具体实施方式

本发明TIG焊接用填隙合金(以下也称为本发明填隙合金)是适用作高Mn含量的钢材的TIG焊接用的填隙合金。本发明填隙合金是如下焊接材料：能够将高Mn含量的钢材彼此TIG焊接，并且按照JIS Z 3111制作的熔敷金属可以具有常温下的以0.2％耐力为400MPa以上、常温下的拉伸强度为660MPa以上的高强度和试验温度：-196℃下的夏比冲击试验的吸收能为28J以上的优异的极低温冲击韧性，可以制造高强度且极低温冲击韧性优异的TIG焊接接头。

本发明填隙合金具有如下组成作为基本组成：以质量％计含有C：0.2～0.8％、Si：0.15～0.9％、Mn：17.0～28.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Ni：0.01～10.0％、Cr：0.4～4.0％、Mo：0.01～3.5％、B：小于0.0010％、N：0.12％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

首先，对组成的限定理由进行说明。应予说明，以下组成中的“质量％”简记为“％”。

C：0.2～0.8％

C是具有通过固溶强化来提高焊接金属强度的作用的元素。另外，C稳定奥氏体相，提高焊接金属的极低温冲击韧性。为了得到这样的效果，需要含有0.2％以上。但是，如果含有超过0.8％，则碳化物析出，极低温冲击韧性降低，进而容易产生焊接时的高温裂纹。因此，C限定为0.2～0.8％的范围。优选为0.3～0.7％，更优选为0.4～0.6％。

Si：0.15～0.9％

Si有作为脱氧剂起作用、提高Mn的成品率并提高熔融金属的粘性、稳定地保持凸缘形状的效果。为了得到这样的效果，需要含有0.15％以上。但是，如果含有Si超过0.9％，则降低焊接金属的极低温韧性。另外，凝固时产生偏析，在凝固晶胞界面生成液相，降低耐高温裂纹性。因此，Si限定为0.15～0.9％的范围。优选为0.2～0.7％。

Mn：17.0～28.0％

Mn是以低成本稳定奥氏体相的元素，在本发明中需要含有17.0％以上。如果Mn小于17.0％，则在焊接金属中生成铁素体相，极低温下的韧性显著降低。另一方面，如果Mn超过28.0％，则在凝固时产生过量的Mn偏析，诱发高温裂纹。因此，Mn限制为17.0～28.0％的范围。优选为18.0～26.0％。

P：0.03％以下

P是在晶界产生偏析并诱发高温裂纹的元素，在本发明中，优选尽量减少，但是如果为0.03％以下，则可以允许。因此，P限定为0.03％以下。优选为0.02％以下。另一方面，过度的减少导致精炼成本的上升。因此，P优选调整为0.003％以上。

S：0.03％以下

S在焊接金属中作为硫化物系夹杂物MnS存在。MnS是破坏产生的起点，因此降低极低温冲击韧性。因此，S限定为0.03％以下。优选为0.02％以下。另一方面，过度的减少导致精炼成本的上升。因此，S优选调整为0.001％以上。

Ni：0.01～10.0％

Ni强化奥氏体晶界的元素，在晶界产生偏析，提高极低温冲击韧性。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。另外，Ni也有稳定奥氏体相的效果，因此如果进一步增加含量，则稳定奥氏体相，提高焊接金属的极低温冲击韧性。但是，Ni是昂贵的元素，含有超过10.0％经济上不利。因此，Ni限定为0.01～10.0％。优选为0.05～9.0％，更优选为1.0～8.0％。

Cr：0.4～4.0％

Cr在极低温下作为稳定奥氏体相的元素起作用，提高焊接金属的极低温冲击韧性。另外，Cr也具有提高焊接金属强度的作用。另外，Cr有效地提高熔融金属的液相线，抑制高温裂纹的产生。进而，Cr还有效地提高焊接金属的耐腐蚀性。为了得到这样的效果，需要含有0.4％以上。如果Cr小于0.4％，则不能确保上述效果。另一方面，如果含有超过4.0％，则Cr碳化物生成，导致极低温冲击韧性的降低。进而，由于Cr碳化物的生成，填隙合金拉丝时的加工性降低。因此，Cr限定为0.4～4.0％的范围。优选为0.8～3.0％。

Mo：0.01～3.5％

Mo是强化奥氏体晶界的元素，在晶界产生偏析，提高焊接金属的极低温冲击韧性。这样的效果在含有0.01％以上时变得显著。另外，如果含有超过0.01％，则也具有通过固溶强化来提高焊接金属强度的作用。另一方面，如果含有超过3.5％，则作为碳化物析出，降低热加工性，另外，在填隙合金拉丝时诱发裂纹等，制造性降低。因此，Mo限定为0.01～3.5％的范围。优选为0.1～3.2％，更优选为1.0～3.0％。

B：小于0.0010％

作为杂质而混入钢中的B在奥氏体晶界产生偏析。在B混入0.0010％以上的情况下，在奥氏体晶界形成氮化硼，降低晶界强度。由于该晶界强度的降低，在填隙合金拉丝加工时，奥氏体晶界成为破坏产生起点，产生断线，降低拉丝加工性，降低填隙合金制造性。该氮化硼的形成可以通过将B限制为小于0.0010％来抑制，因此B限制为小于0.0010％。优选为0.0009％以下，更优选为0.0008％以下。

