JPS6284895A - 原子炉用鋼材のためのミグ・ア−ク溶接用ワイヤおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、ガスシールドアーク溶接用ワイヤとその製造
方法に関し、とくに、原子炉圧力容“器やそれに関連す
る部材など、中性子照射環境下で使用される鋼材をミグ
・アーク溶接する際に用いるワイヤとその製造方法に関
しワイヤ中にＢおよび希土類元素を添加含有させること
により、溶接金属の高じん性を確保する一方で、ＩＩＩ
Ｂ含有量を抑制することによって中性子照射脆化の防止
にも効果のある狭開先ミグ・アーク溶接用ワイヤを提供
するものである。

（従来の技術） 原子炉圧力容器あるいはその周辺配管部材等には、Ａ３
３３　　ＣＣＩ鋼、Ｃｒ　−Ｍｏ鋼　、ステンレス鋼な
どが用いられているが、これら鋼材の溶接には、ミグ・
アーク溶接法が好適であり、また原子炉鋼材の溶接とい
う特殊事情から、溶接金属部の中性子照射脆化の防止に
対して効果的な溶接材料、とりわけワイヤが必要である
。

従来、溶接金属の高じん性化のためには、溶接金属組織
の微細化が有効であり、一般的には溶接ワイヤにＴｉや
Ｂを添加する方法がとられてきた。

また、高温引張延性やクリープ特性の改善にもＢの添加
が有効であることが知られている。

しかしながら、原子炉関係部材の場合、溶接金属部が中
性子照射環境下にさらされるためにＢ添加量をごく少量
に制限している。Ｂを添加しない理由は、Ｂを添加した
場合溶接金属部に熱中性子が照射されると、１０Ｂ　　
（ｎ、α）　’Ｌｉ核反応が生じて１０Ｂが崩壊し、そ
の結果Ｈｅガスを生成し、そのＨｅが延性低下を起こす
ためである。

この）Ｉｅ損傷つまり、Ｂを含む金属材料の中性子によ
る照射脆化の軽減には、従来Ｂ量を極力減らすか、また
これらをＴｉ、　Ｎｂなどで固定させる方法が提案され
ているが、根本的な対策にはなっていなかった。

また、一般のミグ・アーク溶接法においては、アークを
安定化することおよびプローホール等の溶接欠陥防止の
ために、シールドガスとして計ガスに２０χ程度のＣＯ
！ガス（活性化ガス）を混合して溶接している。しかし
、そのために溶接金属中の酸素量が増大し、たとえＢを
添加しても、それが酸化介在物としてビード表面でスラ
グ化するのでＢ添加の効果が減殺されるばかりか狭開先
ミグ・アーク溶接において、こうしたスラグ除去に多大
な工数が必要となる問題があった。要するに、Ｂの歩留
りが低く、“バラツキ”も大きい問題があり、本来の目
的を達成することがむずかしかった。

こうした背景のもとて本発明者らは、溶接金属中の酸素
含有量を制御して、高じん性を得る方法として、特開昭
５７−１８４５８６号や特開昭５９−１０４９３号等で
、溶接ワイヤ中に希土類元素を添加して、低活性ガスシ
ールドふん囲気中あるいは純不活性ガスシールドふん囲
気中における溶接であってもアーク安定化を図り、溶接
金属のしん性が改善できるミグ・アーク溶接方法を提案
した。ところが、これらの方法はじん性改善には効果が
あったものの耐中性子照射脆化に対しては全（無力であ
った。

（発明が解決しようとする問題点） 上述のように、原子炉用溶接構造材料の場合、溶接金属
中にＢが存在すると中性子照射による脆化が問題となる
が、これは自然界に存在するＢには、′。Ｂ（全日量の
約２０χ）およびＪＩＢ　（全日量の約８０χ）の２種
類の同位体元素があるが、これらのうち１０［１のみが
中性子照射によりｌ０Ｂ（ｎ、α）’Ｌｉの核変換を起
こし、Ｈｅに変換することが判っている。

なお、溶接金属中の冶金学的挙動および効果にたいして
は、ｌＯ［１およびＩＩＢは全く同様と考えられる。す
なわちＢは通常粒界に偏析しているから１０Ｂも粒界に
偏在していると考えられる。そこで中性子照射により、
生成したＨｅガスは粒界の結合力を低下させることにな
り、そのため溶接金属の高温引張延性の低下を招く結果
になるのである。

