JP2010158716A

JP2010158716A - 高張力鋼用溶接ワイヤ

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Publication number: JP2010158716A
Application number: JP2009004103A
Authority: JP
Inventors: Makoto Katsuki; 誠勝木; Kazuki Sugiura; 一樹杉浦; Kazuyuki Suenaga; 和之末永; Kojiro Nakanishi; 浩二郎中西
Original assignee: Kobe Steel Ltd; JFE Engineering Corp
Current assignee: Kobe Steel Ltd; JFE Engineering Corp
Priority date: 2009-01-09
Filing date: 2009-01-09
Publication date: 2010-07-22
Anticipated expiration: 2029-01-09
Also published as: JP5078918B2

Abstract

【課題】パイプ溶接等の全姿勢溶接においてビード形状が良好で、溶接作業性に優れ、０℃以下での低温靭性に優れた高張力鋼用溶接ワイヤを提供する。
【解決手段】高張力鋼用溶接ワイヤの成分を、Ｃ：０．０４乃至０．１０質量％、Ｓｉ：０．２０乃至０．６０質量％、Ｍｎ：１．００乃至１．８０質量％、Ｎｉ：１．６０乃至２．４０質量％、Ｃｒ：０．１０乃至０．５０質量％、Ｍｏ：０．５０乃至０．８０質量％、Ｔｉ：０．０２乃至０．２０質量％を含有し、Ａｌ：０．０１０質量％以下、Ｂ：１０質量ｐｐｍ以下、Ｖ：０．０１０質量％以下、Ｎｂ：０．０１０質量％以下、Ｐ：０．０１３質量％以下、Ｓ：０．０１３質量％以下、Ｃｕ：０．４０質量％以下に抑制する。
【選択図】なし

Description

本発明は、ＡＰＩ（ＡｍｅｒｉｃａｎＰｅｔｒｏｌｅｕｍＩｎｓｔｉｔｕｔｅ：アメリカ石油協会）規定の５Ｌで規定されているＸ８０用に使用される高張力鋼用溶接ワイヤに関し、特に、パイプ等の全姿勢溶接において良好なビード形状及び溶接作業性が優れた高張力鋼用溶接ワイヤに関する。

寒冷域又は海底におけるガス及び油田開発が進み、パイプラインの敷設及び使用環境はより多様化しているが、一方では、高騰するパイプライン敷設及び操業コストの低減が求められている。このため、近年、高強度鋼材の使用による鋼材量の低減及び操業圧力の増加が試みられており、国外ではＸ８０クラスの鋼管が使用されている。国内で使用されている鋼管は、現時点ではＸ６５クラスまでにとどまっているが、Ｘ８０クラスの適用も積極的に検討されており、Ｘ８０クラスの鋼管を周継手溶接するためのソリッドワイヤについての検討も進められている。

近時、パイプの全姿勢溶接として溶接作業の高能率化が求められており、ビード形状及び溶接作業性の良好な高張力鋼用溶接ワイヤの開発が強く要望されている。

特許文献１には、７０乃至８０キロ級高張力鋼を使用した圧力容器、ペンストック、橋梁、各種の建設機械等の溶接に使用されるＭＩＧ溶接ワイヤで全姿勢溶接を可能とすることが記載されており、高Ｓｉ系にすることにより劣化する低温靭性を、Ｔｉの添加により結晶粒を微細化することで改善している。しかしながら、この従来のＭＩＧ溶接ワイヤは、近年の要求水準を満足せず、ビード形状及び溶接作業性も十分ではない。

特許文献２には、７０乃至８０キロ級高張力鋼を対象として、優れた低温靭性の溶接金属を得ることのできるＭＩＧ溶接ワイヤが記載されており、−１００℃程度の低温においても優れた靭性を示しかつ強度も十分である。しかしながら、低温靭性の改善のためＮｉを２．９乃至３．３質量％と高く添加せざるを得ず、またＣｒは靭性を阻害する元素であるため０．１質量％以下に規制し又は一切含有させていない。更には、この従来のＭＩＧ溶接ワイヤもビード形状及び溶接作業性も十分ではない。

特許文献３には、溶接後熱処理後においても良好な破壊靭性とシャルピー衝撃特性が得られる７０乃至８０キロ級高張力鋼用ＭＩＧ溶接ワイヤが記載されており、Ｍｎ、Ｎｉ及びＴｉによって結晶粒を微細化し得ること、Ｃｕ、Ｍｎ及びＮｉを適量とすることによって粒界を安定化し得ること、焼戻し脆化元素であるＳｂ、Ａｓ及びＳｎの制限によって安定した破壊靭性値を有する高強度溶接金属が得られることが記載されている。特許文献３に記載されている高張力鋼用ＭＩＧ溶接ワイヤでは、特にＮｉは結晶粒微細化能を有し、靭性安定化のために２．４０質量％以上必要としている。しかしながら、溶接後熱処理後の性能確保のために合金元素を多く添加しており、合金元素によるビード形状及び溶接作業性のへの悪影響がある。

