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WO2013065521A1 - Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 - Google Patents

Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 Download PDF

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WO2013065521A1
WO2013065521A1 PCT/JP2012/077312 JP2012077312W WO2013065521A1 WO 2013065521 A1 WO2013065521 A1 WO 2013065521A1 JP 2012077312 W JP2012077312 W JP 2012077312W WO 2013065521 A1 WO2013065521 A1 WO 2013065521A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
welding
content
cracking
weld metal
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2012/077312
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English (en)
French (fr)
Inventor
平田　弘征
佳奈 浄徳
小川　和博
仙波　潤之
吉澤　満
伊勢田　敦朗
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority to CN201280053597.5A priority Critical patent/CN104023903B/zh
Publication of WO2013065521A1 publication Critical patent/WO2013065521A1/ja
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Ceased legal-status Critical Current

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    • B23K2103/18—Dissimilar materials
    • B23K2103/26—Alloys of Nickel and Cobalt and Chromium

Definitions

  • the present invention relates to a welding material for a Ni-base heat-resistant alloy, a weld metal and a welded joint using the same. More specifically, the present invention relates to a welding material suitable for welding a Ni-based heat-resistant alloy used in equipment used at high temperatures such as a power generation boiler, and a weld metal and a welded joint obtained by using the welding material.
  • Patent Documents 1 to 5 disclose various Ni-based alloys. These all define various alloy element ranges in order to satisfy the required performance as a base material.
  • Ni-base heat-resistant alloys When these Ni-base heat-resistant alloys are used as structures, they are generally assembled by welding.
  • the Ni-based alloy base material when used as it is as a welding material when assembling by welding, there is a case where high-temperature cracking susceptibility during welding in the weld metal is increased. Therefore, instead of using a Ni-based alloy base material having a wide composition range as it is as a welding material, it is necessary to use an alloy with a more strictly controlled component range to prevent the above-mentioned hot cracking. is there.
  • the “hot cracking during welding” includes “solidification cracking” and “ductility-reducing cracking”.
  • AWS A5.14-2005 ER NiCrCoMo-1 is known as a welding material for Ni-base heat-resistant alloys used when assembling by welding.
  • Patent Documents 6 to 8 propose various welding materials for Ni-based alloys.
  • Patent Document 6 discloses a welding material used for welding an oxide dispersion strengthened alloy having high strength and a heat-resistant alloy, and by actively containing a solid solution strengthening element such as Mo and Nb, There has been proposed a welding material for oxide dispersion-strengthened alloys that has improved strength.
  • Patent Document 7 proposes a welding material for a Ni-based alloy that has been strengthened by utilizing the solid solution strengthening by Mo and W and the precipitation strengthening effect by Al and Ti.
  • Patent Document 8 proposes a Ni-base alloy welding material containing Nb and W to achieve both solidification cracking during welding and creep strength.
  • Non-Patent Document 1 points out that intergranular cracking occurs during post-weld heat treatment in a welding heat-affected zone (hereinafter referred to as “HAZ”) of a Ni-base heat-resistant alloy. In addition to precipitation, it is suggested that S grain boundary segregation affects.
  • HZ welding heat-affected zone
  • Non-Patent Document 2 discusses measures for preventing intergranular cracking in HAZ during long-time heating of 18Cr-8Ni-Nb austenitic heat-resistant steel welds. And the countermeasure from the welding process surface that reduction of the welding residual stress by application of appropriate post-heat treatment is effective in preventing grain boundary cracking in HAZ has been proposed.
  • the weld metal obtained using AWS A5.14-2005 ER NiCrCoMo-1 known as a welding material for the above-mentioned Ni-base heat-resistant alloy has cracks that occur during long-term use (hereinafter referred to as “stress relaxation cracking”). Is still a problem.
  • JP 63-050440 A Japanese Patent Laid-Open No. 9-157779 JP 2004-3000 A International Publication No. 2009/154161 JP 2010-150593 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-193174 International Publication No. 2010/013565 JP 2008-207242 A
  • the present invention has been made in view of the above situation, and provides a welding material for a Ni-base heat resistant alloy having excellent hot cracking resistance at the time of welding, and hot cracking resistance during welding using the same. It is an object of the present invention to provide a weld metal having stress relaxation crack resistance and good creep strength during long-time use. Furthermore, it is also an object of the present invention to provide a welded joint comprising a weld metal using this weld material and a base material of a Ni-base heat-resistant alloy excellent in high temperature strength.
  • Non-Patent Document 1 shows that the reduction of S that weakens the grain boundaries or the inclusion of Ca and Mg to fix S is effective in preventing the cracking.
  • the weld metal is generally used in an as-solidified structure, and the phenomenon is expected to be different from HAZ based on a tempered base material such as heat treatment. It is unlikely that the proposed HAZ crack countermeasures can be applied to stress relaxation cracks as they are.
  • Ca and Mg proposed in Non-Patent Document 1 have a very strong affinity for oxygen, oxides are easily formed during welding, and the yield to the weld metal after welding is welded. Under the influence of conditions, it is difficult to obtain the effect stably.
  • extreme reduction of impurity elements, particularly reduction of P causes a significant increase in manufacturing cost, it is difficult to apply to industrial products that are mass-produced.
  • (J) W contributes to the improvement of creep strength as a solid solution strengthening element, but in this case, the decrease in intra-granular deformability is small compared to the case where fine intermetallic compounds and carbonitrides precipitate.
  • (K) Cr precipitates as an ⁇ -Cr phase and contributes to the improvement of creep strength.
  • this ⁇ -Cr phase is precipitated, the deterioration of intra-grain deformability is small compared to the case where fine intermetallic compounds and carbonitrides are precipitated.
  • the present inventors further conducted a study to prevent solidification cracking during welding. As a result, the following knowledge (1) was obtained.
  • the welding material for Ni-base heat-resistant alloys is based on alloys of Cr: 25-35% and Ni: 45-55% by mass, C: 0.06-0.18%, W : 7.0 to 13.0%, Ti: more than 0.2% and 1.5% or less, and Al: less than 0.1%, excellent welding workability and hot cracking resistance during welding In other words, it has been found that it is possible to secure the desired stress relaxation cracking resistance and desired good creep strength during long-term use at high temperatures.
  • the Ni base excellent in high-temperature strength including Ni: 45 to 55%, Cr: 25 to 35% and W: 3.5 to 8.5% in mass%. It is preferable to use a heat-resistant alloy as a base material because excellent creep strength can be secured even in the base material.
  • the Ni-base heat-resistant alloy having excellent high-temperature strength used as the base material may be a Ni-base heat-resistant alloy having the same chemical composition as the welding material according to the present invention, or may be different.
  • the above-mentioned base material is, in mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Ni: 45-55%, Cr: 25-35%, W: 3.5-8.5%, Ti: 0.05-1.0%, Zr: 0.005-0.
  • impurities refer to those mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore or scrap, when industrially manufacturing welding materials and / or heat-resistant alloys.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is the following welding material, weld metal, and weld joint.
  • a welded joint comprising the weld metal according to (3) above and a base material of a Ni-based heat-resistant alloy having excellent high-temperature strength.
  • the base material of the Ni-based heat-resistant alloy having excellent high-temperature strength contains, by mass%, W: 3.5 to 8.5%, Ni: 45 to 55%, and Cr: 25 to 35%.
  • the base material of the Ni-based heat-resistant alloy having excellent high-temperature strength is mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Ni: 45 to 55%, Cr: 25 to 35%, W: 3.5 to 8.5%, Ti: 0.05 to 1.0%, Zr: 0.005 to 0.05%, N: 0.02% or less, B: 0.005% or less, and Al: 0.05 to 0.3%,
  • a welding material for a Ni-base heat-resistant alloy having excellent welding workability and high-temperature cracking resistance at the time of welding.
  • a weld metal having stress relaxation cracking resistance and good creep strength during long-time use.
  • a high temperature cracking resistance during welding a stress relaxation cracking resistance during long-time use at high temperatures, and a base of a Ni-base heat-resistant alloy excellent in high-temperature strength and a weld metal having good creep strength.
  • a welded joint made of a material can be provided.
  • the reason for limiting the chemical composition of the welding material for the Ni-base heat-resistant alloy is as follows.
  • “%” display of the content of each element means “mass%”.
  • C 0.06 to 0.18%
  • C is an austenite-forming element and is an element effective for enhancing the stability of the austenite structure when used at high temperatures.
