JP2017042796A

JP2017042796A - Ｎｉ基合金溶接金属

Info

Publication number: JP2017042796A
Application number: JP2015168019A
Authority: JP
Inventors: 剛夫宮村; Takeo Miyamura; 難波　茂信; Shigenobu Nanba; 茂信難波; 哲直池田; Akinao Ikeda; 和博福田; Kazuhiro Fukuda
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2015-08-27
Filing date: 2015-08-27
Publication date: 2017-03-02
Also published as: KR20170026127A; KR101813389B1; CN106475705A

Abstract

【課題】溶接金属に水素が多量に含有される場合であっても良好な引張延性を得ることができるＮｉ基合金溶接金属を提供する。【解決手段】本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、Ｃ：０．０１〜０．０５％（％は質量％を意味する。以下、化学成分について同じ。）、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｃｒ：０．５〜５．０％、Ｍｏ：１３．０〜２０．０％、Ｗ：１．０〜４．０％、Ｆｅ：５．０〜１２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０６０％以下（０％を含まない）含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる溶接金属であり、当該溶接金属中の結晶粒界に偏析しているＢ濃度が２０〜２００ｐｐｍとしている。【選択図】なし

Description

本発明は、Ｎｉ基合金溶接金属に関する。

ＬＮＧ（Liquefied Natural Gas）貯蔵用のタンクには、一般的に、低温靱性に優れる９％Ｎｉ鋼の厚鋼板が用いられている。ＬＮＧ貯蔵用のタンクは、前記厚鋼板をサブマージアーク溶接などで接合して組み立てられている。サブマージアーク溶接は、被施工物を覆ったフラックスに電流電圧を連続的に供給し、フラックス中でアークを発生させる溶接方法である。９％Ｎｉ鋼の溶接には、低温靱性に優れたＮｉ基合金が溶接材料として用いられている。Ｎｉ基合金を溶接材料として得られたＮｉ基合金溶接金属は、溶接後に熱処理を経ることなく、溶接したままの状態で高い低温靱性が求められる。
なお、本明細書において「Ｎｉ基合金」とは、主成分（最も含有量の多い成分）がＮｉである合金をいう。
また、本明細書において「溶接金属」とは、溶接を施した際に溶接中に溶着金属と溶融母材とが溶融して凝固した金属をいう。
本明細書において「溶着金属」とは、溶接中に付加される溶接材料（例えば、溶加材、ワイヤなど）から、溶接部に移行した金属をいう。
また、「溶加材」とは、溶接中に付加される金属（材料）をいう。

一般的に、サブマージアーク溶接で用いられるフラックスは吸湿性があるため、施工前に乾燥処理をしてから使用される。しかしながら、実際の施工環境は湿度、気温など多様であり、乾燥処理から施工までの時間も異なるため、幾らかフラックスが吸湿しているのが通常である。このような背景から、極端に好ましくない施工環境においては形成された溶接金属に多量の水素が含まれてしまい、溶接金属の引張破断伸び（引張延性）が不足するという問題がある。溶接金属の引張延性が乏しいことは、被施工物であるタンクの機械的な損傷の可能性が高まることに繋がってしまう。

このような状況下、例えば、特許文献１には、高い引張強さと靭性が得られ、引張延性に優れた溶接継手が得られる低温用鋼のサブマージアーク溶接方法に関する発明が提案されている。
この特許文献１には、具体的に、Ｎｉ基合金ワイヤ及び焼成型フラックスのいずれか一方または両方の、所定の式から求められる各金属成分のＭ含有量を、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｍｎ：０．５〜２％、但し、１０×Ｃ／Ｍｎ：１．５以下、Ｎｉ：６０％以上、Ｍｏ及びＷのいずれか一方または両方の合計：１９〜２７％、Ａｌ及びＴｉのいずれか一方または両方の合計：０．３〜３％とし、Ｓｉ、Ｃｒ及びＣｕの合計：１％以下で、上記Ｎｉ基合金ワイヤの残部を不可避不純物とし、上記焼成型フラックスの残部を不可避不純物等としたことを特徴とする低温用鋼のサブマージアーク溶接方法が提案されている。

つまり、特許文献１には、サブマージアーク溶接用の溶接材料及びフラックスの組成に着目し、溶接金属中に形成される炭化物を制御することで、溶接金属の靱性を改善する発明が提案されている。