したがって、組織を微細化し、高じん性化の目的で添加
されるＢは、中性子照射環境下では逆効果になることが
わかる。

これに対しては、一つの方法として１０Ｂの量を抑制す
れば中性子照射脆化に伴う金属材料の引張延性の劣化が
軽減できる。しかし、ミグ・アーク溶接をする場合の問
題点、いわゆるミグ・アーク溶接金属の低温じん性や、
耐食性に対する特性に対してはなお改善が必要である。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、ワイヤ中に希土類元素を添加することに
より溶接金属中の酸素含有量を制御するとともに中性子
照射環境下においても安定な１１Ｂの比率〔１１Ｂを多
く添加することによりｍ織を微細化して高じん性化を実
現する一方、同時に少ない１１Ｂの比率〔１１Ｂ含有に
よって、中性子照射に起因する高温引張延性の低下を防
止するのに有効なミグ・アーク溶接用ワイヤとその製造
方法を提供するものである。

第１に、純不活性ガスシールドふん囲気中あるいは低活
性ガスシールドふん囲気中で原子炉用鋼材を溶接するた
めの低合金鋼溶接用ワイヤであって、Ｃ：　０．０５〜
０．１５　ｗ以下、Ｓｉ　：　０．１０〜０．７０賀ｔ
２Ｍｎ：　０．４〜２．０　ｉｙｔ％、Ｐ　：　　＜０
．０２ｗｔ％、　Ｓ　：　　＜０．０２ｗＬ’Ａを含有
し、添加元素として、Ｃｒ　：＜１０．ＯｗｔＬＮｉ：
　　＜１．５　ｗ以下、Ｍｏ　：　　＜２．５　１１ｔ
ｘ４ｉ：＜０．０５　ｗ以下の１種以上を含有し、さら
に０．０００５　ｅｖ以下＜（Ｉｏ＊ｌ１）Ｂ≦　０．
００５０ｗｔ％、ただし＋ｏＢＯ量が０．００００４　
ｗｔ％以下であるＢ、および０．０２〜０．３０ｗｔχ
の希土類元素を含有させてなり、残部が主としてＦｅと
不可避的不純物である原子炉鋼材のためのミグ・アーク
溶接用ワイヤ、 第２に、純不活性ガスシールドふん囲気中あるいは低活
性ガスシールドふん囲気中で原子炉用鋼材を溶接するた
めのオーステナイト系ステンレス鋼溶接用ワイヤであっ
て、Ｃ：　０．０１〜０．０８ｗｔχ。

Ｓｔ　：　０．１０〜０．７０　ｅａｔ％、　Ｍｎ：　
１．０〜２．５　ｗ以下、　Ｎｉ：８〜１５　ｗｔ’％
、　Ｃｒ　：１７〜２５　ｗ以下、　Ｍｏ　：≦３．０
ｗｔ％、Ｔｉ：≦１．０ｗｔ％、Ｐ：≦０．０３ｗ以下
　、　Ｓ　：　≦０．０２　ｗ以下を含有し、さらにＱ
、０００５　ｅｖ以下＜　”””’　Ｂ　＜０．００５
０ｗ以下　、りだＬｌＯＢ　（７）量が０．００００４
　ｎｔＺ以下であるＢ、および０．０２〜０　、３０＠
ｔχの希土類元素を含有させてなり、残部が主としてＦ
ｅと不可避的不純物である原子炉鋼材のためのミグ・ア
ーク溶接用ワイヤ、 第３に、上記ワイヤを得るために、鋼の溶製に際し、粗
脱炭段階までの溶湯中に、同位元素＝ＪＩＢの比率（”
Ｂ　／（”Ｂ　＋　　ＩＩＢ　）　）が自然存在比より
も高い硼素含有原料を添加した後、脱Ｂ精錬を行い、引
き続いてＩＩＢの比率の高い硼素含有原料の添加を複数
回繰り返すことによりＩＩＢ含有比率の高い溶鋼を溶製
し、その後この溶鋼に希土類元素の他必要な合金元素を
添加し鋳造して鋼片とし、かかる鋼片を常法に従って圧
延し伸線して最終線径のワイヤとすることを特徴するミ
グ・アーク溶接用ワイヤの製造方法、 をそれぞれ提案する。