  • C is an important element for preventing hot cracking during welding in the present invention. That is, C mainly binds to Cr in the solidification process to generate eutectic carbide, accelerates the disappearance of the liquid phase, and changes the structure of the final solidified portion to a lamella of (Cr, M) 23 C 6 and austenite. A tissue is used. As a result, the remaining form of the liquid phase changes from a planar shape to a point shape, and stress concentration on a specific surface is suppressed, so that solidification cracking can be prevented.
  • C increases the final solidification interface area that becomes a segregation site of impurities, and thus contributes to the prevention of ductile deterioration cracking during welding and the reduction of the sensitivity of stress relaxation cracking during high temperature use.
  • excess C that does not become carbide during solidification is finely precipitated as carbide during high temperature use, and on the contrary, the stress relaxation cracking sensitivity is increased. Therefore, the C content is 0.06 to 0.18%.
  • a desirable lower limit of the C content is 0.07%, and a desirable upper limit is 0.15%.
  • Si 0.5% or less Si is contained as a deoxidizer, but segregates at the columnar grain boundaries during solidification of the weld metal, lowers the melting point of the liquid phase, and increases the susceptibility to solidification cracking. Therefore, the Si content needs to be 0.5% or less.
  • the Si content is preferably 0.3% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly set, but is desirably 0.01%. If at least 0.01% of Si is contained, a deoxidizing effect can be obtained. A more desirable lower limit of the Si content is 0.02%.
  • Mn 1.5% or less Mn is contained as a deoxidizer in the same manner as Si. However, when Mn is excessively contained, embrittlement is caused, so the Mn content needs to be 1.5% or less.
  • the Mn content is preferably 1.2% or less. Although there is no particular lower limit for the Mn content, it is preferably 0.01%. If at least 0.01% of Mn is contained, a deoxidizing effect can be obtained. A more desirable lower limit of the Mn content is 0.02%.
  • Ni 45-55%
  • Ni is an effective element for obtaining an austenite structure, and is an essential element for ensuring the structure stability during long-time use and obtaining sufficient creep strength.
  • a Ni content of 45% or more is necessary.
  • Ni is an expensive element, and a large content of Ni exceeding 55% causes an increase in cost. Therefore, the Ni content is 45 to 55%.
  • a desirable lower limit of the Ni content is 45.5%, and a desirable upper limit is 54.5%.
  • the more desirable lower limit of the Ni content is 46%, and the more desirable upper limit is 54%.
  • Cr 25-35%
  • Cr is an essential element for securing oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures. Further, Cr precipitates as an ⁇ -Cr phase during long-time use, and contributes to the creep strength.
  • Cr is combined with C in an appropriate range to combine with C in the solidification process to generate eutectic carbide, and prevent solidification cracking and ductile deterioration cracking during welding, It reduces the segregation energy of P during high temperature use, and indirectly contributes to the reduction of stress relaxation crack sensitivity. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 25% or more of Cr. However, when the Cr content is excessive and exceeds 35%, the stability of the structure at a high temperature deteriorates and the creep strength is reduced. Therefore, the Cr content is 25 to 35%. A desirable lower limit of the Cr content is 25.5%, and a desirable upper limit is 34.5%. A more desirable lower limit of the Cr content is 26%, and a more desirable upper limit is 34%.
  • W 7.0 to 13.0% W is an element that contributes greatly to the improvement of creep strength at a high temperature exceeding 700 ° C. by dissolving in the matrix. Moreover, W reduces the grain boundary segregation energy of S and suppresses the weakening of the grain boundary by reducing the concentration of S at the grain boundary during high temperature use, and indirectly prevents stress relaxation cracking. Contribute to. In order to ensure such effects sufficiently and to achieve both stress relaxation cracking resistance and creep strength during high temperature use, a W content of 7.0% or more in relation to other elements constituting the present invention. is required. However, even if W is excessively contained, the effect is saturated, and on the contrary, toughness and creep strength are lowered.
  • W is an expensive element, and the inclusion of a large amount of W exceeding 13.0% causes an increase in cost. Therefore, the W content is 7.0 to 13.0%.
  • a desirable lower limit of the W content is 7.2%, and a desirable upper limit is 11.5%.
  • a more desirable lower limit of the W content is 7.5%, and a more desirable upper limit is 9.5%.
  • Ti more than 0.2% and 1.5% or less Ti binds to Ni and precipitates as an intermetallic compound, or carbon and nitrogen, and precipitates as a carbonitride, and creep strength at high temperature It contributes to the improvement. Furthermore, in the Al content range of the present invention, the oxide scale generated on the surface of the weld bead is mainly Ti, thereby improving welding workability and suppressing the occurrence of welding defects. In order to obtain such an effect, a Ti content exceeding 0.2% is necessary in relation to other elements constituting the present invention. However, if the Ti content is excessive and exceeds 1.5%, the intermetallic compound is excessively precipitated and the deformation resistance in the grains is remarkably increased, so that the stress relaxation cracking susceptibility during high temperature use is increased. To do. Therefore, the Ti content exceeds 0.2% and is 1.5%. A desirable lower limit of the Ti content is 0.3%, and a desirable upper limit is 1.4%.
  • Al less than 0.1% Al, like Ti, binds to Ni and precipitates finely as an intermetallic compound, contributing to the improvement of creep strength at high temperatures.
  • Al content becomes excessive and becomes 0.1% or more, an oxide scale mainly composed of Al having a high melting point is generated on the surface of the weld bead, and the welding workability is deteriorated.
  • the increase in stress relaxation cracking susceptibility during high temperature use due to the precipitation of intermetallic compounds is not a little. Therefore, the Al content is less than 0.1%.
  • a desirable upper limit of the Al content is 0.05%.
  • the lower limit of the Al content is not particularly set, but an extreme reduction leads to an increase in cost, so it is preferably 0.0002%. If at least Al is contained in 0.0002%, an effect of improving the creep strength can be obtained.
  • a more desirable lower limit of the Al content is 0.0005%.
  • N is an austenite generating element and is an element effective for enhancing the stability of the austenite structure at the time of high temperature use. Further, N is also an element that dissolves in the matrix and precipitates as a nitride and contributes to an improvement in tensile strength and creep strength. In order to acquire said effect, N content of 0.002% or more is required. However, if the N content is excessive and exceeds 0.20%, a large amount of nitride precipitates during long-time use, and the deformation resistance in the grains is remarkably increased, and stress relaxation cracking susceptibility during high-temperature use is increased. While increasing, it causes a blowhole generation at the time of welding. Therefore, the N content is set to 0.002 to 0.20%. The lower limit of the N content is desirably more than 0.03%, and a more desirable lower limit is 0.035%. A desirable upper limit of the N content is 0.18%.
  • One of the welding materials for Ni-base heat-resistant alloys of the present invention is composed of the above-described elements C to N, the balance being Fe and impurities, and the contents of O, P and S in the impurities are respectively It has a chemical composition limited to the stated range.
  • O 0.02% or less
  • O oxygen
  • the content of O needs to be 0.02% or less.
  • the O content is preferably 0.015% or less.
  • P 0.008% or less
  • P is contained as an impurity, lowers the melting point of the final solidified portion during solidification of the weld metal, remarkably increases solidification cracking susceptibility, and causes intergranular embrittlement during high-temperature use, resulting in resistance to resistance. It is an element that causes a decrease in stress relaxation cracking property. Therefore, the P content needs to be 0.008% or less.
  • the P content is preferably 0.006% or less.
  • S 0.005% or less
  • S is an element that is contained as an impurity, lowers the melting point of the final solidified portion during solidification of the weld metal, and increases the susceptibility to solidification cracking. Furthermore, S is an element that segregates and concentrates at the grain boundaries during high temperature use, and significantly increases the stress relaxation cracking susceptibility. Therefore, the S content needs to be 0.005% or less. The S content is preferably 0.003% or less.
  • Another one of the welding materials for Ni-base heat-resistant alloys of the present invention has a chemical composition containing 1.0% or less Nb in place of a part of the above-mentioned Fe.
  • Nb 1.0% or less
  • Nb is an element that precipitates in the grains as a fine intermetallic compound or / and carbonitride like Ti, and contributes to the improvement of creep strength at high temperatures. For this reason, you may contain Nb as needed. However, if the Nb content is excessive and exceeds 1.0%, a large amount of these precipitates are caused, the deformation resistance in the grains is remarkably increased, and the stress relaxation cracking susceptibility during high temperature use is increased. Therefore, the amount of Nb in the case of inclusion is set to 1.0% or less. When Nb is contained, the amount of Nb is preferably 0.9% or less.