特開２０１１−５６５６２号公報

しかしながら、特許文献１で提案されている発明は、溶接金属に水素（Ｈ）が多量に含有されることによって生じる引張延性の不足を改善するものではない。

本発明は前記状況に鑑みてなされたものであり、溶接金属に水素が多量に含有される場合であっても良好な引張延性を得ることができるＮｉ基合金溶接金属を提供することを課題とする。

前記課題を解決するため、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、Ｃ：０．０１〜０．０５％（％は質量％を意味する。以下、化学成分について同じ。）、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｃｒ：０．５〜５．０％、Ｍｏ：１３．０〜２０．０％、Ｗ：１．０〜４．０％、Ｆｅ：５．０〜１２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０６０％以下（０％を含まない）含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる溶接金属であり、当該溶接金属中の結晶粒界に偏析しているＢ濃度が２０〜２００ｐｐｍであることとした。ここで、「偏析」とは、合金の凝固固体の内部で、溶質濃度が不均質になっていることをいう。

このように、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｆｅ、Ｂ、Ｏを夫々所定量含有しているので、溶接金属の強度や耐食性を確保することができる。また、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、Ｓ、Ｐを所定量以下としているので、高温割れ性を確保することができる。そして、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、溶接金属中の結晶粒界に偏析しているＢ濃度を所定の範囲としているので、当該結晶粒界近傍のＨ濃度を低減することができる。その結果、結晶粒界が溶接金属に含有されるＨとＯの影響を受けて粒界強度が低下するのを防ぐことができ、良好な引張延性を得ることができる。

本発明に係るＮｉ基合金溶接金属は、溶接金属にＨが多量に含有される場合であっても良好な引張延性を得ることができる。

溶着金属の室温引張試験で用いた引張試験片の採取位置を示す断面図である。粒界Ｂ濃度と引張破断伸びの関係を示すグラフである。横軸は粒界Ｂ濃度（ｐｐｍ）であり、縦軸は引張破断伸び（％）である。

（Ｎｉ基合金溶接金属）
以下、本発明に係るＮｉ基合金溶接金属（以下、単に「溶接金属」ということもある。）を実施するための形態について詳細に説明する。

本発明に係る溶接金属は、ハステロイ系Ｎｉ基合金溶接金属で生じる破断伸び低下の原因が、溶接金属に含有されるＨとＯの影響による粒界強度の低下であること、及び、Ｂを結晶粒界に一定濃度以上に偏析させることによって結晶粒界近傍のＨ濃度が低減され、粒界強度の低下を回避できるという新たな技術知見に基づいている。
すなわち、Ｎｉ基合金溶接金属中の固溶ＢとＨは格子中の同じ位置で共に固溶することができず、先にＢが分布した領域にはＨが容易に侵入することができない。このため、ＢがＨに対して優先的に結晶粒界へ偏析した状態とすることで、結晶粒界のＨ濃度を低下させることができ、引張破断伸びを低下させる粒界破壊を抑制することができる。

本発明に係る溶接金属の効果は、溶接金属の化学組成を所定の範囲としたうえで、さらに、結晶粒界に偏析しているＢ濃度（以下、「粒界Ｂ濃度」と記載することもある。）を一定以上に制御することによって得ることができる。
溶接金属の化学組成は、狙い成分に相当する溶接材料を用いることで所定の範囲内とすることができる。サブマージアーク溶接においては、フラックスの化学組成を変えることによって溶接金属の化学組成を調整することも可能である。なお、溶接金属の化学組成の制御は、被施工物の化学組成を把握した上で、溶接後の溶接金属の化学組成が後記する範囲となる溶接材料（ワイヤ、溶加材、溶接棒）を選択し、溶接するのがより好ましい。どのような被施工物の化学組成の場合にどのような溶接材料を選択すれば良いかは、予め実験等して確認しておくことが好ましい。

本発明で規定する粒界Ｂ濃度を得るためには、Ｈに対して結晶粒界へのＢの偏析を優先的に促進させる必要がある。このようにするためには、溶接金属中の平均的な（全体的な）Ｂの含有量（平均Ｂ濃度）を所定の範囲としたうえで、溶接施工時の溶接金属の冷却速度を遅くし、所定の冷却速度とする必要がある。すなわち、Ｂは、溶接金属中において高温の環境でのみＨよりも拡散することができるため、Ｂが結晶粒界に偏析するのに十分な時間が必要である。従って、この観点から溶接施工後の冷却速度を遅くすることが必要となる。冷却速度を遅くする必要のある主な温度域は８００〜５００℃である。冷却速度は被施工物の厚さなどの寸法や熱伝導性によっても種々変化するので、所定の冷却速度を得るためには、適宜、入熱量を増加させたり、パス間温度や予熱温度を高温化させたりするとよい。これらの条件や操作と、所定の冷却速度との関係は、予め実験等して確認しておくことが好ましい。
なお、溶接金属中の平均Ｂ濃度を増加させると粒界Ｂ濃度を増加させることができるものの、最終凝固部における溶接金属の高温割れを誘発してしまう。そのため、溶接金属全体のＢ濃度を所定の範囲に留め、所定の冷却速度とすることによって結晶粒界にＢを偏析させることが好ましい。