N：0.12％以下

N是不可避免地混入的元素，但是与C同样，也能够有效地有助于提高焊接金属的强度，并且稳定奥氏体相，稳定地提高极低温冲击韧性。这样的效果在含有0.003％以上时变得显著，因此优选含有0.003％以上。但是，如果含有超过0.12％，则形成氮化物，极低温冲击韧性降低。因此，N限定为0.12％以下。优选为0.10％以下，更优选为0.08％以下。

对于本发明填隙合金，上述成分为基本成分，在本发明中，根据需要，在上述基本组成中还可以选择地含有选自V：0.04％以下、Ti：0.04％以下和Nb：0.04％以下中的1种或2种以上，和/或，选自Cu：1.0％以下、Al：0.1％以下、Ca：0.01％以下和REM：0.02％以下中的1种或2种以上作为任意成分。以下，对这些任意成分进行说明。

选自V：0.04％以下、Ti：0.04％以下和Nb：0.04％以下中的1种或2种以上

V、Ti、Nb都是促进碳化物的形成且有助于提高焊接金属强度的元素，根据需要可以选择地含有1种或2种以上。

V：0.04％以下

V是碳化物形成元素，析出微小的碳化物，有助于提高焊接金属的强度。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上。另一方面，如果含有超过0.04％，则碳化物粗大化，在填隙合金的拉丝加工时成为裂纹产生的起点，降低拉丝加工性，降低填隙合金的制造性。因此，在含有的情况下，V限定为0.04％以下。

Ti：0.04％以下

Ti是碳化物形成元素，析出微小的碳化物，有助于提高焊接金属的强度。另外，Ti使碳化物在焊接金属的凝固晶胞界面析出，有助于抑制高温裂纹的产生。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上。但是，如果含有Ti：超过0.04％，则碳化物粗大化，在填隙合金的拉丝加工时成为裂纹产生的起点，降低拉丝加工性，降低填隙合金的制造性。因此，在含有的情况，Ti限定为0.04％以下。

Nb：0.04％以下

Nb是碳化物形成元素，是析出碳化物并有助于提高焊接金属强度的元素。另外，Nb使碳化物在焊接金属的凝固晶胞界面析出，有助于抑制高温裂纹的产生。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上。但是，如果Nb超过0.04％，则碳化物粗大化，在填隙合金的拉丝加工时成为裂纹产生的起点，降低拉丝加工性，降低填隙合金的制造性。因此，在含有的情况下，Nb限定为0.04％以下。

选自Cu：1.0％以下、Al：0.1％以下、Ca：0.01％以下和REM：0.02％以下中的1种或2种以上

Cu是有助于稳定奥氏体的元素，Al是提高焊接作业性的元素，Ca、REM是有助于提高加工性的元素，可以根据需要选择地含有1种或2种以上。

Cu：1.0％以下

Cu是稳定奥氏体相的元素，即便在极低温下也稳定奥氏体相，提高焊接金属的极低温冲击韧性。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。但是，如果大量含有超过1.0％，则热延展性降低，填隙合金的制造性降低。因此，在含有的情况下，Cu限定为1.0％以下。

Al：0.1％以下

Al具有作为脱氧剂起作用、提高熔融金属的粘性、稳定地保持凸缘形状的重要作用。另外，Al提高熔融金属的液相线温度，有助于抑制焊接金属的高温裂纹产生。这样的效果在含有0.005％以上时变得显著，因此优选含有0.005％以上。但是，如果含有超过0.1％，则熔融金属的粘性过高，反而凸缘不扩散而熔合不良等缺陷增加。因此，在含有的情况下，Al限定为0.1％以下的范围。优选为0.005～0.06％。

Ca：0.01％以下

Ca在熔融金属中与S结合，形成高熔点的硫化物CaS。CaS的熔点高于MnS，因此在填隙合金的热加工时维持球形而不在轧制方向上发展，有利于提高填隙合金的加工性。这样的效果在含有0.001％以上时变得显著。另一方面，如果含有超过0.01％，则在焊接时炉渣的产生量增加而引起夹渣。因此，在含有的情况下，Ca限定为0.01％以下。

REM：0.02％以下

REM是强力的脱氧剂，在焊接金属中以REM氧化物的形态存在。REM氧化物通过成为凝固时的成核位点，使晶粒微细化，有助于提高焊接金属的强度。这样的效果在含有0.001％以上时变得显著。另一方面，如果含有超过0.02％，则炉渣的产生量增加而引起夹渣。因此，在含有的情况下，REM限定为0.02％以下。

