JPS599272B2 - 溶加材 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、ニッケルを基材とした溶接材料に関し、より
詳しくは不活性ガスシールドアーク溶接のためのニッケ
ル−クロム−鉄溶加材に関する。

米国特許第３８１７７４７号明細書に記載されたニッケ
ルを基材とした合金は、エチレン製造用に設計された炉
に見られるような厳しい炭化条件を含む高められた温度
での用途に特に適する。このような合金は、約０．０５
〜約０．１５％の炭素、約２８〜約３５％のクロム、約
１０〜約２２％の鉄、約２．５〜約６％のアルミニウム
、約２％までのケイ素、約０．０５〜約０．８％のチタ
ン及び本質的にニッケルである残部を含む。以下、この
合金を母材合金と呼ぶ。このような合金は、優れた高温
での強さ、耐炭化性及び耐酸化性に加えて、高度の溶接
性を有することが不可欠である。

溶接性の試験では母材合金がある程度まで溶接される能
力を示すものの、一致した組成の溶加材、すなわち母材
合金から製した溶加材で作製したｌ／２インチ（１．３
Ｃ７ＴＬ）の厚さの溶接部において、溶接溶着金属が亀
裂を受け易いことが見られた。上記の耐炭化性という用
語は、いわゆる浸炭反応に対する抵抗性という意味で本
明細書中に用いられる。

鉄を含有する合金では、鉄と炭素含有物質との反応で生
成した浸炭層が切欠き（ノッチ）強度を低下させる。例
えはメタンのような炭化水素を含有する大気中では、そ
の合金の表面に浸炭層の生成が起こりうるので、前述の
エチレン製造炉などに使用される合金については、その
現象が問題となる。すなわち、合金表面の炭素含有量が
多くなればなる程、その表面の延性が低下し、また、特
に衝撃荷重を受けたときの塑性曲げ変形に対する抵抗性
が悪化する。従つて、そのような合金を溶加材として使
用した場合、その溶加材が上述のような状態で表面が浸
炭層となつたときに、延性が低下した表面から亀裂が発
生し、内部の母材までそれが伝播する現象が起こりうる
。ゆえに、上記合金表面へ炭素が浸透しにくい程、上述
の望ましくない現象が起こり難い。本明細書中の耐炭化
性は、上述のような、炭素の浸透及びそれに起因する延
性低下に対する抵抗性を意味するものである。母材合金
の予想される用途では、極めて良好な溶接性が望ましく
、そして厳しく制限された部分で完全に亀裂を生じず、
かつ優れた高められた温度での強さ、耐炭化性及び耐酸
化性をも有する溶接部が必要とされている。

亀裂を生じない溶接部は多くの商業的溶加材とともに母
材合金で作ることができるが、形成される溶接溶着金属
は、所望の高温での強さ、耐炭化性及び耐酸化性を示さ
ない０特定な溶加材組成物の使用により、完全に亀裂を
生じない接合が厳しく制限された部分を含む母材合金中
に作られることを見いだした。

このような厳しく制限された溶接部は、母材合金が示す
ものに等しい高温での強さ、耐炭化性および耐酸化性を
有する。溶加材はステンレス鋼及びその他のニツケルを
基材とした合金のような異なる材料中に完全な厳しく制
限された溶接部を設けることにも有用であり、さらにこ
れらの異なる金属に母材合金を接合するのに用いてもよ
い。本発明の目的は、種々の合金、特に上記の母材合金
に対応するもの、例えば３１％のクロム、１７％の鉄、
３％のアルミニウムを含むニツケル基材合金を不活性ガ
スシールドアーク溶接するのに適した溶加材を提供する
ことにある。

本発明の第二の目的は、高温での特別な強さ、耐炭化性
及び耐酸化性を有する溶加材を提供することにある。

本発明の第三の目的は、母材合金を異なる金属へ接合し
得る不活性ガスシールドアーク溶接の溶加材を提供する
ことにある。

一般に、本発明は特に不活性ガスシールドアーク溶接に
適する合金を目的としたものであり、この合金は本質的
に（重量で）約２８〜約３５％のクロム、約１３〜約１
８％の鉄、約２．８〜約４．２％アルミニウム、約０．
１〜約３．８％のマンガン、約０．２％までのケイ素、
約０．３〜約０．８％のチタン、約０．０４一約０．１
５％の炭素、及び残部は本質的にニツケルからなる。