前記知見に基づいて成された本発明に係る溶接金属は、Ｃ：０．０１〜０．０５％（％は質量％を意味する。以下、化学成分について同じ。）、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｃｒ：０．５〜５．０％、Ｍｏ：１３．０〜２０．０％、Ｗ：１．０〜４．０％、Ｆｅ：５．０〜１２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０６０％以下（０％を含まない）含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる溶接金属であり、当該溶接金属中の結晶粒界に偏析しているＢ濃度が２０〜２００ｐｐｍ（質量ｐｐｍ）である。
本発明に係る溶接金属の化学組成をこのように限定した理由は以下のとおりである。

（Ｃ：０．０１〜０．０５％）
Ｃは、溶接金属の強度を確保するために必要な元素である。この効果を発揮させるためにはＣを０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０２％以上である。その一方で、Ｃの含有量が過剰になると粗大な炭化物が形成され靱性が低下するため、その含有量は０．０５％以下とし、好ましくは０．０３％以下とする。

（Ｓｉ：０．０１〜１．０％）
Ｓｉには溶鋼中で脱酸作用を有し、ブローホールの形成を抑制する働きがある。この効果を発揮させるためにはＳｉを０．０１％以上含有する必要があり、好ましくは０．１％以上である。その一方で、Ｓｉの含有量が過剰になると靱性が低下するため、その含有量は１．０％以下とし、好ましくは０．５％以下とする。

（Ｍｎ：１．５〜３．５％）
Ｍｎには溶鋼中で脱酸作用を有し、ブローホールの形成を抑制する働きがあると共に、強度を向上させる働きがある。これらの効果を発揮させるためにはＭｎを１．５％以上含有させる必要があり、好ましくは２．０％以上である。その一方で、Ｍｎの含有量が過剰になると靱性が劣化するため、その含有量は３．５％以下とし、好ましくは３．０％以下とする。

（Ｃｒ：０．５〜５．０％）
Ｃｒには溶接金属の耐食性を向上させる働きがある。この効果を発揮させるためにはＣｒを０．５％以上含有させる必要があり、好ましくは１．５％以上である。その一方で、Ｃｒの含有量が過剰になるとその効果が飽和し、コストの観点で好ましくないため、その含有量は５．０％以下とし、好ましくは３．０％以下とする。

（Ｍｏ：１３．０〜２０．０％）
Ｍｏは、溶接金属の耐食性や強度を確保するために必要な元素である。この効果を発揮させるためにはＭｏを１３．０％以上含有させる必要があり、好ましくは１５．０％以上である。その一方で、Ｍｏの含有量が過剰になると析出物が過剰となり靱性が低下するため、その含有量は２０．０％以下とし、好ましくは１８．０％以下とする。

（Ｗ：１．０〜４．０％）
Ｗには溶接金属の強度を向上させる働きがある。この効果を得るためにはＷを１．０％以上含有させる必要があり、好ましくは２．０％以上である。その一方で、Ｗの含有量が過剰になると靱性が低下するため、その含有量は４．０％以下とし、好ましくは３．０％以下とする。

（Ｆｅ：５．０〜１２．０％）
Ｆｅを含有させることによって、溶接金属の合金コストを低下させることが可能である。コストの観点からＦｅを５．０％以上含有することが好ましく、より好ましくは７．０％以上である。その一方で、Ｆｅの含有量が過剰になるとμ相という析出物が増加して靱性が低下するため、その含有量は１２．０％以下とし、好ましくは１０．０％以下とする。