  • the amount of Nb in the case of inclusion is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • the chemical composition of the welding material for the Ni-base heat-resistant alloy according to the present invention has been described in detail.
  • This welding material has excellent welding workability and high-temperature cracking resistance during welding.
  • the weld metal which has the high temperature cracking resistance in welding, the stress relaxation cracking resistance in use for a long time at high temperature, and favorable creep strength can be obtained.
  • a welded joint made of a material can be obtained.
  • Ni-base heat-resistant alloy excellent in high-temperature strength as a base material because the base material also has excellent ductility and creep strength in a high-temperature region of 700 ° C. or higher.
  • the Ni-base heat-resistant alloy having excellent high-temperature strength used as the base material may be a Ni-base heat-resistant alloy having the same chemical composition as the Ni-base heat-resistant alloy welding material according to the present invention, or may be different.
  • the base material is W: 3.5 to 8.5%, Ni: 45 to 55%, and Cr: 25 to 35%. The reason why it is preferable to contain the material will be described in detail.
  • W 3.5-8.5%
  • W is an element which contributes to the improvement of the creep strength at a high temperature exceeding 700 ° C. by dissolving in the matrix as in the weld metal.
  • the base material is homogenized by heat treatment, and the effect is more easily obtained. For this reason, it is preferable that a base material contains W and the quantity should just be 3.5% or more.
  • W is an expensive element and causes an increase in cost. Therefore, when W is contained, the amount is desirably 8.5% or less.
  • a more desirable lower limit of the W content in the base material is 3.8%, and a more desirable upper limit is 8.2%.
  • Ni 45-55%
  • Ni is an effective element for obtaining an austenitic structure, as in the case of a weld metal, and is an effective element for ensuring sufficient structural strength during long-time use and obtaining sufficient creep strength.
  • the base material preferably contains Ni, and the amount thereof is preferably 45% or more as in the case of the weld metal.
  • Ni is an expensive element and causes an increase in cost. Therefore, when Ni is contained, the amount is desirably 55% or less.
  • the more desirable lower limit of the Ni content in the base material is 45.5%, and the more desirable upper limit is 54.5%.
  • the more desirable lower limit of the Ni content in the base material is 46%, and the more desirable upper limit is 54%.
  • Cr 25-35% Cr is an effective element for ensuring the oxidation resistance, corrosion resistance, and creep strength of the base metal at a high temperature, as in the case of a weld metal.
  • the base material preferably contains Cr, and the amount thereof is preferably 25% or more as in the weld metal.
  • the Cr content is excessive, the stability of the structure at high temperatures is deteriorated and the creep strength is lowered. For this reason, when it contains Cr, it is desirable that the quantity shall be 35% or less.
  • a more desirable lower limit of the Cr content in the base material is 25.5%, and a more desirable upper limit is 34.5%.
  • a more desirable lower limit of the Cr content in the base material is 26%, and a more desirable upper limit is 34%.
  • the base material of the Ni-base heat-resistant alloy having excellent high-temperature strength contains the following elements in addition to W, Ni and Cr in the above ranges, with the balance being Fe and impurities.
  • C 0.04 to 0.12% C is an austenite-forming element, as in the weld metal, and is an element effective for enhancing the stability of the austenite structure when used at high temperatures. Unlike a weld metal that is used as it is, the base metal is homogenized by heat treatment, and its effect is more easily obtained, and no measures for preventing weld cracks are required. For this reason, it is preferable that the base material contains C, and the amount may be 0.04% or more. However, if the C content is excessive, coarse carbides are generated during use at high temperatures, which in turn leads to a decrease in creep strength. Therefore, when C is contained, the amount is desirably 0.12% or less. A more desirable lower limit of the C content in the base material is 0.05%, and a more desirable upper limit is 0.10%.
  • Si 0.5% or less Si has a deoxidizing action.
  • the base material does not require measures for preventing weld cracks as described above, the toughness is lowered when the Si content is excessive and exceeds 0.5%. Therefore, when the base material contains Si, the amount is desirably 0.5% or less.
  • the Si content in the base material is more preferably 0.4% or less. However, excessive reduction of the Si content does not provide a sufficient deoxidation effect, lowers the cleanliness of the alloy, and increases the manufacturing cost. Therefore, the lower limit of the Si content in the base material is not particularly set, but is desirably 0.01%. If at least 0.01% of Si is contained, a deoxidizing effect can be obtained. A more desirable lower limit of the Si content is 0.02%.
  • Mn 1.5% or less Mn has a deoxidizing action like Si. However, when the Mn content is excessive, embrittlement is caused. For this reason, when the base material contains Mn, the amount is desirably 1.5% or less, and more preferably 1.2% or less.
  • the lower limit of the Mn content in the base material is not particularly set, but is desirably 0.01%. If at least 0.01% of Mn is contained, a deoxidizing effect can be obtained. A more desirable lower limit of the Mn content is 0.02%.
  • P 0.03% or less P is contained as an impurity, and when the content of P is excessive, the creep ductility is reduced. Unlike the case of a weld metal, the base material does not require measures for preventing weld cracking, and the extreme reduction of the P content causes a significant increase in manufacturing cost. For this reason, it is desirable that the P content in the base material be 0.03% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • S 0.01% or less S, like P, is contained as an impurity, and when the S content is excessive, the creep ductility is reduced. Unlike the case of a weld metal, the base material does not require measures for preventing weld cracking, and the extreme reduction of the S content causes a significant increase in manufacturing costs. For this reason, the S content in the base material is preferably 0.01% or less, and more preferably 0.008% or less.
  • Ti 0.05 to 1.0%
  • the base material preferably contains Ti, and the amount is preferably 0.05% or more.
  • the amount is desirably 1.0% or less.
  • a more desirable lower limit of the Ti content in the base material is 0.10%, and a more desirable upper limit is 0.95%.
  • Zr 0.005 to 0.05% Zr dissolves in austenite as a matrix and improves strength at high temperatures. Unlike the weld metal, the base material does not melt. For this reason, in the base material, the above-mentioned effect of active Zr, which is combined with O in the weld metal and becomes slag, can be fully utilized. Therefore, the base material preferably contains Zr, and the amount is preferably 0.005% or more. However, when the Zr content is excessive, creep ductility is reduced. Therefore, when Zr is contained, the amount is desirably 0.05% or less. A more desirable lower limit of the Zr content in the base material is 0.01%, and a more desirable upper limit is 0.04%.
  • N 0.02% or less
  • N is an element effective for stabilizing the austenite phase, and is an element effective for increasing the tensile strength by solid solution in the matrix.
  • the hot workability is remarkably increased. It will decrease.
  • the base material it is preferable to strictly manage the upper limit of the N content as compared with the weld metal, and it is preferable to set the content to 0.02% or less.
  • a more desirable upper limit of the N content in the base material is 0.01%.
  • the minimum of N content in a base material is not provided in particular, the minimum from the point of stability of an austenite phase is 0.0005%.
  • B 0.005% or less
  • B is an element effective for improving the creep strength by segregating at grain boundaries during use at high temperatures to strengthen the grain boundaries and finely dispersing grain boundary carbides. is there. For this reason, it is preferable that the base material contains B. However, if the B content is excessive, the HAZ liquefaction cracking sensitivity is increased. Therefore, when B is contained, the amount is preferably 0.005% or less. In addition, although the minimum of B content in a base material is not provided especially, it is 0.0002% desirably.
  • Al 0.05 to 0.3%
  • Al is an element that combines with Ni and precipitates finely as a fine intermetallic compound and contributes to the improvement of creep strength at high temperatures.
  • the base material preferably contains Al, and the amount is preferably 0.05% or more.
  • the amount is desirably 0.3% or less.
  • a more desirable lower limit of the Al content in the base material is 0.06%, and a more desirable upper limit is 0.25%.
  • a plate material having a thickness of 12 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm is welded from an ingot in which a material having the chemical composition shown in Table 1 is melted and cast in a laboratory by hot forging, hot rolling, heat treatment and machining. It was produced as a material.
  • multilayer welding was performed in the groove by TIG welding with a heat input of 9 to 15 kJ / cm using the welding materials of the above-described symbols A to L, and two weld joints were produced for each symbol of the welding material. .
  • the welded joints were welded for each symbol, and the remaining one was subjected to aging heat treatment at 700 ° C. for 500 hours before being subjected to the next test.
  • the cross-section of the sample taken from each of the five welded joints as welded and the welded joint subjected to aging heat treatment is mirror-polished and corroded, then examined by an optical microscope, and fused in the weld metal.