溶接性及び高温での特性の好ましい組合せを得るため、
溶加金属は約３１〜約３４％のクロム、約１５〜約１７
％の鉄、約３，０〜約４．０％のアルミニウム、約０．
２〜約１．０％のマンガン、約０．１％までのケイ素、
約０．３〜約０．８％までのチタン、約０．０６〜約０
．１０％までの炭素、約０．０３％までの酸素、約０．
０２％までの窒素及び残部は本質的にニツケルを含むべ
きである。

本発明の溶加材で作られた溶接溶着金属は、溶接したま
まの状態で二相の粗粒の微細構造を特徴的に有する。

溶接溶着金属は、粒子の境界および粒子内に均一に分散
したクロムに富むアルフアプライム（Ａｌｐｈａ−Ｐｒ
ｉｍｅ）（体心立方）の第二相を伴つたオーステナイト
（面心立方）地を有する。種々の溶接後の熱処理が本発
明の範囲内にあると考えられるが、適度な耐炭化性及び
高温での適当な強さを得るには、このような溶着された
ままの構造は溶接後の熱処理を必要としない。

本発明を実施するに際し、必要な応カー破断寿命及び耐
炭化性を得るために２８％を超すクロム含有量、好まし
くは３１％を超すクロム含有量を用いることが好ましい
。

実質的に３５％以上、又は３４％のクロム含有量は過剰
量のアルフアープライム相を形成する恐れがあり、そし
て溶加材の高度及び常温加工性の低下を招き得る。約２
２％以上の鉄含有量は溶接部の亀裂を起しす恐れがあり
、一方約１０％以下の量では溶加合金の価格を不必要に
高くする。

高い耐炭化性を得るには、溶加材が最低約１３％、又は
約１５％の鉄を含むことが有利であり、そして最大量は
約１８％、好ましくは約１７％とすべきである。上記の
狭い組成の範囲内では、２０００′Ｆ（１０９３℃）の
試験で応力破断の最高値が得られる。溶加材中のアルミ
ニウムの最低量は、所望の耐炭化性によつＣ主に定まる
。

低いクロム量を含む合金中で高い゛γルミニウム量を与
えることが有利であり、そしζ逆に所望の耐炭化性の水
準を得るにはアルミニウムの少ないヒートはクロム含有
量を高くすべきである。上記のヒートとは、炉からでる
１回分の金属のことをいう。一般に、最大の耐炭化性に
対してアルミニウム２８％又は３％の最少量が選ばれる
。アルミニウム量の増加が耐炭化性を改良するので、溶
加材中に大量のアルミニウムを存在させることが有利で
あるが、首尾よく高温及び常温加工されるように４．２
％を上限として、好ましくは４％以十でなくこの合金中
に含まれるべきである。厳しい規制のある条件下で母材
合金を接合するための溶加材中でマンガンは不可欠であ
る。

約０．２％以下のケイ素を含む合金中０．２％又は０．
１％程度の少量のマンガンの存在は、溶接溶着金属の亀
裂が全くない厚型材の厚さの溶接接合部を与える。過剰
量のマンガン、例えば５％は鋳造インゴツトを最初に荒
延べする間に高温加工性を困難にする恐れがあるので、
マンガン量の上限は３．８％と決定された。さらに、こ
のような高いマンガン量を含む溶加線材で作製した溶接
部は、所望のものより低い応力破断寿命を有する。

母材合金に等しい応力破断特性を得るには、溶加材のマ
ンガン含有量を１％に制限することが好ましい。ケイ素
は母材合金中約２（ｆｌ）まで、好ましくは約１％まで
含まれ得る。