（Ｂ：０．０００５〜０．００５０％）
Ｂは本発明において最も重要な元素であり、粒界Ｂ濃度を２０〜２００ｐｐｍとするためには溶接金属にＢを一定濃度含有している必要がある。具体的に、Ｂは少なくとも０．０００５％以上含有している必要があり、好ましくは０．００１０％以上である。その一方で、Ｂの含有量が過剰になると高温割れを引き起こすため、その含有量は０．００５０％以下とし、より好ましくは０．００４０％以下とする。また、添加したＢの一部は粒界での炭化物の析出を促進して高温環境中での粒界すべり変形を抑制し、例えば９００℃を超えるような高温環境において溶接金属の強度を改善する作用を有している。このような効果を得る場合は、Ｂを０．００３％以上とし、より好ましくは０．００３５％以上とする。

（Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない））
Ｓは不可避的不純物であり、その含有量が増加すると溶接施工後に高温割れを引き起こし、本発明の作用が得られないだけでなく健全な溶接金属が得られない。そのため、Ｓの含有量は０．００５％以下とする必要があり、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。

（Ｐ：０．００５％以下（０％を含まない））
Ｐは不可避的不純物であり、その含有量が増加すると溶接施工後の高温割れが発生し易くなり、本発明の作用が得られないだけでなく健全な溶接金属が得られない。そのため、Ｐの含有量は０．００５％以下とする必要があり、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。

（Ｏ：０．０６０％以下（０％を含まない））
Ｏは酸化介在物の形態で含まれる不可避的不純物であり、Ｏが過剰になると水素の影響とは無関係に引張延性が低下するため、本発明の作用が十分に得られない。そのため、Ｏの含有量は０．０６０％以下とする必要があり、好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５０％以下とする。

（結晶粒界に偏析しているＢ濃度が２０〜２００ｐｐｍ）
Ｂは本発明において最も重要な元素であり、粒界にＢが偏析することによって粒界の水素濃度を低下させることができ、溶接金属の水素の含有による延性低下を抑制することができる。このような効果を得るためには粒界に偏析しているＢ濃度を２０ｐｐｍ以上とする必要があり、好ましくは４０ｐｐｍ以上、より好ましくは６０ｐｐｍ以上とする。しかしながら、濃度が過剰になると溶接割れが生じるため、結晶粒界に偏析しているＢ濃度は２００ｐｐｍ以下とし、好ましくは１７０ｐｐｍ以下、より好ましくは１４０ｐｐｍ以下とする。

本発明で規定する粒界Ｂ濃度は微量であり、その定量評価には高い精度が求められるが、本発明の所期の作用・効果を得るという目的を達成する場合、以下の方法で算出された値を粒界Ｂ濃度として扱うことができる。
まず、２次イオン質量分析法（Secondary Ion Mass Spectrometry；ＳＩＭＳ）を用いて溶接金属ビード中央部（後記する実施例の図１の符号３参照）の結晶粒界を含む１００μｍ四方を分析し、Ｂの分布に関してマッピングデータを入手する。
マッピングデータの１点１点の強度（数値）を１００μｍ四方で合計して累積強度を測定しておき、別途、化学分析で測定した溶接金属のＢ濃度を累積強度で除して単位強度当りのＢ濃度を算出する。
そして、結晶粒界を跨ぐように抜き出したＢのデータ群からガウス関数でピークを近似し、ピークトップの強度と単位強度当りのＢ濃度を掛け合わせて粒界Ｂ濃度を算出する。
なお、ＳＩＭＳによる分析の際にＡｒイオンによって試料から放出されたＢが装置内のＯと結びついて化合物を形成するため、粒界Ｂ濃度の測定においては感度が高く検出される化合物を検出対象として選ぶことが好ましい。例えば、本発明におけるＳＩＭＳによる分析では、Ｂを⁴³ＢＯ₂ ^-などの化合物として検出すると強度が高く得られ、検出感度が改善される場合があるので好ましい。

（残部）
本発明に係る溶接金属を構成する化学組成の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＮｉ及びその他の不可避的不純物、つまり、Ｓ、Ｐ、Ｏ以外の不可避的不純物である。当該その他の不可避的不純物としては、例えば、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａなどが挙げられる。本発明では、本発明の効果を奏する限り前記したその他の不可避的不純物や、本明細書で説明した元素以外の元素を積極的に含有させることができる（そのような態様も本発明の技術的範囲に含まれる。）。

（溶接金属の形成方法）
次に、本発明に係る溶接金属の形成方法について説明する。
本発明に係る溶接金属は、例えば、サブマージアーク溶接（Submerged Arc Welding；ＳＡＷ）や、被覆アーク溶接（Shielded Metal Arc Welding；ＳＭＡＷ）、フラックスコアードアーク溶接（Flux Cored Arc Welding；ＦＣＡＷ）により形成することができるが、これらに限定されるものではない。後述の溶接施工条件を調整することによって前述した化学組成の溶接金属を得ることができればどのような溶接方法も適用することができる。