  • the presence or absence of defects and the presence or absence of cracks were investigated.
  • the welded joint which does not have a crack in all the five samples examined with the optical microscope was set as "pass”.
  • the welding workability was evaluated as “good” when there was no poor fusion.
  • Table 3 shows the results of the above tests.
  • “ ⁇ ” in the “Welding workability result” column of Table 3 indicates that the welded joint has good fusion workability and no fusion failure in all five samples by optical microscope inspection. Show. On the other hand, “x” indicates that fusion failure was observed in at least one of the five samples by optical microscopy.
  • “O” in the “Creep rupture test result” column indicates that the creep rupture time is a “pass” welded joint that has cleared the target rupture time of the base metal plate of 1000 hours or more.
  • “x” indicates that the creep rupture time did not reach 1000 hours.
  • “-” Of the welding material code J indicates that the creep rupture test was not performed because fusion failure was observed in the weld metal of the sample taken from the welded joint as welded.
  • “ ⁇ ” of the welding material code L indicates that the crack rupture test was not performed because cracks were observed in the weld metal of the sample taken from the welded joint as welded.
  • the welding materials of the symbols A to G whose chemical compositions are within the range specified by the present invention are excellent in welding workability, and the weld metal of the welded joint welded using these has no fusion failure and is subjected to aging heat treatment. It is clear that neither stress relaxation cracks in the inside nor high temperature cracks in welding occur, and that the creep strength is high.
  • the fine intermetallic compound is generated excessively in the grains, and the deformation in the grains Due to the high resistance, stress relaxation cracking occurred during aging heat treatment.
  • Welded joints welded using a welding material with a symbol J whose Al content is outside the range defined in the present invention have poor fusion workability and poor welding workability, and fine intermetallic compounds are included in the grains.
  • the stress relaxation cracks occurred during the aging heat treatment because of excessive deformation in the grains and high deformation resistance in the grains.
  • a welded joint welded with a welding material with a sign K outside the range specified in the present invention for the W content did not generate cracks, but did not reach 1000 hours and did not satisfy the creep strength. .
  • a welded joint welded with a welding material having a low C content of 0.02% and out of the range specified in the present invention and having a sign L can produce (Cr, M) 23 C 6 sufficient for the final solidified portion. As a result, solidification cracking occurred.
  • a welding material for a Ni-base heat-resistant alloy having excellent welding workability and high-temperature cracking resistance at the time of welding.
  • a weld metal having stress relaxation cracking resistance and good creep strength during long-time use.
  • a high temperature cracking resistance during welding a stress relaxation cracking resistance during long-time use at high temperatures, and a base of a Ni-base heat-resistant alloy excellent in high-temperature strength and a weld metal having good creep strength.
  • a welded joint made of a material can be provided.

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Abstract

　C：0.06～0.18％、Si≦0.5％、Mn≦1.5％、Ni：45～55％、Cr：25～35％、W：7.0～13.0％、Ti：0.2％を超えて1.5％以下、Al＜0.1％及びN：0.002～0.20％、更に必要に応じて、Nb≦1.0％と、残部がFe 及び不純物とからなり、不純物中のO≦0.02％、P≦0.008％及びS≦0.005％の化学組成を有するNi 基耐熱合金用溶接材料は、溶接時に優れた溶接作業性と耐高温割れ性を有する。

Description

Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手
　本発明は、Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手に関する。詳しくは、発電用ボイラ等、高温で使用される機器に用いるＮｉ基耐熱合金を溶接するのに好適な溶接材料ならびにそれを使用して得られる溶接金属および溶接継手に関する。
　近年、環境負荷軽減の観点から発電用ボイラ等では運転条件の高温・高圧化が世界的規模で進められており、それに使用される材料にも、より優れた高温強度を有することが求められている。
　このような要求を満たす材料として、例えば、ＵＮＳ　Ｎ０６６１７に規定のＮｉ基耐熱合金がある。また、特許文献１～５に種々のＮｉ基合金が開示されている。これらは、いずれも母材としての必要性能を満足させるため、種々多様な合金元素範囲を規定したものである。
　これらＮｉ基耐熱合金を構造物として使用する場合、溶接により組み立てるのが一般的である。
　しかしながら、溶接により組み立てる際に、Ｎｉ基合金母材をそのまま溶接材料として使用すると、溶接金属における溶接時の高温割れ感受性が高くなる場合がある。したがって、溶接材料として、広範な組成範囲を有するＮｉ基合金母材をそのまま転用するのではなく、より成分範囲を厳しく管理した合金を使用して、上記の高温割れの防止を図らねばならないこともある。なお、上記「溶接時の高温割れ」には、「凝固割れ」と「延性低下割れ」が含まれる。
　一方、溶接により組み立てる際に使用するＮｉ基耐熱合金用溶接材料として、ＡＷＳ　Ａ５．１４－２００５　ＥＲ　ＮｉＣｒＣｏＭｏ－１が知られている。
　さらに、特許文献６～８に、種々のＮｉ基合金用溶接材料が提案されている。
　特許文献６には、高強度を有する酸化物分散強化型合金と耐熱合金との溶接に使用される溶接材料であって、Ｍｏ、Ｎｂなどの固溶強化元素を積極的に含有させることにより、強度向上を図った、酸化物分散強化型合金用溶接材料が提案されている。
　特許文献７には、ＭｏおよびＷによる固溶強化ならびにＡｌおよびＴｉによる析出強化効果を活用して高強度化を図った、Ｎｉ基合金用溶接材料が提案されている。
　特許文献８には、ＮｂとＷを含有させて、溶接時の凝固割れとクリープ強度の両立を図った、Ｎｉ基合金用溶接材料が提案されている。
　ところで、上記のＮｉ基耐熱合金およびＮｉ基耐熱合金用溶接材料を用いてなる溶接構造物は高温で使用されるが、高温で長時間使用した場合には、溶接部で割れが発生することが懸念される。
　例えば、非特許文献１には、Ｎｉ基耐熱合金の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）において、溶接後熱処理中に粒界割れが生じることが指摘されており、γ’相の析出に加えて、Ｓの粒界偏析が影響することが示唆されている。