特許文献４は、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高張力鋼に使用される高張力鋼用溶接ワイヤに関するものであり、パイプ等の全姿勢溶接において良好な耐割れ性及び耐欠陥性が優れた高張力鋼用溶接ワイヤが記載されている。特許文献４に記載されている高張力鋼用溶接ワイヤは、パイプの全姿勢ＭＡＧ溶接における溶接欠陥を防止するために、Ｃｒ及びＭｏの群から選択して添加し、Ｎ、Ｓ、Ｏ、Ｈ、Ｔｉからなる群から選択された元素を添加している。しかしながら、この従来技術は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの全てを最適範囲で添加しようとするものではなく、ビード形状及び溶接作業性も十分なものではない。

特公昭５３−０２７２１６号公報（第２頁、図３）特開昭６０−１５８９９５号公報（第２頁）特許２８５４６５０号（第２〜３頁）特開２０００−３０１３７９号公報（第３頁）

上述した従来の高張力鋼用溶接ワイヤでは、ビード形状が凸になることによる手直しが必要となり、またスパッタ発生量が多いといった問題点があり、このことから、補修溶接が必要となり、溶接工程数が増大している。即ち、ビード形状が良好で、補修溶接が不要で、スパッタの除去作業が不要であり、溶接作業性に優れており、０℃以下での低温靭性が優れるＸ８０用周継手溶接用ソリッドワイヤは未だ開発されていないのが現状である。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、パイプ溶接等の全姿勢溶接等において、ビード形状が良好で、溶接作業性に優れ、０℃以下での低温靭性に優れた高張力鋼用溶接ワイヤを提供することを目的とする。

本発明に係る高張力鋼用溶接ワイヤは、
Ｃ：０．０４乃至０．１０質量％、
Ｓｉ：０．２０乃至０．６０質量％、
Ｍｎ：１．００乃至１．８０質量％、
Ｎｉ：１．６０乃至２．４０質量％、
Ｃｒ：０．１０乃至０．５０質量％、
Ｍｏ：０．５０乃至０．８０質量％、
Ｔｉ：０．０２乃至０．２０質量％、を含有し、
かつ、Ａｌ：０．０１０質量％以下、Ｂ：１０質量ｐｐｍ以下、Ｖ：０．０１０質量％以下、Ｎｂ：０．０１０質量％以下、Ｐ：０．０１３質量％以下、Ｓ：０．０１３質量％以下、Ｃｕ：０．４０質量％以下に抑制し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。

この場合に、ワイヤ全質量あたり、Ｃｒが０．２０乃至０．４０質量％であることが好ましい。

また、ワイヤ全質量あたり、Ｓｉが０．３５乃至０．５５質量％であることが好ましい。

また、ワイヤ全質量あたり、Ｎｉが１．８５乃至２．１５質量％であることが好ましい。

また、ワイヤ中のＳｉ含有量を[Ｓｉ]（質量％）、Ｍｏ含有量を[Ｍｏ]（質量％）、Ｃ含有量を[Ｃ]（質量％）、Ｃｒ含有量を[Ｃｒ]（質量％）、Ｎｉ含有量を[Ｎｉ]（質量％）としたとき、下記数式により与えられるＡの値が０．３０以上であることが好ましい。

この場合、シールドガスとして８０％のＡｒガスと２０％のＣＯ_２ガスとの混合ガスを用い、管材の溶接に使用される。

本発明に係る高張力鋼用溶接ワイヤは、ビード形状が良好であり、溶接作業性が優れており、補修溶接及びスパッタの除去作業を省略でき、かつ、０℃以下での低温靭性が優れた溶接金属を得ることができる。

