为0.0050.40质量％。另外，为了将焊缝的低温韧性以及耐龟裂发生强度两特性更有效地维持在高的状态，优选REM的含量为0.01质量％以上且0.035质量％以下。进一步优选REM的含量的上限为0.030质量％。另外，除含有上述REM以外，焊丝中同时还含有钛比较有效。上述的REM几乎没有显著的效果，但钛也是发挥同样的效果的元素，通过使焊丝同时含有钛和REM，可以进一步提高耐龟裂发生强度。这种情况下，优选钛的含量为0.10质量％以下。这是因为当钛添加量超过0.10质量时，假设REM的量适当，低温韧性和耐龟裂发生强度也都会变差。另外，为了充分发挥钛的添加效果，理想的是含有钛0.02质量％以上，优选0.03质量％以上。[6-2、铬4.0质量％以下(不含0%)]进行多层堆焊时，坡口的中央部即下层部利用上层部焊接时的热循环受到热处理效果，但这时，如果焊接后成为贝氏体或马氏体组织的初始组织逆变态为奥氏体，焊接金属的组织就容易变细。在如前所述的含有镍_锰的基本成分系中，铬具有使铁素体/奥氏体的变态温度降低的优异的作用。活用该铬的特意的性质将其作为必须成分使共金系焊丝中含有，则可以将焊接金属组织微细化，从而能够提高本发明注目的焊接接头部的耐龟裂发生强度。为了特别有效地提高该特性，优选将Cr的含量设定为1.0质量％以上。但是，该铬超过4.0质量％而过量地含有时，往往会促进残留奥氏体的生成，低温韧性本身也会降低，得不到本发明注目的极低温特性。因而，焊丝中铬含量的上限设定为4.0质量％。[7、其他成分]作为其他成分，可以使焊丝中含有铝0.1质量％以下(不含0%)。铝作为脱氧剂发挥功能，为了在气泡等焊接缺陷的防止方面有效地发挥作用，优选使焊丝中含有铝，但过量地含有时会显著损害耐裂纹性。因而，含有铝的情况下，将其上限设定为0.1质量％。另外，作为还应留意的成分，可举出硼。硼的含量只要在0.003质量％以下就可允许。该硼在使用如上所述的成分的焊丝时，是在极低温下确保优异的低温韧性方面极其有害的杂质。硼的含量超过0.003质量％时，高温裂纹感受性增大，除此之外，淬火性增力口、低温韧性急剧降低。即使是硼以外的所述成分在适当范围内含有的场合，只要硼含量没满足上述条件，就不能确保高温裂纹和低温韧性。因此，硼含量基本为0比较理想。但是，通常，硼是作为杂质混入焊丝原料的主要物即电解铁等铁系原料中的，该原料中的硼的含量在杂质最少的电解铁中有时甚至超过0.02%。在这样大量的硼混入原料中的情况下，即使采用真空脱气法等高清洁溶解法进行处理，也不可能将硼完全除去。从这种事情考虑，为了将硼的上述不利影响抑制在最小限而充分维持极低温特性，含有硼的情况下，优选将其上限设定为0.003质量％。以上提到并规定的化学成分以外的余量，如前所述为铁以及不可避免的杂质，作为不可避免的杂质，例如可举出P、S。但是，作为使用本发明的共金系焊丝的极低温用钢的焊接法，从要将焊接后在其焊接接头部形成的焊接金属中的氧量保持在IOOppm以下的必要性出发，李向东是采用适合这种要求的焊接方法。即，理想的是采用例如TIG焊接法及以惰性气体为主作为保护气体的MIG焊接法(等离子体MIG焊接法或同轴多层焊工艺等)。另外，作为使用本发明的共金系焊丝被焊接的极低温用钢，不仅限于以前例示的9%镍钢，为以5.5%镍钢及3.5%镍钢这样的含镍3.59.5%的镍钢为首的各种极低温用钢，对这些镍钢同样奏效。实施例<实施例1(添加REM的实施例)>使用表1所示的化学成分(0=氧以外质量％、余量铁)的9%镍钢母材(板厚16mm)，实施图1所示的形状的坡口加工。接着，使用表2所示的化学成分(0=氧以外质量％、余量铁及不可避免的杂质)的焊丝，按照表3所示的条件A、B进行TIG焊接。另外，使用带自动弧光控制装置的全自动TIG焊接装置，焊接姿势为向下进行焊接。[表1]<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>焊接结束后，用JIS-Z_3112、4号的摆锤冲击试验片，在_196°C的温度下进行检测化摆锤冲击试验(使用JTTOHSIINC.