　また、非特許文献２には、１８Ｃｒ－８Ｎｉ－Ｎｂ系のオーステナイト系耐熱鋼溶接部の長時間加熱時のＨＡＺにおける粒界割れの防止策についての検討が行われている。そして、適正な後熱処理の適用による溶接残留応力の低減がＨＡＺにおける粒界割れ防止に有効であるとの溶接プロセス面からの対策が提案されている。
　このように、Ｎｉ基耐熱合金を長時間使用した際、ＨＡＺに割れが生じる現象は古くから知られていたものの、近年、材料の高強度化のために多様の合金元素が含有されるに伴い、長時間加熱時の割れ発生が溶接金属においても顕在化する傾向にある。
　しかしながら、長時間使用中に溶接部に発生する割れについては、未だ完全な機構解明には至っておらず、さらには、割れ対策、特に、溶接金属における材料面からの割れ対策は確立されていない。
　そのため、上記のＮｉ基耐熱合金用溶接材料として知られているＡＷＳ　Ａ５．１４－２００５　ＥＲ　ＮｉＣｒＣｏＭｏ－１を用いて得られる溶接金属は、長時間使用中に発生する割れ（以下、「応力緩和割れ」と称する。）に対しては、課題が残っている。
　また、上述の特許文献６および特許文献７においても、応力緩和割れについては全く考慮されていない。このため、上記特許文献６および特許文献７で提案された溶接材料を用いて得られる溶接金属もまた、応力緩和割れに対しては、課題が残っている。しかも、上記の特許文献６および特許文献７で提案された溶接材料が、Ｔｉまたは／およびＡｌを多量に含有する場合には、溶接時の作業性に劣るという課題もある。
　一方、本発明者らが特許文献８で提案した溶接材料では、Ｔｉの含有量が少ないため、より良好なクリープ強度の確保という点で、改善すべき余地がある。
特開昭６３－０５０４４０号公報 特開平９－１５７７７９号公報 特開２００４－３０００号公報 国際公開第２００９／１５４１６１号 特開２０１０－１５０５９３公報 特開平１０－１９３１７４号公報 国際公開第２０１０／０１３５６５号 特開２００８－２０７２４２号公報
井川ら：溶接学会誌、第４７巻（１９７８）第１０号、Ｐ．６７９ 内木ら：石川島播磨技報、第１５巻（１９７５）第２号、ｐ．２０９
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、溶接時に優れた耐高温割れ性を有するＮｉ基耐熱合金用溶接材料の提供と、それを用いてなる溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属の提供を目的とする。さらに、この溶接材料を用いてなる溶接金属と高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材とからなる溶接継手を提供することも本発明の目的である。
　本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、高温で長時間使用中に溶接金属に発生する応力緩和割れについて詳細な調査を行った。その結果、下記（ａ）～（ｃ）の事項が明らかになった。
　（ａ）応力緩和割れは溶接金属の柱状晶境界に発生している。
　（ｂ）割れ破面は延性に乏しく、破面上には、ＰおよびＳが濃化している。
　（ｃ）割れ部近傍のミクロ組織には、結晶粒内に微細な金属間化合物が多量に析出している。
　上記（ａ）～（ｃ）の判明事項から、本発明者らは、次の（ｄ）～（ｆ）の結論に至った。
　（ｄ）応力緩和割れは、溶接時の凝固およびその後の高温での加熱中にＰおよびＳが偏析することに起因して弱くなった粒界に、溶接残留応力および外部応力が作用することによって開口したものである。
　（ｅ）粒内に多量の金属間化合物または／および炭窒化物が微細析出する場合には、粒内の変形能が低下するため、粒界面への応力集中が生じ、粒界が弱くなったこととの重畳作用によって、割れが発生しやすくなる。
　（ｆ）上記の機構は、非特許文献１にＨＡＺにおける類似の割れについて示唆されている。そして、非特許文献１には、粒界を弱くさせるＳの低減またはＳを固定するためにＣａおよびＭｇを含有させることがその割れを防止するのに有効であることが示されている。しかしながら、溶接金属は凝固ままの組織で使用されるのが一般的であり、熱処理など調質された母材を元にするＨＡＺとは現象が異なることが予想されるため、非特許文献１で提案されたＨＡＺにおける割れ対策がそのまま、応力緩和割れに対しても適用できる可能性は小さい。具体的には、上記非特許文献１にて提案されているＣａおよびＭｇは酸素との親和力が非常に強いため、溶接中に酸化物を形成しやすく、溶接後の溶接金属への歩留まりは溶接条件の影響を受け、その効果を安定して得るのは難しい。さらに、不純物元素の極端な低減、特にＰの低減は製造コストの大幅な増大を招くため、大量生産する工業製品に対して適用することは難しい。
　そこで、本発明者らは応力緩和割れを防止するためにさらに詳細な検討を実施した。その結果、次の（ｇ）および（ｈ）によって応力緩和割れに対する感受性を低下できることが判明した。
　（ｇ）粒界に偏析して粒界を弱くさせる溶接金属中のＳおよびＰの含有量を特定の範囲内に規制すること。
　（ｈ）金属間化合物または／および炭窒化物として微細析出して粒内変形抵抗の増大を招く元素、具体的には、ＴｉおよびＡｌの含有量を特定の範囲内に規制すること。
　しかしながら、上記（ｇ）および（ｈ）の対策を講じても、応力緩和割れを完全に防止するには至らなかった。加えて、析出強化効果を十分に活用できないため、所望の良好なクリープ強度が得られないことが判明した。
　そこでさらに、本発明者らが検討を進めた結果、高濃度のＷおよびＣｒを含有させることによって、具体的には、質量％で、７．０～１３．０％のＷおよび２５～３５％のＣｒを含有させることによって、応力緩和割れの防止と所望の良好なクリープ強度の確保を両立させることができることが判明した。その理由は、次の（ｉ）～（ｋ）によるものと考えられる。
　（ｉ）ＷおよびＣｒ含有量の増加はそれぞれ、高温で長時間使用中のＳおよびＰの粒界偏析エネルギーを低下させ、粒界へのＳおよびＰの濃化を軽減して、間接的に粒界が弱くなることを抑制する。
　（ｊ）Ｗは固溶強化元素としてクリープ強度の向上に寄与するが、この場合の粒内の変形能の低下は、微細な金属間化合物および炭窒化物が析出する場合に比べて小さい。
　（ｋ）Ｃｒはα－Ｃｒ相として析出し、クリープ強度の向上に寄与する。しかし、このα－Ｃｒ相が析出する場合は、微細な金属間化合物および炭窒化物が析出する場合に比べて、粒内の変形能の低下が小さい。
　しかしながら、上記高濃度のＷおよびＣｒを含有させた場合、高温で長時間使用中に溶接金属に発生する応力緩和割れは防止できるものの、溶接中の凝固割れ感受性が逆に増大することが明らかとなった。
　そこで、本発明者らはさらに、溶接中の凝固割れを防止するための検討も実施した。その結果、下記（ｌ）の知見が得られた。
　（ｌ）Ｃの含有量を特定の範囲内に制御することによって、具体的には、質量％で、０．０６～０．１８％とすることによって、溶接中の凝固割れを防止することができる。
　その理由は、溶接金属の組織観察結果から、次の（ｍ）によるものと考えられる。
　（ｍ）質量％でＣｒを２５～３５％含有する場合に、Ｃの含有量を上記の範囲内に制御すれば、溶接金属の凝固過程でＣが主にＣｒと結合して、（Ｃｒ、Ｍ）２３Ｃ６とオーステナイトの共晶凝固が生じる。その結果、凝固時の液相の消失が早まるため、溶接中の凝固割れを防止することができる。
　加えて、上記のＣおよびＣｒの含有量の適正範囲への管理は、溶接中の延性低下割れの防止にも有効であることが確認できた。
　その理由は、溶接金属の組織観察結果から、次の（ｎ）によるものと考えられる。
　（ｎ）溶接金属の凝固過程でＣとＣｒが結合して生成した（Ｃｒ、Ｍ）２３Ｃ６はラメラ状に柱状晶境界に存在する。その結果、不純物元素の偏析サイトである最終凝固界面を増大させるとともに、上記の炭化物（つまり、（Ｃｒ、Ｍ）２３Ｃ６）が粒界のすべりを抑制し、溶接中の延性低下割れを防止することができる。
　また、本発明者らは、溶接時の溶接作業性についても検討した。その結果、下記（ｏ）のように考えるに至った。
　（ｏ）溶接作業性の低下は、前層の溶接ビード表面に生成したＡｌを多く含有する高融点の酸化スケールを後続パスが十分溶融できないことにより生じる。
　そこでさらに、本発明者らは、溶接作業性の改善についても検討した。その結果、下記（ｐ）の知見を得た。
　（ｐ）溶接材料を、質量％で、Ｔｉが０．２％を超えて１．５％以下で、かつＡｌが０．１％未満のものとすることによって、溶接ビード表面に生成する酸化スケールを、Ａｌを多く含有するものからＴｉを主体とするものに変えることができるので、溶接作業性が改善する。しかも、応力緩和割れに悪影響を及ぼさない範囲で、ＴｉおよびＡｌの金属間化合物、ならびにＴｉ炭窒化物による微細析出強化作用を確保することもできる。
　以上のことから、Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料としては、質量％で、Ｃｒ：２５～３５％およびＮｉ：４５～５５％の合金をベースとし、Ｃ：０．０６～０．１８％、Ｗ：７．０～１３．０％、Ｔｉ：０．２％を超えて１．５％以下およびＡｌ：０．１％未満を含有させることによって、溶接中の優れた溶接作業性および耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および所望の良好なクリープ強度を確保できるとの知見を得たのである。　　
　そして、このＮｉ基耐熱合金用溶接材料を用いて、溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属と、高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材からなる溶接継手を得ることができる。
　この溶接材料を用いて溶接継手を得る際に、質量％で、Ｎｉ：４５～５５％、Ｃｒ：２５～３５％およびＷ：３．５～８．５％を含む高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金を母材として用いると、母材においても優れたクリープ強度を確保できることとなるので好ましい。母材として用いる高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金は、本発明に係る溶接材料と同じ化学組成を有するＮｉ基耐熱合金であってもよいし、異なってもよい。
　なお、上記の母材としては、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４５～５５％、Ｃｒ：２５～３５％、Ｗ：３．５～８．５％、Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｚｒ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００５％以下およびＡｌ：０．０５～０．３％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金を用いることが好ましい。