ケイ素は耐炭化性、耐酸化性および耐硫化性を高めると
考えられるが、この成分は母材合金の溶接性に悪影響を
与える。この成分の存在を制限することにより、マンガ
ンの存在下に優れた溶接性を有する溶加材を与えること
が可能である。溶接溶着金属の亀裂を防ぐために、溶加
材のケイ素含有量は約０．２％以下、又は約０．１％以
下とすべきである。このような溶加材で作製した溶接溶
着金属の低いケイ素含有量は、クリープ破断強さ、又は
耐炭化性、もしくは耐酸化性に対する逆効果を全く与え
ない。予想される溶加材のヒートの製造には、チタン０
．５％の標準的添加量が用いられた。

０．５％のチタンの添加の実行から逸脱すると、高温加
工中にビレツトの激しい端部亀裂を生じる。

十分な高温加工特性について、約０．３％の最低チタン
含有量及び約０．８％の最高含有量が必要とされる。合
金は最低０．０４％の炭素、好ましくは０．０６％の炭
素を含んで、溶接溶着金属中に適度の応力破断寿命が得
られるようにすべきである。炭素の上限は約０．１５％
、好ましくは０．１０％であると考えられる。その理由
は、この量を超えて炭素を含む合金は高温及び常温加工
中に亀裂を受け易いからである。同様に、高い炭素分、
すなわち０．２５％を含む合金中には溶接部の中心に激
しい亀裂が見られた。本発明を実施する際、溶加物中で
極めて低い酸素及び窒素含有量、例えば約０．０３％以
下の酸素及び約０．０２％以下の窒素を与える真空又は
その他の適当な溶融法を用いることが好まし，い。

著しい窒素添加量（０．０８％）を含む母材合金のヒー
トについての簡単な溶接性の試験では、屈曲試験中に激
しい熱に冒された亀裂帯が示された。このような性状は
非真空下で溶融されたヒートで亀裂を受け易いことを示
している。この理由から、酸素及び窒素量をそれぞれ約
０．０６％以下に保つような方法をとるべきである。合
金の残部は一般に約３８〜約５６％の範囲にある量のニ
ツケルからなる。

この成分は、合金中に含まれる他の元素と組合されてマ
トリツクスに対し，てオーステナイト（面心立方）構造
、ならびにその他の有利な物理的および冶金学特性を与
える役割を果す。当業者には明らかなように、ニツケル
分に対して用いられる「残部」又は「残部は本質的に」
なる用語は、合金の基本的特性に悪影響を与えることの
ない程度の少量で存在する、通常含まれる付随的成分、
例えば脱酸及び清浄化成分のようなその他の成分、なら
びに通常はそれらと結合している不純物の存在を除外す
るものではない。

この関連において、不純物には・一般に各々０．０１％
を超えないホウ素及びジルコニウム、ならびに通常各各
０．０２％を超えることが許されない硫黄及びリンが含
まれる。付随的成分の例には、コバルト、ニオブ、銅及
びモリブデンがあり、これらは本合金中に少量、例えば
好ましくは各々約０．５％以上でなく存在し得る。しか
し、クロム、ニツケル、鉄、アルミニウム、マンガン、
及びチタン以外の成分の合計量は約２．５％を超えるべ
きではない。当業者が本発明をよりよく理解するように
以下の例を示す。溶加材のヒートは、４８Ｋｆの仕込原
料を真空誘導溶融することによつて製造した。

マグネシアを内張りしたルツボ内にニツケルおよび鉄を
仕込み、そして溶融するまで加熱した。次いで、クロム
、少量のマンガン及びケイ素を加え、そして約２８５０
〜２９００′Ｆ（１５８５〜１５９３℃）の範囲の温度
で３０分間真空下に溶融仕込み原料を保つた。炭素は高
炭素分クロムの形で加えた。炉室は１／２気圧の圧力ま
でアルゴンを逆充填し、そして必要な場合は第二のマン
ガンの添加、続いてアルミニウム及びチタンの添加を行
つた。ヒートは２７５０〜２８８０′Ｆ（１５１０〜１
５３８℃）で５インチ（１２．７ＣｆｆＬ）平方の鋳鉄
インゴツト用型に注いだ。冷却後、インゴツトを型から
はずし、そして四面から１／８インチ（３．２ｍｍ）の
金属層を除くことによつて清浄化した。