要するに、本発明は、Ｉ（ＩＢの低減と、ＩＩＢの富化
に加えて、希土類元素を添加した溶接ワイヤを採用する
ことにより、純不活性ガスシールドふん囲気中あるいは
低活性ガスシールドふん囲気中でのミグ・アーク溶接に
際して溶接金属中の酸素含有量を低く制御できるから、
高じん性化を確実に達成し得るとともにクリープ特性も
改善され、さらに中性子照射環境下においても、高温引
張延性の脆化防止にすぐれた溶接金属を確保する技術で
ある。

なお、本発明は純不活性ガスシールドふん囲気中あるい
は低活性ガスシールドふん囲気中で、ミグ・アーク溶接
を行う方法に用いるワイヤであるが、このワイヤを用い
ればＢの酸化介在物およびビード表面のスラグ生成が防
止でき、スラグ除去作業なしで次層の溶接が可能となる
から狭開先厚肉材溶接時の作業能率の向上が期待できる
。

（作”　用） 以下に本発明にかかるワイヤの成分組成限定の理由につ
いて述べる。

■低合金鋼溶接ワイヤの場合 Ｃは、焼入れ性を改善し、引張強度を確保するために０
．０５　ｗｔ％以上必要であるが、０．１５　ｗ以下を
超えるとじん性が著しく低下するため０．０５〜０．１
５ｗｔχに限定した。

Ｓｉは、脱酸剤として有効に作用させるためには、０．
１０　ｗｔ％以上を必要とする。また、強度上昇にも有
効であるが、０．７０　ｗ以下を超えると急激にしん性
を劣化させるため、０．１０〜０．７０　ｗ以下に限定
した。

Ｍｎは、０．４　ｗｔχ未満では脱酸不足のためブロー
ホールを生成すると同時に低じん性であり、２．Ｏｗｔ
χを超えると焼入れ性が高くなりすぎて、じん性劣化を
生じるため、０．４〜２．Ｏｗ以下に限定した。

Ｃｒは、高温特性改善に有効に作用するが、１０．Ｏｗ
ｔχを超えて添加すると、焼入れ性が高くなりすぎて、
じん性劣化や割れを生じるため１０．０ｗｔ％以下に°
限定した。

Ｎｉは、低温じん住改善に有効であるが、１．５　ｓｅ
ｔχを超えて添加する必要はないため、１．５　ｗｔ％
以下に限定した。

Ｍｏは、焼入れ性を増すため有効な元素であるが２．５
　ｗ以下を超えるとじん性劣化を生じるため、２．５−
ｔｚ以下に限定した。

Ｔｉは、じん住改善に有効であるが、０．０５ｗｔχを
超えるとかえって劣化するため、０．０５ｗｔ％以下に
限定した。

Ｐは、じん性に対して悪影響を与えるため低いほど良い
が製鋼上膜りんが難しいので０　、０２ｗ　ｔ％以下が
望ましい。

Ｓは、割れに対して有害であるが、Ｍｎ添加により高融
点のＭ’ｎ　Ｓを生成する。シ、かし低い方が安全であ
るため、０．０２ｗｔ％以下が望ましい。

■オーステナイト系ステンレス鋼溶接ワイヤの場合 Ｃは、高温クリープ強度の改善には有効な元素であるが
、０．０１ｗｔχ未満では溶接金属の高温クリープ強度
を確保できないため、下限は０．０１ｗｔｚとした。ま
た、０．０８ｗｔχを超えて添加すれば、高温クリープ
強度の上昇は期待できるが、δフェライト量減少に伴う
高温割れ発生と、耐食性の劣化を生じる。そのため、０
．０１〜０．０８ｗｔχに限定した。

Ｓｉは、安定した溶接作業性を維持するためには０．１
０ｗｔ％以上必要であるが、０．７０ｗｔχを超えて添
加すれば、溶接高温割れを助長するため、０．１０〜０
．７０ｗｔχに限定した。

Ｍｎは、脱酸元素であり、安定した溶接作業性をえるた
めには、１．Ｏｗ以下以上必要である。しかしながら、
オーステナイト形成元素であるため、２．５ｗｔχを超
えて添加すれば、δフエライト量が減少し、溶接高温割
れを生じる。そのため、１．０〜２．５−【χに限定し
た。

Ｎｉは、耐高温クリープ特性マトリックスのしん性を得
るために８ｗｔ％以上は必要であるが、オーステナイト
形成元素であるため、１５ｗｔχを超えて過多に添加す
ればδフエライト量が減少し、溶接高温割れを生じるた
め、８〜１５−ｔχに限定した。