溶接材料については、溶接金属の化学組成に相当する組成とすることができるが、Ｃｒなどの溶接中に酸化して消費され易い成分（蒸発等して溶接金属中から減じ易い成分）は、溶接材料における濃度を予め高くしておくと、前記した化学組成とすることが容易となる。
なお、本発明に係る溶接金属は、Ｂを所定量含有させるものであるが、溶接金属へのＢの添加は、溶接材料の製造段階でＢを含有させた金属ワイヤを用いればよい。また、施工時に使用するフラックス中にボロン酸化物（Ｂ₂Ｏ₃）などのＢを含む化合物（Ｂ化合物）を含有させておき、施工段階で溶接金属に添加させることもできる。例えば、ＳＡＷでＢ₂Ｏ₃を含有するフラックスから溶接金属にＢを添加する場合は、Ｂ換算濃度で０．１％前後フラックスに含有させておくと、本発明に規定のＢ濃度（平均Ｂ濃度）とすることができる。なお、前記した溶接金属の化学組成を得ることができればＢ化合物の種類は特に制限されるものではなく、また、Ｂ化合物の種類に応じてフラックス中のＢ含有量を適宜調整することも可能である。

なお、本発明の効果を十分に得るためには、Ｂを溶接金属に添加しただけでは足りず、本発明で規定する粒界Ｂ濃度を有する必要がある。そのため、本発明に係る溶接金属を形成するためには、前記したようにＢ化合物を含有する金属ワイヤやフラックスなどの溶接材料を使用すると共に、結晶粒界にＢが偏析（濃化）する条件で溶接施工を行う必要がある。

そのような溶接施工条件としては、入熱量とパス間温度を管理することが挙げられる。なお、「入熱量」とは、溶接の際に外部から溶接部に与えられる熱量をいう。「パス間温度」とは、多パス溶接において、次のパスを始める前のパスの最低温度をいう。
本発明で規定する粒界Ｂ濃度とするためには、ＳＡＷによる肉盛溶接の場合、例えば、入熱量は１６．０ｋＪ／ｃｍ以上とし、パス間温度は１００℃以上とすることが挙げられる。このようにすると、溶接金属の冷却過程でＢを効率的に結晶粒界に偏析させることができる。なお、最適な溶接施工条件は被施行物の肉厚や外気温、開先形状などに応じて変動するため、適宜調節することが好ましい。

以下、本発明の要件を満たす実施例とそうでない比較例とを比較して、本発明に係る溶接金属について具体的に説明する。

まず、ＳＡＷによって炭素鋼板の上にビードを複数回形成し、外形がおよそ幅２０ｍｍ×長さ４００ｍｍ×高さ２５ｍｍとなる溶接金属（表１のＮｏ．１〜１３）を形成させた。これらの溶接金属中にＢを含有させるため、フラックスにＢ₂Ｏ₃酸化物を添加した。なお、フラックス中のＢ₂Ｏ₃酸化物の換算Ｂ濃度は０．００５〜０．２％の範囲とした。また、Ｎｏ．１〜１２については、溶接施工環境に由来した水素の含有を模擬するため、施工直前に２．５質量％の割合でフラックスに水を吸収させ、Ｎｏ．１３についてはフラックスに水を吸収させなかった。この吸湿によっておよそ１０ｐｐｍ前後の水素濃度を模擬的に試作することができる。なお、粒界Ｂ濃度の偏析状態を変えるため、表１に示すように、一部の溶接金属で入熱量とパス間温度の管理条件を変更した。このようにして得られた溶接金属の化学組成（質量％）を表１に示す。

表１に示す溶接金属のうちＮｏ．１〜９が本発明の規定に該当する実施例であり、Ｎｏ．１０〜１２が本発明の規定を外れる比較例である。Ｎｏ．１２は溶接金属のＢ濃度及び粒界Ｂ濃度が本発明の規定を外れ不足した比較例を示している。Ｎｏ．１３は、溶接金属中のＨ濃度が低く、従来、良好な特性が得られているとされる従来例（比較例）である。なお、表１には、引張延性の指標となる引張破断伸び（％）を示すと共に、Ｈ濃度（ｐｐｍ）、粒界Ｂ濃度（ｐｐｍ）、入熱量（ｋＪ／ｃｍ）、パス間温度（℃）を示す。引張破断伸び、粒界Ｂ濃度及びＨ濃度は以下のようにして測定した。