　なお、「不純物」とは、溶接材料または／および耐熱合金を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものを指す。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記の溶接材料、溶接金属および溶接継手にある。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０６～０．１８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎｉ：４５～５５％、Ｃｒ：２５～３５％、Ｗ：７．０～１３．０％、Ｔｉ：０．２％を超えて１．５％以下、Ａｌ：０．１％未満およびＮ：０．００２～０．２０％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物中のＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、質量％で、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．００８％以下およびＳ：０．００５％以下の化学組成を有することを特徴とする、Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料。
　（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下を含む化学組成を有することを特徴とする、上記（１）に記載のＮｉ基耐熱合金用溶接材料。
　（３）上記（１）または（２）に記載のＮｉ基耐熱合金用溶接材料を用いてなる溶接金属。
　（４）上記（３）に記載の溶接金属と高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材とからなることを特徴とする、溶接継手。
　（５）高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材が、質量％で、Ｗ：３．５～８．５％、Ｎｉ：４５～５５％およびＣｒ：２５～３５％を含有することを特徴とする、上記（４）に記載の溶接継手。
　（６）高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材が、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４５～５５％、Ｃｒ：２５～３５％、Ｗ：３．５～８．５％、Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｚｒ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００５％以下およびＡｌ：０．０５～０．３％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなることを特徴とする、上記（４）に記載の溶接継手。
　本発明によれば、溶接時に優れた溶接作業性と耐高温割れ性を有するＮｉ基耐熱合金用溶接材料を提供することができ、また、それを用いて、溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属を提供することができる。さらに、この溶接材料を用いて、溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属と高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材とからなる溶接継手を提供することができる。
　本発明において、Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料の化学組成を限定する理由は次のとおりである。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０６～０．１８％
　Ｃは、オーステナイト生成元素であり、高温使用時のオーステナイト組織の安定性を高めるのに有効な元素である。さらにＣは、本発明において、溶接時の高温割れ防止のために重要な元素である。すなわち、Ｃは、凝固過程で主にＣｒと結合して、共晶炭化物を生成させ、液相の消失を早めるとともに、最終凝固部の組織を（Ｃｒ、Ｍ）２３Ｃ６とオーステナイトとのラメラ状組織とする。その結果、液相の残存形態が面状から点状に変化するとともに、特定面への応力集中が抑制されるので、凝固割れを防止することができる。さらにＣは、不純物の偏析サイトとなる最終凝固界面積を増大させることから、溶接中の延性低下割れの防止および高温使用中の応力緩和割れの感受性低減にも寄与する。後述する本発明のＣｒ含有量の範囲で、上記の効果を十分得るためには、Ｃを０．０６％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有する場合には、凝固中に炭化物とならない過剰なＣが高温使用中に炭化物として微細析出し、かえって応力緩和割れ感受性を増大させる。そのため、Ｃの含有量は０．０６～０．１８％とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０７％であり、望ましい上限は０．１５％である。
　Ｓｉ：０．５％以下
　Ｓｉは、脱酸剤として含有されるが、溶接金属の凝固時に柱状晶粒界に偏析し、液相の融点を下げ、凝固割れ感受性を増大させる。そのため、Ｓｉの含有量は０．５％以下とする必要がある。Ｓｉの含有量は、０．３％以下とするのが好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず、合金の清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、Ｓｉ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。少なくともＳｉを０．０１％含んでおれば、脱酸効果を得ることができる。さらに望ましいＳｉ含有量の下限は、０．０２％である。
　Ｍｎ：１．５％以下
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として含有される。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有する場合には脆化を招くため、Ｍｎの含有量は１．５％以下とする必要がある。Ｍｎの含有量は１．２％以下とするのが好ましい。Ｍｎ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。少なくともＭｎを０．０１％含んでおれば、脱酸効果を得ることができる。さらに望ましいＭｎ含有量の下限は、０．０２％である。
　Ｎｉ：４５～５５％
　Ｎｉは、オーステナイト組織を得るために有効な元素であるとともに、長時間使用時の組織安定性を確保し、十分なクリープ強度を得るために必須の元素である。その効果を得るためには、４５％以上のＮｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、５５％を超えるＮｉの多量の含有はコストの増大を招く。そのため、Ｎｉの含有量は４５～５５％とする。Ｎｉ含有量の望ましい下限は４５．５％であり、望ましい上限は５４．５％である。Ｎｉ含有量のさらに望ましい下限は４６％であり、さらに望ましい上限は５４％である。
　Ｃｒ：２５～３５％
　Ｃｒは、高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。また、Ｃｒは、長時間使用中にα－Ｃｒ相として析出し、クリープ強度にも寄与する。加えて、Ｃｒは、適正な範囲でＣと複合して含有させることにより、凝固過程でＣと結合して、共晶炭化物を生成させ、溶接中の凝固割れおよび延性低下割れを防止するとともに、高温使用中のＰの偏析エネルギーを低下させ、応力緩和割れ感受性の低減にも間接的に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃｒを２５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃｒの含有量が過剰になって３５％を超えると、高温での組織の安定性が劣化して、クリープ強度の低下を招く。このため、Ｃｒの含有量は２５～３５％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は２５．５％であり、望ましい上限は３４．５％である。Ｃｒ含有量のさらに望ましい下限は２６％であり、さらに望ましい上限は３４％である。
　Ｗ：７．０～１３．０％
　Ｗは、マトリックスに固溶して７００℃を超える高温でのクリープ強度の向上に大きく寄与する元素である。また、Ｗは、Ｓの粒界偏析エネルギーを低下させ、高温使用中のＳの粒界への濃化を軽減することで粒界が弱くなることを抑制し、間接的に応力緩和割れの防止に寄与する。こうした効果を十分に確保して、高温使用中の耐応力緩和割れ性とクリープ強度を両立させるためには、本発明を構成する他の元素との関係で、７．０％以上のＷ含有量が必要である。しかし、Ｗを過剰に含有させてもその効果は飽和し、かえって靱性およびクリープ強度を低下させる。さらに、Ｗは高価な元素であり、１３．０％を超えるＷの多量の含有はコストの増大を招く。そのため、Ｗの含有量は７．０～１３．０％とする。Ｗ含有量の望ましい下限は７．２％であり、望ましい上限は１１．５％である。Ｗ含有量のさらに望ましい下限は７．５％であり、さらに望ましい上限は９．５％である。
　Ｔｉ：０．２％を超えて１．５％以下
　Ｔｉは、Ｎｉと結合し、金属間化合物として、また、炭素および窒素と結合して炭窒化物として粒内析出し、高温でのクリープ強度の向上に寄与する。さらに、本発明のＡｌ含有量範囲においては、溶接ビード表面に生成する酸化スケールをＴｉ主体のものとすることにより、溶接作業性を改善し、溶接欠陥の発生を抑制する。こうした効果を得るためには、本発明を構成する他の元素との関係で、０．２％を超えるＴｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になって１．５％を超えると、金属間化合物の過剰な析出を招き、粒内の変形抵抗が著しく高くなるので、高温使用中の応力緩和割れ感受性が増大する。そのため、Ｔｉの含有量は０．２％を超えて１．５％とする。Ｔｉ含有量の望ましい下限は０．３％であり、望ましい上限は１．４％である。
　Ａｌ：０．１％未満
　Ａｌは、Ｔｉと同様、Ｎｉと結合し、金属間化合物として微細に粒内析出し、高温でのクリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になって０．１％以上になると、溶接ビード表面に融点の高いＡｌ主体の酸化スケールを生成し、溶接作業性の劣化を招く。また、金属間化合物の析出による高温使用中の応力緩和割れ感受性の増大も少なからず招く。そのため、Ａｌの含有量は０．１％未満とする。Ａｌ含有量の望ましい上限は０．０５％である。Ａｌ含有量の下限は特に設けないが、極端な低減はコスト上昇を招くため、望ましくは０．０００２％である。少なくともＡｌを０．０００２％含んでおれば、クリープ強度の向上効果を得ることができる。より望ましいＡｌ含有量の下限は、０．０００５％である。
　Ｎ：０．００２～０．２０％
　Ｎは、オーステナイト生成元素であり、高温使用時のオーステナイト組織の安定性を高めるのに有効な元素である。さらにＮは、マトリックスに固溶するとともに、窒化物として析出し、引張強さおよびクリープ強度の向上に寄与する元素でもある。上記の効果を得るためには、０．００２％以上のＮ含有量が必要である。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になって０．２０％を超えると、長時間使用中に多量に窒化物として析出して粒内の変形抵抗を著しく高め、高温使用中の応力緩和割れ感受性を増大させるとともに、溶接時にはブローホール生成の原因となる。そのため、Ｎの含有量は０．００２～０．２０％とする。Ｎ含有量の下限は０．０３％を超えるのが望ましく、さらに望ましい下限は０．０３５％である。Ｎ含有量の望ましい上限は０．１８％である。