Ｃｒは、フェライト形成元素であり、溶接高温割れを防
止する。溶接金属中にδフェライトを生じさせるために
は１７ｗｔ％以上必要である。しかしながら過多に含有
すれば、Ｃｒ炭化物やσ相などの金属間化合物の生成を
助長し、溶接金属の延性を劣化させるため、２５ｗ　ｔ
％以下にする必要がある。そのため１７〜２５−ｔχに
限定した。

Ｍｏは、耐食性を改善するが、３．Ｏｗ以下を超えて含
有すると、δフエライト量が過多になり、溶接金属の延
性を劣化させるため、３ｗｔ％以下に限定した。

Ｔｉは、耐食性を改善するが、１．ｏ　ｗ以下を超えて
添加すると延性を劣化させるため１．０　ｉ１ｔ％以下
に限定した。

Ｐは、溶接高温割れを助長するために低い方が良いが、
製鋼上膜りんが難しいので０．０３ｗｔ％以下が望まし
い。

Ｓは、とくに溶接割れに対して有害であるため、０．０
２ｗｔ％以下が望ましい。

次に、本発明ワイヤにおいて最も重要な添加元素である
Ｂ添加量について、以下に説明するような実験結果を通
じてその根拠を述べる。

すなわち、実験は第１表に示した線径１．２　ｎφの２
！４　Ｃｒ　−ＩＭｏ鋼ワイヤ、記号へ〜Ｅを用いて、
板厚２０ｍｍの２Ｖ４Ｃｒ−ＩＭｏ鋼にミグ・アーク溶
接を行った。開先形状はルート部幅１２酊、開先角度２
゜の狭開先とした。

溶接条件はＡｒ＋５χＣＯ□ガスシールドふん囲気中で
、３００Ａ−２４Ｖ−２５ｃｍ／ｍｉｎで１１１バスで
６層盛溶接を直流正極性（ワイヤ（−））で行った。得
られた溶接金属の化学組成を第２表へ゛〜Ｅ′に示す。

同一アルファベット記号のワイヤと溶接金属が対応する
ことを意味する。（以後も同様）記号Ａ−Ｄのワイヤは
、アークが非常に安定し、溶接欠陥も全く生じず良好な
溶接作業性を示したが、記号Ｅのワイヤは溶接金属に高
温割れが発生した。

また溶接後６９０℃で２２ｈｒの溶接後加熱処理を実施
し、記号Ａ′〜Ｄ゛の溶接継手部から２ｍＶノンチシャ
ルピー衝撃試験片を採取し、溶接金属中央部にノツチを
加工して、吸収エネノにギを求め、じん性改善に必要な
り量の確認を行った。その結果を第３表に示すが、本発
明の場合高じん性化を目的としたので、一般基準より厳
しい判定とした。

すなわち−６５℃における吸収エネルギｖＦ！−，＠は
、５．５ｋｇｆ−ｔ＊以上とし、ＧＨタイプに従ったス
テップクーリング後のソーカル脆化指数は ｖＴｒ４゜＋３ΔｖＴｒ４゜〈１０℃とした。

この第３表の結果から、＾ｒ＋５％ＣＯ，の低活性ガス
シールドふん囲気中でミグ・アーク溶接した場合、Ｂ添
加量が溶接金属中でＯ，０００５ｗｔχ未満では十分な
組織の微細化が得られないため、じん性改善の効果がな
いが、０．０００５ｗｔ％以上では、じん性改善が得ら
れた。すなわち、じん性改善の点から、Ｂ添加量は溶接
金属中で０．０００５ｗｔ％以上が必要であることが判
った。また、溶接金属中のＢ含有量が０．００５０ｗｔ
χを越えると、高温われが発生するためこの値以下に規
制する必要があることが判った。

次に、中性子照射脆化を考慮した場合１０Ｂ景は低いほ
ど安全ではあるが、Ｏｐｐｍにはできないため、次善の
策として許容し得る最大１０Ｂ量についてその臨界を検
討した。

一般に原子炉構造物の健全性評価には引張破断伸びが指
標の一つとして用いられている。例えば高速増殖炉の場
合、使用材料が延性材料であることを前提として設計さ
れており、１０％以上の引張破断伸びを持つことが延性
材料の条件とされている。