溶接部の開先の形状を示した断面図である。

全姿勢ＭＡＧ溶接のうち、パイプの全姿勢ＭＡＧ溶接では、低電流領域による溶接を余儀なくされ、溶滴移行が不安定であるため、溶け込み形状が不安定になり、ブローホール又は融合不良等の溶接欠陥が発生しやすく、またビード形状が凸になりやすいところ、本願発明者等は鋭意実験研究の結果、Ｓを添加し、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒの各々の添加量を限定し、ワイヤ先端の溶滴の表面張力を減少させ、スパッタの発生を抑えるとともにビードが凸になることを抑制させることができることを知見した。また、本願発明者等は、Ｓｉ、Ａｌ及びＴｉの各々の添加量を限定し、ワイヤ先端の溶滴の粘性増加を抑制し、溶滴を細かい状態で連続的にワイヤから離脱させて低電流でのアークの安定性を向上させ、また、Ｃ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＰの各々の添加量を限定し、溶接金属の強度を向上させ、更に、Ｍｎ、Ｎｉ及びＮを添加して、Ｔｉ及びＢの各々の最大量を限定し、溶接金属の靭性を向上させることができることを見出した。本発明はこれらの知見に基づき完成されたものであり、本発明により、鋼構造物の品質の確保及び溶接能率の向上を図ることができる。

以下に、本発明の高張力鋼用溶接ワイヤについて更に説明する。先ず、含有成分の限定理由について述べる。

Ｃ：０．０４乃至０．１０質量％
Ｃは焼入れ性を高め強度を向上させるのに不可欠な元素である。溶接金属の強度及びアークの安定性を確保するために有効なＣ含有量は０．０４質量％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１０質量％を超えると、耐割れ性を著しく劣化させるほか、アークが不安定になり溶接作業性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０４乃至０．１０質量％とする。

Ｓｉ：０．２０乃至０．６０質量％
Ｓｉは主要な脱酸元素である。また、Ｓｉは溶接時における溶融プールと母材の濡れ性を改善し溶接作業性を改善する作用がある。Ｓｉ含有量が０．２０質量％未満では、脱酸効果が弱く気孔が発生しやすくなり、溶接作業性の改善効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．６０質量％を超えると、溶滴の粘性が高くなり、ワイヤ先端からの溶滴の離脱が不安定になり、アークの安定性を劣化させるほか、粒界に低融点酸化物を析出させて耐割れ性及び靭性が劣化する。また、Ｓｉの過剰添加はスラグ量を増大させ、その除去に手間がかかる。従って、Ｓｉ含有量は０．２０乃至０．６０質量％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．３５乃至０．５５質量％とすることがより好ましい。

Ｍｎ：１．００乃至１．８０質量％
Ｍｎは脱酸元素であるとともに、フェライト変態温度を下げてフェライト粒を微細化し、強度及び靭性を高める元素である。Ｍｎ含有量が１．００質量％未満では高強度及び高靱性を得ることができない。一方、Ｍｎ含有量が１．８０質量％を超えると、ラス状組織を呈し溶接金属の靭性をかえって劣化させる。また、Ｍｎの過剰添加はスラグ量を増大させ、その除去に手間がかかる。従って、Ｍｎ含有量は１．００乃至１．８０質量％とする。

Ｎｉ：１．６０乃至２．４０質量％
Ｎｉは強度と靭性を高める元素である。Ｎｉ含有量が１．６０質量％未満では、高靱性を得ることができない。一方、Ｎｉ含有量が２．４０質量％を超えると、ビード形状が凸になり良好なビードが得られない。従って、Ｎｉの含有量は１．６０乃至２．４０質量％とする。なお、Ｎｉ含有量は１．８５乃至２．１５質量％とすることがより好ましい。

Ｃｒ：０．１０乃至０．５０質量％
Ｃｒは強度を向上させるのに有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．１０質量％未満では、強度向上に十分な効果を得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が０．５０質量％を超えると、ビード形状が凸になり良好なビード形状が得られない。従って、Ｃｒ含有量は０．１０乃至０．５０質量％とする。なお、Ｃｒ含有量は０．２０乃至０．４０質量％とすることがより好ましい。

Ｍｏ：０．５０乃至０．８０質量％
Ｍｏは強度を向上させるのに有効な元素である。Ｍｏ含有量が０．５０質量％未満では、強度向上に十分な効果を得ることができない。Ｍｏ添加によりビード形状に大きな影響は与えないものの、Ｍｏ含有量が０．８０質量％を超えると、溶接金属がラス状組織になり、靭性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は０．５０乃至０．８０質量％とする。

Ｔｉ：０．０２乃至０．２０質量％
Ｔｉは脱酸性元素であるとともに、強度の向上に有効な元素である。Ｔｉ含有量が０．０２質量％未満では、十分な脱酸性及び強度の向上の効果を発現しない。一方、Ｔｉ含有量が０．２０質量％を超えると、溶接金属中のＴｉ量が多くなるため、強度及び硬度が過度に高くなり、靭性が低下する。また、スラグ量が増加するため、除去作業の手間も増大する。従って、Ｔｉ含有量は０．０２乃至０．２０質量％とする。