これらを２２００′Ｆ（１２０４℃）で４時間の間均熱
し、熱間圧延しで３インチ（７．６？）平方のビレツト
にし、そして半分に切断した。さらに２２００′Ｆ（１
２０４′Ｆ）で約１時間の均熱処理に続いて、ビレツト
を熱間圧延して５／８インチ（１．６（１−JモV１）平
方の棒及び厚さ１−インチ（２．８ＣｒｆＬ）、巾４イ
ンチ（１０．２ｃ！ｎ）の板にした。５／８インチ（１
．６Ｃｒ！Ｌ）の棒は２２００′Ｆ（１２０４℃）で１
時間の間焼鈍しし、続いて水冷した。

次いで、棒を冷間圧延し、そして２２０００Ｆ（１２０
４℃）での３回の中間焼鈍、しを用いて直径０．１４イ
ンチ（３．６ｕｕ）の線材にスエージ加工又は絞り加工
した。次に、線材をくせ取りし、そして溶接棒として使
用するために直径１／８インチ（３．２ｍｍ）まで心な
し研削した。粗い粒子に付随して破断寿命を高めるため
に、厚さ１−インチ（２．８ＣｆＬ）の板を２３００′
Ｆ（１２６０℃）で１時間の間焼鈍しした。

ての板を２つの側面上で向い合わせ、そして板の厚さを
１インチ（２．５ｃｍ）に縮めた。板の一方の端に単一
のＵ字溝を設けた。このＵ字溝は、半径１／４インチ（
約６．４ｍ７７！）を有する３／３２インチ（２．４龍
）の谷の面に対して１５）の斜角で交つている。この方
法で作製し、かつ溶加線材の変形試験と同じ組成を有す
る板を本明細書記載の溶接試験に用いた。表１に示す予
想される溶加組成物の溶接性は、手動によるガス式タン
グステン−アーク溶接法を用いて厚さ１インチ（２．５
ｃ！ＲＬ）の接合部について調べた。

溶接条件は下記の通りであつた：２４ボルト、２２０ア
ンペア、そして手動速度約２−イ）
） ２ンチ（６，４
ｃｎＬ）／分。これらの溶接にはアル７゛ンシールドガ
スを用い、そして非消耗性タングステン電極は直径１／
８インチ（３．２ｍｍ）であつた。厚さ３インチ（］７
．６？）の鋳鉄製定盤に圧締めすることにより、厚さ１
インチ（２，５ｃＴｎ）、ｉ］３インチ（７．６ｃＴｎ
；｝、長さ４インチ（１０．２ｃｒｆＬ）の接合部を押
えた。これらの条件は母材板、従つて溶接溶着金属上に
厳しい制限を加えた。完成された溶接部を放射線透過法
で調べ、巾１／２インチ（６．３？）及び３／８インチ
（０．９５ｃｍ）の横断切片に切断し、研削し、ゴムで
接着した研磨砥石で磨き、レピト剤でエツチングし、そ
して１０倍の倍率で亀裂を顕微鏡で調べた。

さらに、溶接部の品質の試験として、各溶接部からの厚
さ３／８インチ（０．９５龍）の切片を直径１−インチ
（３．８ｃｍ）のピンの囲りで１８０゜曲げ、そして倍
率１０倍で再び調べた。表２の溶接部番号１〜６は合金
番号１〜６を用いて作製した。

本発明の合金の組成の範囲内にある組成を有する溶加材
を用いて作製したこれらのすべての接合部は、放射線透
過試験で欠陥がなかつた。横断切片及び１８０゜屈曲試
１験試料の倍率１０倍での顕微鏡観察でも、溶接部およ
び熱を受けた帯域の亀裂はなかつた。これらの結果は、
本発明の溶加金属の優れた溶接性を証明するものである
。表２中の異種溶接部番号７及び８は、溶加合金番号４
、このヒートからの母材板の片材及び鋳造ステンレス鋼
ＨＫ−４０（１）又は鍛造１ＮＣ０Ｌ０Ｙ合金８００（
２）を用いて作製した。