スティグラーらは５ＵＳ３０４綱の照射後の７００℃に
おける引張破断伸びと鋼中のＨｅ生成量について第１図
に示すような関係を報告している（レボ−）ＯＲＮＬ−
ＴＭ−２０１９，Ｊａｎ　１９６Ｂ　）−スティグラー
らが実施した引張試験温度７００℃は高速増殖炉の構造
物の一般的な最高使用温度５５０℃に比べて約１５０℃
高い。一般に引張破断伸びに及ぼすＨｅ生成の影響は試
験温度が高い方がより顕著に現れる。したがって、照射
後においても引張破断伸びを確保するために制限される
べきＨｅ生成量の限界値は第１図を用いて求めた方が安
全側の評価となる。また、構造物材料の健全性をより安
全側に確保するために裕度を持った延性の条件として照
射後の引張破断伸びを２０％以上確保することを材料開
発の一基準とした場合、第１図から鋼中のＨｅ量は０．
１　ａｐｐｓ以下であることが必要である。

一方、原子炉構造物が炉寿命末期までに受ける熱中性子
量はＩ　Ｘｌ０ｔｂ と考えられる。この値と高速増殖炉の最高使用温度５５
０℃及び鋼中のＨｅ量の上限値０．１ａｐｐ＋＊をもと
にして、引張破断伸び２０％以上を確保するのに必要な
鋼中１°Ｂの許容量を算定するとおよそ０．４　ｐｐｍ
となる。したがって、改良が図らるべき溶接金属中の１
０Ｂ量も０．４ｐｐ＋ｎ以下とすることが肝要である。

以上は高速増殖炉の場合について述べたが、構造材料の
使用環境温度が低い軽水炉の場合においても、Ｈｅ生成
の原因となるＩＩＩＢを０．４ｐｐｍ以下に規制するこ
とは原子炉構造物の材料健全性を確保する上で有益であ
る。すなわち、この場合原子炉構造物として供される合
金におけるＩ（ＩＢ（ｎ、α）７Ｌｉによる核変換の割
合が、核変換を起こさない１１４３量に比較して相対的
に少ないことからＢ成分添加の効果がより良く保持され
る。また、軽水炉の事故等における出力異常上昇に伴う
温度上昇においても構造物の変形機能が保持されること
は宥和なことである。

したがって溶接金属中１１１Ｂ量は０．４ｐｐｍ以下に
することが必要であり、そして組織微細化に必要なり量
は５ｐｐｍ以上、高温ねれ防止のためには５０ｐｐｍ以
下で適正量であることが判る。

この規制値をこれまでに得られた実験事実に基づいて、
ワイヤ中添加量に換算すれば、純不活性ガスシールドふ
ん囲気中あるいは低活性ガスシールドふん囲気中でミグ
・アーク溶接を行った場合、Ｂ量の歩留りは、はぼ１０
０χであるから、この場合のワイヤ中のＢ量の下限値は
０．０００５％、上限値は０．００５０％、かつ＋０３
量を０．４ｐｐｍ以下にしなければならない。　ここで
、Ｂの構成比が１０Ｂ・２％、１Ｂ−９８χのＢを使用
した場合、Ｂ添加量の上限値は、２０ｐｐｍとなるが、
高温割れが生じない最大Ｂ添加量としては上述した０、
００５０ｗｔ％を上限値とする。

なお、目３の引張延性低下抑制効果の機構としては、＋
１Ｂの比率〔１１Ｂの存在により、生成Ｈｅの凝集、粗
大化が制されるものと推定される。

次に、Ｂ添加によるクリープ延性の改善効果を調べるた
めに第１表に示した溶接金属Ａ“、Ｂ”、Ｃ”ＤＩを、
６９０℃で２２ｈｒ熔接後加熱処理した後、機械加工で
クリープ試験片を採取した。試験温度５００℃、付加応
力２５ｋｉｔｆ／ｍｍ２の条件でクリープ試験を行った
。クリープ試験結果を第２図に示す。

図中の縦軸は、全日量（Ｔ　−８）　：　４ｐｐｍの溶
接金属（Ａ”）の破断時間を１としたときの比を示して
いる。図中横軸は溶接金属中のＴ−Ｂ量である。図から
明らかなようにＴ−８：６ｐｐｍ以上でクリープ破断寿
命比が増大しはじめ効果が確認された。ところが２０ｐ
ｐｍを越えると、はとんど変化がなく飽和状態となった
。