制300J检测化冲击试验机型式CAI-300D)，评价各试验片的极低温特性。另外，实施检测化摆锤冲击试验时，可以得到如图2所示，表示用冲击刀刃给予试验片的荷重和冲击刀刃与试验片接触后的变位的关系的荷重-变位曲线。通过该试验法，不仅可测定通常得到的吸收能量，而且利用荷重-变位曲线可测定最大荷重(曲线的峰上的荷重的值)。该最大荷重相当于从冲击试验开始(荷重-变位都为0的点)到冲击试验时的龟裂发生需要的荷重，该值越大，意味着龟裂发生需要的强度及耐龟裂发生强度越高。另外，在评价当中，在焊接条件A、B任一条件下，吸收能量(vE_196)都将100J设定为基准值，耐龟裂发生强度(最大荷重)都将25000N设定为基准值。将这些试验结果示于表4。表4中，冲击试验结果一栏记录吸收能量(vE_196)和耐龟裂发生强度(最大荷重)，并且，它们的值为上述基准值以上时，在其测定值的数字右端附加〇；不足基准值时，在其测定值的数字右端附加X。而且，在评价一栏记录各焊接条件A、B的每一条件下的吸收能量和耐龟裂发生强度，并且为上述基准值以上时为合格，记入〇；不足基准值时为不合格，记入X。还记录在焊接条件A、B任一条件下的吸收能量和耐龟裂发生强度，并且为上述基准值以上的测定值时，将相应的焊丝作为最终合格，并在综合评价一栏记入〇。另外，焊接条件A、B双方或任一方为不足基准值的测定值时，将相应的焊丝作为最终不合格，并在综合评价一栏记入X。[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>表4的试验No.1114、19、20是焊丝的化学成分满足本发明的范围的实施例，可以看出，在焊接条件A、B任一条件下，vE_196都超过作为基准值的100J，显示出充分的低温特性。另外，冲击试验时的最大荷重也大辅超过作为基准值的25000N，具有高的耐龟裂发生强度(龟裂抑制强度)。因而，与这些试验No.1114、19、20相应的焊丝似.6、7及10，其综合评价最终全部为合格。另外，焊丝No.6及10是与前述的本发明(1)对应的实施例，焊丝No.7是与前述的本发明(2)对应的实施例另一方面，表4的试验No.110及No.1518都是焊丝的化学成分未满足本发明的范围的比较例，对于与这些试验No相应的焊丝No.15及89，作为最终的综合评价都为不合格的例，分别由如下的问题。即判明关于试验No.1及2，因未含REM，虽然低温特性超过基准值而具有充分的特性，但是耐龟裂发生强度低于基准值。另外可知，关于试验No.3及4，虽然含有Ti但未含REM，所以和试验No.1及2—样，低温特性充分但耐龟裂发生强度未达到基准值。关于试验No.5及6，和试验No.3及4一样，是虽然含有Ti但未含REM的例子，但因其含Ti为0.03%左右，在焊接条件A(试验No.5)下，低温特性、耐龟裂发生强度都达到本发明的基准值。但是，它们在焊接条件B(试验No.6)下，耐龟裂发生强度在基准值以上，而低温特性未达到基准值，因此，作为综合评价，与这些试验No相应的焊丝No.3为不合格。可以看出，试验No.7及8因含有大量的Ti，低温特性、耐龟裂发生强度的任一项都低于基准值。另外，试验No.9及10的结果是，REM的含量比本发明的下限少，低温韧性为基准值以上但耐龟裂发生强度比基准值低。此外可知，试验No.1518，REM含量过多时低温特性、耐龟裂发生强度都低于基准值。<实施例2(添加铬的实施例)>使用表5所示的化学成分(O=氧以外质量％、余量铁)的9%镍钢母材(板厚16mm)，和实施例1同样地实施图1所示的形状的坡口加工。接着，使用表6所示的化学成分(ο=氧以外质量％、余量铁)的焊丝，和实施例1同样地按照表3所示的条件A、B进行TIG焊接。另外，使用带自动弧光控制装置的全自动TIG焊接装置，焊接姿势为向下进行焊接。