〔（１）ＨＫ−４０は、公称上２６％のＣｒ、２０％の
Ｎｌｌ２％のＭｎｌ２Ｃ！Ｉ）のＳｌｌＯ．４％のＣ、
残部のＮｉを含む合金に対するアロイ・キヤステイング
・インステイチユートの名称である。

（２）ＩＮＣＯＬＯＹは、ジ・インターナシヨナル・ニ
ツケル社の商品名である。合金８００は公称上３２％の
Ｎｉ、２１％のＣｒｌ残部のＦｅを含む。〕これらの異
種溶接に選んだ２種の合金は、エチレン用炉に最近用い
られている代表的合金である。両方の溶接部とも放射線
透過的に完全であつた。研磨し、エツチングした横断切
片の顕微鏡観察では、溶接部及び熱を受けた帯域の亀裂
はなかつた。屈曲試験では、ＩＮＣＯＬＯＹ合金８００
に対する異種接合に溶接部および熱を受けた帯域の亀裂
が全くなかつた。ＨＫ−４０鋳物の屈曲試験中に第二の
接合部が、溶接溶着金属及び熱を受けた帯域から離れた
部分で破断した。これらの接合部は、本発明の溶加材に
よる異種接合部の作製が可能であることを示している。
表１に示した合金Ａは代表的な母材合金の組成である。

表２中の厚さ１インチ（２．５Ｃ！ＲＬ）の溶接部第９
を一致した組成の溶加線材に試みると、一部分当り１．
９の亀裂のある受容れ難い数の亀裂が横断溶接部に見ら
れ、そして１８０゜屈曲試験では一部分当り平均４．５
の亀裂が見られた。これらの結果は、厳しい制限が加え
られた条件下での母材合金の溶接には特定の溶加材が必
要であることを示している。表１中の合金Ｂは、母材合
金に対して少量のマンガン添加量（０．２４％）および
通常量のケイ素（０．３４（ｆｌ））を含む合金を示す
。

この溶接部の放射線透過試験では溶接溶着金属中に亀裂
を示さなかつたものの、横断切片の試験では一部分当り
平均３．６の亀裂が現われ、受容れ難い数の亀裂が生じ
た。厚さ３／３インチ（９．５關）の切片の屈曲試験も
、一部分当り平均７．０の亀裂を示して受容れられなか
つた。十分なマンガン（０．３４％）及び極くわずかに
過剰のケイ素（０．２２（Ｆ６）を含む合金Ｃ（表２の
第１１）は、横断切片中で一部分当り０．３の亀裂を含
み、そして屈曲試験では一部分当り３．０の亀裂を含ん
でいた。後者の結果は第１０の溶接部に見られるものよ
りも若干良好であり、高いマンガン含有量及び低いケイ
素含有量の有利な面を示しているが、この挙動は本発明
の範囲内の組成を有する溶加物で作製した溶接部につい
て先に述べたものに同等ではなかつた。公称上５％のマ
ンガン及び０．１％のケイ素を含む表１の合金Ｄは、本
発明の溶加材の組成範囲に入らなかつた。

このインゴツトは熱間圧延中に破断してしまい、従つて
適度な熱間加工性を与えるためには本発明の溶加材のマ
ンガン含有量を制限する必要があることを示している。
表３に示す通り、溶接部番号１〜６について２０００′
Ｆ（１０９３℃）、２５００，２０００及び１５００ｐ
ｓｉで応カー破断試験を行なつた。