次に、希土類元素含有量についてであるが、純不活性ガ
スシールドふん囲気中あるいは低活性ガスシールドふん
囲気中で、安定したミグ・アーク溶接を持続させるため
には、０．０２ｗｔ％以上の添加が必要である。しかし
ながら、あまりに多量に添加すれば、酸化不純物がじん
性に悪影響を与えるため、上限値は０．３０ｗｔ％に限
定される。

次に、本発明にかかる上述したワイヤ製造方法について
具体的に述べる。すな抄ち、自然界の存在比よりも小さ
いＩＩＩＢを含有する溶接ワイヤを製造するには、製錬
過程において、十分脱Ｂ精錬（脱Ｃとともに進行する）
を行った後に、＋＋Ｂを濃縮させたＢを添加し、さらに
必要があれば、これらの製錬過程をくり返すことにより
、実現する。

すなわち、（粗脱炭段階の）溶鋼中に、目Ｂを自然存在
比（８０，４％）以上含有する硼素含有原料、例えばＦ
ｅ−８合金、硼素化合物（Ｂ＊Ｏｚ）、硼酸（ＨＪＯｓ
）などを添加して転炉電気炉などで精錬し、脱Ｃ反応と
ともに脱Ｂ精錬を進行させる。こうした操作を何回か繰
返すことによりｔｔＨの含有比が高い炭素鋼、低Ｃｒ　
−Ｍｏ綱、フェライト系高クロム鋼、オーステナイト系
ステンレス鋼等を溶製し、造塊して鋼片とする。

この鋼片は、常法に従って圧延し、その後伸線して溶接
用ワイヤとする。

（実施例） 五−上 まず、この実施例で使用する溶接用ワイヤの製造方法に
ついてのべる。溶接に当り出鋼成分が重量％で、Ｃ：０
．０４％、Ｓｉ　：０．３５％、Ｍｎ：１．６％、Ｐ：
０．０２％、Ｓ：０．０１％、Ｎｉ　：１０．５％、Ｃ
ｒ　：２０．０％およびＲＥＭ：０．０５％になるよう
に、転炉で溶製し、その後真空溶解炉で脱Ｂ処理をして
全日量を２ｐｐｍとした（１６Ｂｉｉは２ｐｐｍＸ０．
２−０．４ｐｐｍ）　、引き続いて得られた溶鋼中にさ
らに１１９を全Ｂの９８％含むＦｅ−Ｂを５０ｐｐＩＩ
＋添加し、脱Ｂ処理後鋼塊とした。（１０ＢＩは０．４
ｐｐｍ＋５０ｐｐｍＸ０．０２＝１．４ｐｌ）ｍすなわ
ち全日量に対する１６ｕｉｌの比率は１．４÷５２　ｘ
　１００　＝　２．７χ）全日量を分析したところ２ｐ
ｐ−であり（１０Ｂ量は２ｐｐｍ　Ｘ　０．０２７＝０
．０５ｐｐｍ）、この鋼塊：即ち原料鋼塊の一部を再溶
解し、再び、１Ｂが全Ｂの９８％のＦｅ−Ｂを量を加え
て添加し、第４表に示す組成のものを得た。

ここで、１（ＩＢについては、全日分析値から次式で計
算した。

＋ｔＩＢ量−０，Ｏ５ｐｐｍ＋　（全Ｂ分析値−２）ｐ
ｐｍｘｏ、０２上述のように精錬して得られた各鋼塊を
、鍛造。

伸線加工し、１．２＋ｎ＋φのミグ・アーク溶接用ワイ
ヤを製造した。

次に、上述のようにして得られた第４表に示す化学組成
のワイヤＧＮＫについて、板厚２５ｍｏ＋の５ＵＳ３０
４鋼板を用いて純不活性ガスシールドふん囲気中にて直
流逆極性（ワイヤ（＋））の極性でミグ・アーク溶接試
験を行った。溶接の条件は、開先形状がルート部開先幅
１２ＩＩＩｆｆ＋で、開先角度２度の狭開先とし、３０
０Ａ、　２７Ｖ、　２２ｃｍ＋／ｗｉｎの条件で、１層
１パスで６パス溶接をした。第４表に溶接金属の化学組
成を併記した。

溶接金属のシャルピー衝撃試験、硫酸・硫酸銅による粒
界割れ試験を行うとともに、従来の知見から本発明例と
比較例について検討した。ワイヤＧ、　Ｈにおける溶接
金属は全日量が十分高いにもかかわらず、ｔｏＢ量を０
．４ｐｐＨ以下に抑えることができ、本発明で求めた規
制値以内であり、中性子照射脆化を防止できることは明
らかである。