除上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

接下来，对本发明填隙合金的制造方法进行说明。

本发明填隙合金的制造使用具有上述组成的钢水以及将退火温度设为900～1200℃，除此之外，不需要特别限定其制造方法，常用的填隙合金的制造方法均可使用。例如，依次进行如下工序：铸造工序，将具有上述组成的钢水用电炉、真空熔解炉等常用的熔炼炉熔炼，在规定形状的铸模等中铸造而得到钢锭；加热工序，将得到的钢锭加热到规定温度；和热轧工序，对加热的钢锭实施热轧而得到规定形状的钢坯材(棒状)；接着进行冷轧工序，对得到的钢坯材(棒状)实施多次冷轧(冷拉丝加工)和根据需要的退火而制成所期望尺寸的填隙合金，由此可以制造本发明填隙合金。

以下，基于实施例，进一步对本发明进行说明。

实施例

将表1所示的组成的钢水用真空熔解炉熔炼，进行铸造而得到钢锭1000kg。将得到的钢锭加热到1200℃后，进行热轧，然后冷轧，根据需要进行退火(900～1200℃)，得到长度1000mm的TIG焊接用填隙合金(焊接棒)。

在制造填隙合金时，进行轧制负荷(拉丝负荷)的测定、裂纹的观察、填隙合金截面的观察等，评价各填隙合金的制造性。将如下情况评价为“不良”：判断为轧制负荷(拉丝负荷)高、不能进行轧制(拉丝)加工的情况，确认到裂纹的产生的情况，由于产生的裂纹而不能继续以后的工序的情况等。除此之外，评价为“良”。

然后，准备极低温用高Mn钢板(板厚：12mm)作为试验板，按照JIS Z 3111，对接形成45°V形坡口，进行TIG焊接，在该坡口内得到熔敷金属。作为试验板使用的钢板是具有以质量％计由0.5％C－0.4％Si－25％Mn－3％Cr－剩余部分Fe构成的组成的极低温用高Mn钢板。

上述TIG焊接使用由表1所示的组成的钢水制造的各填隙合金(直径2.0mm)作为焊接材料，以无预热、向下姿势，在由电流：200A(DCEN)、电压：12V、焊接速度：8cm/分钟、填隙合金进给速度：10g/分钟、焊道间隔：100～150℃、保护气体：Ar构成的条件下实施。电极为纯钨棒

用光学显微镜观察所得到的熔敷金属，判定有无焊接裂纹。焊接裂纹是高温裂纹，在确认到裂纹产生的情况下，因耐高温裂纹性降低而评价为“不良”。在未确认到裂纹产生的情况下，因耐高温裂纹性优异而评价为“良”。

依按照JIS Z 3111的规定，从得到的熔敷金属采取熔敷金属的拉伸试验片(平行部直径)和熔敷金属的夏比冲击试验片(V型缺口)，实施拉伸试验、冲击试验。

拉伸试验在室温下以各3个试验片来实施，将得到的值(0.2％耐力和拉伸强度)的平均值作为使用该填隙合金的熔敷金属的拉伸特性。另外，夏比冲击试验以各3个试验片来实施，求出试验温度：-196℃下的吸收能vE_-196，将其平均值作为使用该填隙合金的熔敷金属的极低温冲击韧性。

将得到的结果示于表2。

[表1]

[表2]

[表2]

*)无法测定

**)按照JISZ 3111

下划线表示在本发明的范围外

本发明例均为：拉丝加工时的轧制负荷不高，另外不产生裂纹，填隙合金制造性优异。此外，在焊接时不产生焊接裂纹(高温裂纹)，耐高温裂纹性也优异。并且，能够得到兼具如下特征的熔敷金属的TIG焊接用焊接材料(填隙合金)：常温下的屈服强度(0.2％耐力)为400MPa以上、常温下的拉伸强度为660MPa以上且试验温度：-196℃下的夏比冲击试验的吸收能vE_-196为28J以上的高强度和优异的极低温韧性。

另一方面，在偏离本发明范围的比较例中，填隙合金的制造性降低、或产生焊接裂纹(高温裂纹)而耐高温裂纹性降低，或者常温下的0.2％耐力小于400MPa、或常温下的拉伸强度小于660MPa、或试验温度：-196℃下的夏比冲击试验的吸收能vE_-196小于28J，不能得到兼具高强度和优异的极低温冲击韧性的熔敷金属。

此外，由于填隙合金No.15、No.16(比较例)的B含量超出本发明的范围，另外填隙合金No.17(比较例)的Cr含量超出本发明的范围，另外填隙合金No.18(比较例)的N含量超出本发明的范围，因此拉丝加工性降低，不能拉丝到所期望的直径。

另外，填隙合金No.19(比较例)的P含量、填隙合金No.20(比较例)的C含量、填隙合金No.21(比较例)的Mn含量、填隙合金No.22(比较例)的Si含量分别超出本发明的范围，因此产生焊接裂纹，耐高温裂纹性降低。

另外，填隙合金No.23(比较例)的S含量超出本发明的范围，因此极低温冲击韧性降低。

另外，填隙合金No.24(比较例)的Ni含量、填隙合金No.25(比较例)的Mo含量分别低于本发明的范围，因此奥氏体晶界弱，极低温冲击韧性降低。

另外，填隙合金No.26(比较例)的C含量、填隙合金No.27(比较例)的Cr含量分别低于本发明的范围，因此强度降低，不能确保所期望的高强度。