[表5]<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>焊接结束后，和实施例1同样地，用JIS-Z_3112、4号的摆锤冲击试验片，在_196°C的温度下进行检测化摆锤冲击试验(使用JTTOHSIINC.制300J检测化冲击试验机型式CAI-300D)，评价各试验片的极低温特性。另外，也和实施例1同样地根据荷重-变位曲线测定最大荷重(曲线的峰上的荷重的值)。另外，在评价当中，和实施例同样地，在焊接条件A、B任一条件下，吸收能量(vE_196)都将100J设定为基准值，耐龟裂发生强度(最大荷重)都将25000N设定为基准值。将它们的试验结果示于表7。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>由表7所示的结果可知，可以如下进行考察。试验No.3、4是焊丝的化学成分满足本发明的范围的实施例，vE_196超过作为基准值的100J，显示除充分的低温韧性，并且，冲击试验时的最大荷重也大幅超过作为基准值的25000N，具有高的耐龟裂发生强度(龟裂抑制强度)。而试验No.1、2、58都是焊丝的化学成分没有满足本发明的范围的比较例，分别具有如下的问题。即判明试验No.1及2，虽然低温韧性超过基准值具有充分的特性，但是因不含Cr，耐龟裂发生强度大大低于基准值。另外，关于试验No.5、6，虽然耐龟裂发生强度达到基准值，且焊接条件A下的低温韧性也达到基准值，但Cr的含量稍稍超过本发明的范围的上限，对于焊接条件B下的低温韧性，其低温韧性下降到基准值以下。关于试验No.7、8，因Cr的含量大大超过本发明的范围的上限，低温特性进一步降低，不论焊接条件(线能的多少)怎样都低于基准值。以上的实施例还可证实，通过将本发明的共金系焊接实心焊丝应用于极低温用钢的焊接，对于焊接后的焊缝，能够付与其即使在-196°C的极低温下也具有充分的低温韧性，且耐龟裂发生强度高的优异的极低温特性，本发明产生的有利的效果是显而易见的。如以上所述，详细地并参照特定的实施方式对本发明进行了说明，但不脱离本发明的精神和范围，可以加以各种变形及修正，这对本领域研究人员来说是不言而喻的。本申请是基于2007年10月5日申请的日本专利申请(特愿2007-262452),2007年10月5日申请的日本专利申请(特愿2007-262453)的申请，其内容在此作为参照被导入。权利要求一种焊接用实心焊丝，其特征在于，含有碳0.10质量％以下但不包括0％、硅0.15质量％以下但不包括0％、镍8.0～15.0质量％、锰0.10～0.80质量％、Al0.1质量％以下但不包括0％，氧在150ppm以下且包括0，余量是Fe及不可避免的杂质，其中，含有REM0.005～0.040质量％。2.如权利要求1所述的焊接用实心焊丝，其特征在于，还含有钛0.10质量％以下但不包括0%。3.一种焊接用实心焊丝，其特征在于，含有碳0.10质量％以下但不包括0%、硅0.15质量％以下但不包括0%、镍8.015.0质量％、锰0.100.80质量％，氧在150ppm以下且包括0，余量是Fe及不可避免的杂质，其中，含有铬4.0质量％以下但不包括0%。4.一种焊接金属，其特征在于，用权利要求13中任一项所述的焊接用实心焊丝形成。全文摘要本发明以提供除确保和极低温钢母材同程度的低温韧性以外，还具有高的耐龟裂发生强度这样的、可形成具备优异的极低温特性的焊缝的共金系焊接用实心焊丝及其焊接金属为课题。本发明的焊接用实心焊丝是含有碳0.10质量％以下(不包括0％)、硅0.15质量％以下(不包括0％)、镍8.0～15.0质量％、锰0.10～0.80质量％、Al0.1质量％以下(不包括0％)，氧在150ppm以下(不包括0)的铁基焊丝，其特征在于，含有REM0.005～0.040质量％，还含有铬4.0质量％以下(不包括0％)。文档编号B23K35/30GK101808774SQ200880109619公开日2010年8月18日申请日期2008年10月2日优先权日2007年10月5日发明者中西浩二郎,冈崎喜臣,名古秀德,末永和之,武田裕之申请人:株式会社神户制钢所