また、ワイヤＧ、　Ｈ，Ｊにおいて、溶接金属の一１９
６℃における吸収エネルギーについても検討したが、規
制値を十分に満足しており、粒界割れ試験においても全
く割れは検出されなかった。なお、ワイヤ■の溶接金属
は、吸収エネルギが低く、粒界割れが発生した。一方ワ
イヤＫについては、溶接金属に高温割れが発生した。

１についての　−・”　の　　。

（１）ワイヤ中Ｂの不適性 ワイヤＫについては、溶接金属の液体浸透試験を実施し
たところ、高Ｂ含有量に起因すると思われる割れが見つ
かった。また、ワイヤＩについては、溶接金属の一１９
６℃におけるシャルピー衝撃試験を実施したところ、吸
収エネルギーが規制値を下まわった。さらに粒界割れ試
験においても低Ｂ量に起因すると思われる割れを生じた
。

（２）ワイヤ　＋ｏＨの不゛性 ワイヤＪ、にの溶接金属は、全日量から計算により求め
たＩＩＩＢ量が、９．４ｐｐｍを超えており、本発明で
求めた規制値を超えている。

（３）ワイヤ　ＲＥＭの１゛ ＲＥＭ添加なしのワイヤ（その他の成分は、重量％でＣ
：　０．０５％、Ｓｉ　：　０．３６％、Ｍｎ　：　１
．５７％、Ｐ：０．０１８％、Ｓ　：　０．００８％、
Ｎｉ　：　１０．２％、Ｃｒ　：　２０．２％、全Ｂ　
：　２０ｐｐｍ　）および第４表の実験に使用した鋼板
を用いて、純不活性ガスシールドふん囲気中で、直流逆
極性ワイヤ○でミグ・アーク溶接を行ったが、アークが
開先壁をはい上がったり、ワイヤ先端が溶融池内に突込
んだりし、安定した溶接ができなかった。

（４）シールドガス組　の１゛ 第４表に示したワイヤＨと板厚２５ｍの５ＵＳ３０４鋼
板を用いて、１００χＡｒシールドふん囲気中（純不活
性ガスシールド）＾ｒ＋３％ＣＯｔシールドふん囲気中
（低活性ガスシールド）および＾ｒ＋２０χＣＯ□シー
ルドふん囲気中（活性ガスシールド）でミグ・アーク溶
接した。溶接金属の一１９６℃におけるシャルピー衝撃
試験により吸収エネルギーを求めたが、純不活性ガスシ
ールドによる溶接金属は１７．３　　ｋｇｆ−ｍ、低活
性ガスシールド溶接金属は１２．１ｋｇ　ｆ・ｍ、活性
ガスシールド溶接金属は３．８ｋｇｆ−ｍであり、シー
ルドガスとして一般に用いられている活性ガスシールド
ふん囲気中でミグ・アーク溶接すればじん性劣化を生じ
た。また、活性ガスシールドふん囲気中で、ミグ・アー
ク溶接を行うとスラグ生成量が著しく多くなり、特に厚
鋼材の狭開先溶接において、スラグ除去作業に多大な工
数を要した。

例　　２ 第１表に示したＡ３３３　ＣＪ　ｌ鋼の１．２　ｔｍφ
ワイヤＦを用いて、板厚５０龍のＡ３３３　Ｃ１ｌ鋼に
ミグ・アーク溶接を行った。開先形状は、ルート部４．
５Ｒ１表面部開先幅１１　ｍｓ、開先深さ４５ｍの狭開
先とした。

溶接条件はＡｒ＋８％ＣＯ□の低活性ガスシールドふん
囲気中で、２８０＾−２４Ｖ−２０ｃｍ／ｍｉｎで、１
層１パスで１１パス、直流正極性で、ミグ・アーク溶接
した。

溶接金属の化学組成を第２表記号Ｆ′に示す。全日量か
ら計算により求めたＩＩＩＢ量は、０．２ｐｐｍであり
、中性子照射脆化が防止できることは明らかである。

溶接後、５９０℃で１８ｈｒ溶接後加熱処理を実施し、
溶接金属のシャルピー衝、撃試験を行った。その結果を
第５表に示すが、非常に低温じん性のすぐれた溶接金属
が得られた。