　本発明のＮｉ基耐熱合金用溶接材料の一つは、上述のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＯ、ＰおよびＳの含有量をそれぞれ、次に述べる範囲に制限した化学組成を有するものである。
　Ｏ：０．０２％以下
　Ｏ（酸素）は、不純物として存在するが、多量に含まれる場合には、溶接材料の加工性および溶接金属の延性を低下させる。そのため、Ｏの含有量は０．０２％以下とする必要がある。Ｏの含有量は０．０１５％以下とするのが望ましい。
　Ｐ：０．００８％以下
　Ｐは、不純物として含まれ、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下させ、凝固割れ感受性を著しく増大させるとともに、高温使用中に粒界脆化を引き起こして耐応力緩和割れ性の低下を招く元素である。そのため、Ｐの含有量は０．００８％以下とする必要がある。Ｐの含有量は０．００６％以下とするのが望ましい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、Ｐと同様、不純物として含まれ、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下させ、凝固割れ感受性を増大させる元素である。さらに、Ｓは、高温使用中に結晶粒界に偏析・濃化し、応力緩和割れ感受性を著しく高める元素である。そのため、Ｓの含有量は０．００５％以下とする必要がある。Ｓの含有量は０．００３％以下とするのが望ましい。
　本発明のＮｉ基耐熱合金用溶接材料の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、１．０％以下のＮｂを含む化学組成を有するものである。
　以下、任意元素であるＮｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｎｂ：１．０％以下
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に微細な金属間化合物または／および炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度の向上に寄与する元素である。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になって１．０％を超えると、これらの多量析出を招き、粒内の変形抵抗を著しく高め、高温使用中の応力緩和割れ感受性を増大させる。そのため、含有させる場合のＮｂの量を１．０％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．９％以下とすることが望ましい。
　一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は、０．００５％以上とすることが望ましく、０．０１％以上とすることがさらに望ましい。
　以上、本発明に係るＮｉ基耐熱合金用溶接材料の化学組成について詳述したが、この溶接材料は、溶接時に優れた溶接作業性と耐高温割れ性を有する。そして、この溶接材料を用いて、溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属を得ることができる。さらに、この溶接材料を用いて、溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属と高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材とからなる溶接継手を得ることができる。
　なお、本発明に係るＮｉ基耐熱合金用溶接材料を用いて溶接継手を得る際に、Ｗ：３．５～８．５％、Ｎｉ：４５～５５％およびＣｒ：２５～３５％を含有する高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金を母材として用いると、母材においても７００℃以上の高温域において優れた延性およびクリープ強度を有することになるから、好ましい。母材として用いる高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金は、本発明に係るＮｉ基耐熱合金用溶接材料と同じ化学組成を有するＮｉ基耐熱合金であってもよいし、異なってもよい。
　ここで、母材として高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金を用いる場合、その母材は、上記のＷ：３．５～８．５％、Ｎｉ：４５～５５％およびＣｒ：２５～３５％を含有するものであることが好ましい理由について詳しく説明する。
　Ｗ：３．５～８．５％
　Ｗは、溶接金属におけると同様に、マトリックスに固溶して７００℃を超える高温でのクリープ強度の向上に大きく寄与する元素である。母材は凝固ままで使用される溶接金属とは異なり、熱処理によって均質化が図られ、その効果がより得られやすい。このため、母材は、Ｗを含有することが好ましく、その量は３．５％以上であればよい。しかし、Ｗは高価な元素であり、コストの増大を招くため、Ｗを含有する場合のその量は８．５％以下とすることが望ましい。母材におけるＷ含有量のさらに望ましい下限は３．８％であり、さらに望ましい上限は８．２％である。
　Ｎｉ：４５～５５％
　Ｎｉは、溶接金属におけると同様に、オーステナイト組織を得るために有効な元素であるとともに、長時間使用時の組織安定性を確保し、十分なクリープ強度を得るために有効な元素である。その効果を得るために、母材は、Ｎｉを含有することが好ましく、その量は、溶接金属におけると同様、４５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、コストの増大を招くため、Ｎｉを含有する場合のその量は５５％以下とすることが望ましい。母材におけるＮｉ含有量のさらに望ましい下限は４５．５％であり、さらに望ましい上限は５４．５％である。母材におけるＮｉ含有量の一層望ましい下限は４６％であり、一層望ましい上限は５４％である。
　Ｃｒ：２５～３５％
　Ｃｒは、溶接金属におけると同様に、母材の高温での耐酸化性、耐食性およびクリープ強度の確保のために有効な元素である。これらの効果を得るために、母材は、Ｃｒを含有することが好ましく、その量は、溶接金属におけると同様、２５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒの含有量が過剰になると高温での組織の安定性を劣化して、クリープ強度の低下を招く。このため、Ｃｒを含有する場合、その量は３５％以下とすることが望ましい。母材におけるＣｒ含有量のさらに望ましい下限は２５．５％であり、さらに望ましい上限は３４．５％である。母材におけるＣｒ含有量の一層望ましい下限は２６％であり、一層望ましい上限は３４％である。
　高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材は、上記範囲のＷ、ＮｉおよびＣｒに加えて、以下に述べる量の元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるものであることがより好ましい。
　Ｃ：０．０４～０．１２％
　Ｃは、溶接金属におけると同様に、オーステナイト生成元素であり、高温使用時のオーステナイト組織の安定性を高めるのに有効な元素である。母材は凝固ままで使用される溶接金属とは異なり、熱処理によって均質化が図られ、その効果がより得られやすく、また、溶接割れ防止に対する対策を必要としない。このため、母材は、Ｃを含有することが好ましく、その量は０．０４％以上であればよい。しかしながら、Ｃの含有量が過剰になると高温での使用中に粗大な炭化物を生成し、かえってクリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃを含有する場合、その量は０．１２％以下とすることが望ましい。母材におけるＣ含有量のさらに望ましい下限は０．０５％であり、さらに望ましい上限は０．１０％である。
　Ｓｉ：０．５％以下
　Ｓｉは、脱酸作用を有する。母材では上述のように溶接割れ防止に対する対策が必要ないものの、Ｓｉの含有量が過剰になって０．５％を超えると靱性を低下させる。したがって、母材がＳｉを含有する場合、その量は０．５％以下とすることが望ましい。母材におけるＳｉの含有量は、０．４％以下とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず、合金の清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、母材におけるＳｉ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。少なくともＳｉを０．０１％含んでおれば、脱酸効果を得ることができる。さらに望ましいＳｉ含有量の下限は、０．０２％である。
　Ｍｎ：１．５％以下
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招く。このため、母材がＭｎを含有する場合、その量は１．５％以下とすることが望ましく、１．２％以下とするのがさらに好ましい。母材におけるＭｎ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。少なくともＭｎを０．０１％含んでおれば、脱酸効果を得ることができる。さらに望ましいＭｎ含有量の下限は、０．０２％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、不純物として含まれ、Ｐの含有量が過剰になるとクリープ延性の低下を招く。母材は、溶接金属の場合とは異なり、溶接割れ防止に対する対策を必要としないし、Ｐ含有量の極度の低減は製造コストの著しい増大を招く。このため、母材におけるＰ含有量は０．０３％以下とすることが望ましく、０．０２％以下とするのがさらに好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、Ｐと同様、不純物として含まれ、Ｓの含有量が過剰になるとクリープ延性の低下を招く。母材は、溶接金属の場合とは異なり、溶接割れ防止に対する対策を必要としないし、Ｓ含有量の極度の低減は製造コストの著しい増大を招く。このため、母材におけるＳ含有量は０．０１％以下とすることが望ましく、０．００８％以下とするのがさらに好ましい。
　Ｔｉ：０．０５～１．０％
　Ｔｉは、微細な金属間化合物および炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度の向上に寄与する元素である。このため、母材は、Ｔｉを含有することが好ましく、その量は、０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると多量に金属間化合物および炭窒化物を生成し、靱性の低下を招く。そのため、Ｔｉを含有する場合、その量は１．０％以下とすることが望ましい。母材におけるＴｉ含有量のさらに望ましい下限は０．１０％であり、さらに望ましい上限は０．９５％である。
　Ｚｒ：０．００５～０．０５％