試験片は横断溶接部の切片から作り、そして母材合金、
熱を受けた帯域及び溶接溶着金属を含ませた。本発明の
組成に一致する合金で作製した溶接部の応力ー破断寿命
は母材合金のものと同じであつた。破砕は一般に溶接溶
着金属の外側で生じた。合金番号１，２及び３ならびに
溶加材にとつて好ましい範囲内にある表示した合金で作
製した溶接部番号１，２及び３の応カー破断寿命は、合
金番号４〜６で作製した溶接部番号４〜６が示すものよ
りも若干大きかつた。溶接部番号４および５はマンガン
の好ましい範囲を超えて２．０％および３．８％のマン
ガンを含んでおり、その結果、多くの用途には確実に適
しているものの、応力ー破断寿命は所望のものより若干
低かつた。このことは、母材合金に等しい応力ー破断寿
命を得るためには溶加材のマンガン含有量を制限する必
要があることを示している。表２の溶接部番号６は２９
．７％のクロムを含み、そして本発明の溶加材の組成範
囲内にあつたが、クロムの好ましい範囲からはずれてい
た。

表３に含まれる応力ー破断試験の結果は、この合金が合
金の低いクロム含有量に基づいて若干低い応カー破断寿
命を有することを示している。この溶接部の応カー破断
寿命は所望のものより若干低いとはいえ、合金は多くの
用途にとつて依然として適している。２０００′Ｆ（１
０９３℃）ではＨＫ−４０およびＩＮＣＯＬＯＹ合金８
００の応力ー破断寿命が母材合金よりもかなり低いので
、異種接合部番号７及び８については応力ー破断試験を
１８００下（９８２℃）で行なつた。

破砕が一般に異なる母材合金中で起こることから、これ
らの結果は、溶接溶着金属及び母材合金の応力ー破断寿
命がＨＫ一４０及びＩＮＣＯＬＯＹ合金８００を上まわ
ることを示している。さらに、このことは本発明の溶加
合金と異なる合金との適合性を示している。溶接試料を
含む炉へ水素及び２％のメタンの混合物を１０００ｃｃ
／分の流速で１００時間送入することにより、耐炭化性
を１１００℃で調べた。試験片は直径０．７６２ｃｍ１
長さ１．９０ｃｍのピンで、溶接部の横断面を含み、か
つ溶接溶着部の両側に熱を受けた帯域を有する。暴露後
、エス・エス・ホワイト（Ｓ．Ｓ．Ｗｈｉｔｅ）の精密
研磨清浄装置中で乾燥ＣＯ２により噴射される５０μの
アルミナ研磨剤を用いて噴射仕上げすることによつてピ
ンのスケール除去を行なつた。表４は、溶接部番号１〜
３からのピンのスケール除去した重量と、その他の代表
的合金のスケール除去した重量とを含１むものである。
また、炭素浸透の最大深さは、これらのピンの中心から
切断した横断面についてライツ（Ｌｅｉｔｚ）の測定用
顕微鏡で調べた。スケール除去の重量損失とともにここ
で得られる情報は、本発明の合金で作製した溶接部が極
めて良好な耐炭化性を有し、そして母材合金と同等であ
ることを示している。合計５０４時間の間２５０ｃｃ／
分で流れる空気と５％水蒸気の混合物中、１１０『Ｃで
、本発明の合金の周期的耐酸化性を測定した。

２４時間ごとに試料片を試験室から取出し、そして室温
まで冷却した。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 本質的に、２８〜３５重量％のクロム、１３〜１８
   重量％の鉄、２．８〜４．２重量％のアルミニウム、０
   ．１〜３．８重量％のマンガン、０．２重量％迄の珪素
   、０．３〜０．８重量％のチタン、０．０４〜０．１５
   重量％の炭素及び残部は本質的にニッケルから成る、溶
   加材。 ２ ３１〜３４重量％のクロム、１５〜１７重量％の鉄
   、３〜４重量％のアルミニウム、０．１〜３．８重量％
   のマンガン、０．２重量％までのケイ素、０．３〜０．
   ８重量％のチタン、０．０６〜０．１０重量％の炭素、
   ０．０３重量％までの酸素、０．０２重量％までの窒素
   、及び残部は本質的にニッケルを含む、特許請求の範囲
   第１項記載の溶加材。 ３ マンガンが０．２〜１重量％の量である、特許請求
   の範囲第２項記載の溶加材。４ ケイ素が０．１重量％
   までの量である、特許請求の範囲第２項記載の溶加材。