第　　５　　表 なお、この実施例では、低合金鋼として、２′ＡＣｒ−
ＩＭｏ鋼およびＡ３３３　（１１鋼、ステンレス鋼とし
て５ＬＩＳ３０４鋼を対象とした溶接ワイヤについて記
載したが、本発明はその他９Ｃｒ−Ｍｏ鋼、含勤ステン
レス鋼、含Ｎｂステンレス鋼、Ｎｉ基合金（インコネル
）等の鋼種についても同様に適用が可能である。

（発明の効果） 以上説明したように本発明によれば、ＩＩＢ冨化と希土
類元素添加のワイヤの製造が可能になり、そうしたワイ
ヤを用いるので、純不活性ガスシールドあるいは低活性
ガスシールドふん囲気中でも、ミグ・アーク溶接を安定
して実施でき、溶接金属中の酸素含有量を低減できるた
め、Ｂとの相乗効果により、高じん性、高延性、すぐれ
た耐食性が得られる。さらに、中性子照射脆化の防止を
も有利に実現した溶接継手部が得られ、安全性が保証さ
れる。

【図面の簡単な説明】

第１図は引張破断伸びとＨｅＮの関係を示すグラフ、 第２図は全日量とクリープ破断寿命比の関係を示すグラ
フである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、純不活性ガスシールドふん囲気中あるいは低活性ガ
   スシールドふん囲気中で原子炉用鋼材を溶接するための
   低合金鋼溶接用ワイヤであって、Ｃ：０．０５〜０．１
   ５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０．７０ｗｔ％、Ｍｎ：０
   ．４〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．０２ｗｔ％、Ｓ：≦０．
   ０２ｗｔ％を含有し、添加元素として、Ｃｒ≦１０．０
   ｗｔ％、Ｎｉ：≦１．５ｗｔ％、Ｍｏ：≦２．５ｗｔ％
   、Ｔｉ：≦０．０５ｗｔ％の１種以上を含有し、さらに
   ０．０００５ｗｔ％≦＾（＾１＾０＾＋＾１＾１＾）Ｂ
   ＜０．００５ｗｔ％、ただし＾１＾０Ｂの量が０．００
   ００４ｗｔ％以下であるＢ、および０．０２〜０．３０
   ｗｔ％の希土類元素を含有させてなり、残部が主として
   Ｆｅと不可避的不純物である原子炉鋼材のためのミグ・
   アーク溶接用ワイヤ。 ２、純不活性ガスシールドふん囲気中あるいは低活性ガ
   スシールドふん囲気中で原子炉用鋼材を溶接するための
   オーステナイト系ステンレス鋼溶接用ワイヤであって、
   Ｃ：０．０１〜０．０８ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０．
   ７０ｗｔ％、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％、Ｎｉ：８〜
   １５ｗｔ％、Ｃｒ：１７〜２５ｗｔ％、Ｍｏ：≦３．０
   ｗｔ％、Ｔｉ：≦１．０ｗｔ％、Ｐ：＜０．０３ｗｔ％
   、Ｓ：＜０．０２ｗｔ％を含有し、さらに０．０００５
   ｗｔ％≦＾（＾１＾０＾＋＾１＾１＾）Ｂ≦０．００５
   ０ｗｔ％、ただし＾１＾０Ｂの量が０．００００４ｗｔ
   ％以下であるＢ、および０．０２〜０．３０ｗｔ％の希
   土類元素を含有させてなり、残部が主としてＦｅと不可
   避的不純物である原子炉鋼材のためのミグ・アーク溶接
   用ワイヤ。 ３、鋼の溶製に際し、粗脱炭段階までの溶湯中に、同位
   元素：＾１＾１Ｂの比率〔＾１＾１Ｂ／（＾１＾０Ｂ＋
   ＾１＾１Ｂ）〕が自然存在比よりも高い硼素含有原料を
   添加した後、脱Ｂ精錬を行い、引き続いて＾１＾１Ｂの
   比率の高い硼素含有原料の添加を複数回繰り返すことに
   より＾１＾１Ｂ含有比率の高い溶鋼を溶製し、その後こ
   の溶鋼に希土類元素の他必要な合金元素を添加し鋳造し
   て鋼片とし、かかる鋼片を常法に従って圧延し伸線して
   最終線径のワイヤとすることを特徴するミグ・アーク溶
   接用ワイヤの製造方法。