（引張破断伸び）
得られた溶接金属から図１に示す要領で引張試験片（ＪＩＳＺ３１１１：２００５のゲージ部直径がφ６ｍｍのＡ０号試験片に相当）を採取し、ＪＩＳＺ３１１１：２００５「溶着金属の引張及び衝撃試験方法」に準じて引張試験を実施した。引張破断伸びが３５％以上のものを合格とし、３５％未満のものを不合格とした。なお、図１において符号１は炭素鋼板（母材）を表し、符号２は溶接金属を表し、符号３は引張試験片の採取位置を表す。

（粒界Ｂ濃度）
粒界Ｂ濃度の測定はＳＩＭＳを用いて次のようにして行った。なお、Ｂの検出は⁴³ＢＯ₂ ^-のシグナルで行った。
まず、ＳＩＭＳを用いて溶接金属ビード中央部（図１の符号３参照）の結晶粒界を含む１００μｍ四方を分析し、Ｂの分布に関してマッピングデータを入手した。
次いで、マッピングデータの１点１点の強度（数値）を１００μｍ四方で合計して累積強度を測定し、別途、化学分析（ＩＣＰ（Inductively Coupled Plasma）発光分光分析）で測定した溶接金属のＢ濃度を累積強度で除して単位強度当りのＢ濃度を算出した。
そして、結晶粒界を跨ぐように抜き出したＢのデータ群からガウス関数でピークを近似し、ピークトップの強度と単位強度当りのＢ濃度を掛け合わせて粒界Ｂ濃度を算出した。

（Ｈ濃度）
Ｈ濃度は、昇温脱離分析で評価した。

表１に示すように、Ｎｏ．１〜９に係る溶接金属は、本発明の要件を満たしていたので、引張破断伸びが３５％以上（合格）となった。
これに対し、Ｎｏ．１０〜１２に係る溶接金属は、粒界Ｂ濃度が低過ぎたので、引張破断伸びが３５％未満（不合格）となった。
なお、Ｎｏ．１３に係る溶接金属の結果から、Ｈ濃度が低ければ、粒界Ｂ濃度が低くても良好な引張破断伸びが得られることが分かる。

つまり、この結果から、Ｈ濃度が５〜１３ｐｐｍである溶接金属では、粒界Ｂ濃度が２０ｐｐｍに満たない場合は３５％未満しか引張破断伸びが得られない（Ｎｏ．１０〜１２）のに対し、粒界Ｂ濃度が２０ｐｐｍ以上の場合は３５％以上の良好な引張破断伸びが得られる（Ｎｏ．１〜９）ことが確認された。

図２に粒界Ｂ濃度と引張破断伸びの関係を示す。表１及び図２に示すように、Ｎｏ．２とＮｏ．３に係る溶接金属、及び、Ｎｏ．７とＮｏ．８に係る溶接金属を比較すると、溶接金属中のＢ濃度の大小関係が必ずしも粒界Ｂ濃度と相関するわけではなく、溶接施工時の外気温度、板厚などに応じて入熱量及びパス間温度を調節し、溶接金属の冷却速度を低下させることで本発明に規定する粒界Ｂ濃度が得られることが分かる。

以上の結果から、本発明が規定する粒界Ｂ濃度の高い溶接金属とすることで、溶接施工環境に由来して高濃度に水素を含有したとしても、引張破断伸び（つまり、引張延性）が低下しないことが確認された。従って、本発明の要件を満たすものは、被施工物が受ける応力による損傷を未然に防ぐことができる。

以上、発明を実施する形態及び実施例により本発明に係るＮｉ基合金溶接金属を詳細に説明したが、本発明の趣旨はこれらの内容に限定されることなく、その権利範囲（技術的範囲）は特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することが可能であることはいうまでもない。

１炭素鋼板（母材）
２溶接金属
３引張試験片の採取位置

Claims

Ｃ：０．０１〜０．０５％（％は質量％を意味する。以下、化学成分について同じ。）、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．５％、
Ｃｒ：０．５〜５．０％、
Ｍｏ：１３．０〜２０．０％、
Ｗ：１．０〜４．０％、
Ｆｅ：５．０〜１２．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｏ：０．０６０％以下（０％を含まない）含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる溶接金属であり、
当該溶接金属中の結晶粒界に偏析しているＢ濃度が２０〜２００ｐｐｍであることを特徴とするＮｉ基合金溶接金属。