　Ｚｒは、マトリックスであるオーステナイトに固溶して、高温での強度を向上させる。母材は、溶接金属とは異なって溶融しない。このため、母材においては、溶接金属ではＯと結合してスラグとなってしまう活性なＺｒの上記効果を、十分に活用できる。したがって、母材は、Ｚｒを含有することが好ましく、その量は、０．００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｚｒの含有量が過剰になるとクリープ延性の低下を招く。そのため、Ｚｒを含有する場合、その量は０．０５％以下とすることが望ましい。母材におけるＺｒ含有量のさらに望ましい下限は０．０１％であり、さらに望ましい上限は０．０４％である。
　Ｎ：０．０２％以下
　Ｎは、オーステナイト相を安定にするのに有効な元素であり、マトリックスに固溶し、引張強さを高めるのに有効な元素である反面、熱間加工性を著しく低下させてしまう。そのため、母材においては、溶接金属に比べて、Ｎ含有量の上限を厳しく管理するのがよく０．０２％以下とすることが好ましい。母材におけるＮ含有量のさらに望ましい上限は０．０１％である。なお、母材におけるＮ含有量の下限は特に設けないが、オーステナイト相の安定という点からの下限は、０．０００５％である。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは、高温での使用中に粒界に偏析して粒界を強化するとともに、粒界炭化物を微細分散させることによって、クリープ強度を向上させるのに有効な元素である。このため、母材は、Ｂを含有することが好ましい。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になるとＨＡＺの液化割れ感受性を高める。そのため、Ｂを含有する場合、その量は０．００５％以下とすることが望ましい。なお、母材におけるＢ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０００２％である。
　Ａｌ：０．０５～０．３％
　Ａｌは、Ｎｉと結合し微細な金属間化合物として微細に粒内析出し、高温でのクリープ強度の向上に寄与する元素であり、溶接作業性に直接関与しない母材においては高強度化のために積極的に活用してもよい。このため、母材は、Ａｌを含有することが好ましく、その量は、０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると、金属間化合物が過剰に析出して、靱性の低下を招く。そのため、Ａｌを含有する場合、その量は０．３％以下とすることが望ましい。母材におけるＡｌ含有量のさらに望ましい下限は０．０６％であり、さらに望ましい上限は０．２５％である。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する材料を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、板厚１２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材を溶接母材用として作製した。
　さらに、表２に示す化学組成を有する符号Ａ～Ｌの材料を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延および機械加工により、外径１．２ｍｍ、長さ１０００ｍｍの溶接材料（溶接ワイヤ）を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記の溶接母材用板材の長手方向に、角度３０°、ルート厚さ１ｍｍのＶ開先を加工した後、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍで長さ２００ｍｍのＳＭ４００ＢのＪＩＳ　Ｇ　３１０６（２００８）に規定の市販の鋼板上に、被覆アーク溶接棒としてＪＩＳ　Ｚ　３２２４（２０１０）に規定の「Ｅ　Ｎｉ　６６２５」を用いて、四周を拘束溶接した。
　その後、上述した符号Ａ～Ｌの溶接材料を用いて、入熱９～１５ｋＪ／ｃｍでＴＩＧ溶接により開先内に多層溶接を行って、溶接材料の各符号について２体ずつ溶接継手を作製した。
　溶接継手は、各符号について、１体は溶接ままで、残りの１体は７００℃×５００時間の時効熱処理を行ってから、次の試験に供した。
　すなわち、各符号について、溶接ままの溶接継手および時効熱処理を施した溶接継手の各５か所から採取した試料の横断面を鏡面研磨、腐食した後、光学顕微鏡により検鏡し、溶接金属における融合不良の有無および割れの有無を調査した。なお、光学顕微鏡により検鏡した５個の全ての試料に割れのない溶接継手を「合格」とした。また、融合不良がないものを溶接作業性が「良好」とした。
　さらに、検鏡の結果、溶接金属に融合不良および割れが認められなかった溶接ままの溶接継手から、溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取し、母材板材の目標破断時間が１０００時間以上である７００℃、１６７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。なお、クリープ破断時間が、母材板材の目標破断時間である１０００時間以上のものを「合格」とした。
　表３に、上記各試験の結果を示す。
　表３の「割れ観察結果」欄における「○」は、光学顕微鏡による検鏡で５個の全ての試料に割れがない「合格」の溶接継手であることを示す。一方、「×」は、光学顕微鏡による検鏡で５個の試料のうち少なくとも１個の試料に割れが認められたことを示す。
　また、表３の「溶接作業性結果」欄における「○」は、光学顕微鏡による検鏡で５個の全ての試料に融合不良がない、溶接作業性が「良好」の溶接継手であることを示す。一方、「×」は、光学顕微鏡による検鏡で５個の試料のうち少なくとも１個の試料に融合不良が認められたことを示す。
　さらに、「クリープ破断試験結果」欄における「○」は、クリープ破断時間が母材板材の目標破断時間である１０００時間以上をクリアした「合格」の溶接継手であることを示す。一方、「×」はクリープ破断時間が１０００時間に達しなかったことを示す。溶接材料符号Ｊの「－」は、溶接ままの溶接継手から採取した試料の溶接金属に融合不良が認められたため、クリープ破断試験を行わなかったことを示す。同様に、溶接材料符号Ｌの「－」は、溶接ままの溶接継手から採取した試料の溶接金属に割れが認められたため、クリープ破断試験を行わなかったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から、化学組成が本発明で規定する範囲にある符号Ａ～Ｇの溶接材料は溶接作業性に優れ、これらを用いて溶接した溶接継手の溶接金属には、融合不良がなく、時効熱処理中の応力緩和割れおよび溶接中の高温割れともに発生せず、しかも、高いクリープ強度を有することが明らかである。
　これに対して、Ｔｉの含有量が本発明で規定する上限を超える符号Ｈの溶接材料を用いて溶接した溶接継手は、微細な金属間化合物が粒内に過剰に生成し、粒内の変形抵抗が高いため、時効熱処理中に応力緩和割れが発生した。
　Ｔｉの含有量が本発明で規定する下限を下回る符号Ｉの溶接材料を用いて溶接した溶接継手は、割れは発生しなかったものの強度確保に必要なだけの金属間化合物が生成しなかったため、破断時間が１０００時間に達せず、クリープ強度を満足しなかった。
　Ａｌの含有量が本発明で規定する範囲を外れる符号Ｊの溶接材料を用いて溶接した溶接継手は、融合不良が発生して溶接作業性が悪いことに加えて、微細な金属間化合物が粒内に過剰に生成し、粒内の変形抵抗が高いため、時効熱処理中に応力緩和割れが発生した。
　Ｗの含有量が本発明で規定する範囲を外れる符号Ｋの溶接材料を用いて溶接した溶接継手は、割れは発生しなかったものの破断時間が１０００時間に達せず、クリープ強度を満足しなかった。
　Ｃの含有量が０．０２％と低く本発明で規定する範囲を外れる符号Ｌの溶接材料を用いて溶接した溶接継手は、最終凝固部に十分な（Ｃｒ、Ｍ）２３Ｃ６を生成できなかった結果、凝固割れが発生した。
　以上述べたように、本発明で規定する範囲内の化学組成を有する溶接材料を用いた場合、溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属となることがわかる。
　本発明によれば、溶接時に優れた溶接作業性と耐高温割れ性を有するＮｉ基耐熱合金用溶接材料を提供することができ、また、それを用いて、溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属を提供することができる。さらに、この溶接材料を用いて、溶接中の耐高温割れ性、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性および良好なクリープ強度を有する溶接金属と高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材とからなる溶接継手を提供することができる。
 
 

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０６～０．１８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎｉ：４５～５５％、Ｃｒ：２５～３５％、Ｗ：７．０～１３．０％、Ｔｉ：０．２％を超えて１．５％以下、Ａｌ：０．１％未満およびＮ：０．００２～０．２０％と、
    残部がＦｅおよび不純物とからなり、
    不純物中のＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、質量％で、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．００８％以下およびＳ：０．００５％以下の化学組成を有することを特徴とする、Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料。
  2. 　Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下を含む化学組成を有することを特徴とする、請求項１に記載のＮｉ基耐熱合金用溶接材料。
  3. 　請求項１または２に記載のＮｉ基耐熱合金用溶接材料を用いてなる溶接金属。
  4. 　請求項３に記載の溶接金属と高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材とからなることを特徴とする、溶接継手。
  5. 　高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材が、質量％で、Ｗ：３．５～８．５％、Ｎｉ：４５～５５％およびＣｒ：２５～３５％を含有することを特徴とする、請求項４に記載の溶接継手。
  6. 　高温強度に優れたＮｉ基耐熱合金の母材が、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４５～５５％、Ｃｒ：２５～３５％、Ｗ：３．５～８．５％、Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｚｒ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００５％以下およびＡｌ：０．０５～０．３％と、
    残部がＦｅおよび不純物とからなることを特徴とする、請求項４に記載の溶接継手。
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