Ａｌ：０．０１０質量％以下
Ａｌは脱酸性元素である。Ａｌ含有量が０．０１０質量％を超えると、溶滴の粘性を高めて溶滴の離脱を不連続にし、アークの安定性を著しく劣化する。従って、Ａｌ含有量は０．０１０質量％以下に規制する。

Ｂ：１０質量ｐｐｍ以下
Ｂは焼入れ性の強い元素である。Ｂ含有量が１０質量ｐｐｍを超えると、ラス状組織を呈して靭性を劣化させる。従って、Ｂ含有量は１０質量ｐｐｍ以下に規制する。

Ｖ：０．０１０質量％以下
Ｖは強度、特に耐力の向上に有効な元素であるが、Ｖ含有量が０．０１０質量％を超えると、低温における靭性が低下する。従って、Ｖ含有量は０．０１０質量％以下に規制する。

Ｎｂ：０．０１０質量％以下
Ｎｂは炭化物を形成して溶接金属の低温靭性を劣化させる元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０質量％を超えると、炭化物を形成する作用が顕著になり、靭性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は０．０１０質量％以下に規制する。

Ｐ：０．０１３質量％以下
Ｐは靭性及び耐凝固割れ性を著しく劣化させる元素である。Ｐ含有量が０．０１３質量％を超えると、靭性及び耐凝固割れ性を著しく劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．０１３質量％以下に規制する。

Ｓ：０．０１３質量％以下
Ｓは溶滴の表面張力を減少させて、ワイヤ先端の溶滴を細かい状態で連続的に離脱させ低電流でのアークを安定させる元素である。また、溶融金属の粘性を減少させて、鋼材への融合性を向上させる。Ｓ含有量が０．０１３質量％を超えると、溶接金属の靭性が低下し、アークも不安定になる。従って、Ｓ含有量は０．０１３質量％以下に規制する。

Ｃｕ：０．４０質量％以下
Ｃｕは防錆用メッキ分を含む。Ｃｕ含有量が０．４０質量％を超えると、溶接金属に凝固割れが発生しやすくなる。従って、Ｃｕ含有量は０．４０質量％以下に規制する。

Ａ＝（１．５[Ｓｉ]＋[Ｍｏ]）／（２０[Ｃ]＋[Ｃｒ]＋１．２[Ｎｉ]）：０．３０以上
Ｓｉは溶接時に溶融プールと母材の濡れ性を改善し、溶接作業性を改善する元素である。Ｍｏは強度を向上させる効果があり、溶接作業性に影響は無いものの他の強度向上元素による溶接作業性低下を抑えることができる元素である。Ｃは多量に添加するとアークが不安定になり、スパッタ量が増加する元素である。Ｃｒ及びＮｉは多量に添加することでビードが凸になり、溶接作業性が低下する元素である。これらの元素で定めたＡ値＝（１．５[Ｓｉ]＋[Ｍｏ]）／（２０[Ｃ]＋[Ｃｒ]＋１．２[Ｎｉ]）が０．３０を下回ると、ビード形状が不良もしくはアークが不安定になり溶接作業性が低下する。よって、Ａ値は０．３０以上とする。

不可避的不純物
なお、本発明における不可避的不純物とは、Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｎ、Ｏ、Ｈ、Ｗ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏを示し、Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｎ、Ｏ、Ｈについては総計で３００ｐｐｍ以下に制限する。Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｎ、Ｏ、Ｈの総量がこれを超えると、靭性低下及び耐割れ性の低下を招く。特に、Ｎは５０ｐｐｍ以下、Ｏは１００ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。また、Ｗ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏは総計で０．１質量％を超えると、靭性低下、耐割れ性の低下、及びスラグ量の増加等を招くため、０．１質量％以下に制限する。これらは強度向上、脱酸剤等の目的で添加される場合もあるが、本発明においては特には添加しない。

シールドガス
シールドガスは、１００％ＣＯ_２による溶接及びＡｒとＣＯ_２との混合ガスによる溶接に大別できる。１００％ＣＯ_２の場合、シールドガスが安価であり、コストの点で優れているが、その反面、スラグ及びスパッタの発生量が多い等の欠点がある。１００％ＣＯ_２では、更に、溶接金属の酸素量が多くなり、低温での靱性が低下するという機械的性質上の問題もある。一方、ＡｒとＣＯ_２との混合ガスの場合、溶接時のスパッタは少なく、溶接金属の酸素量も低くなるため、優れた低温靱性を得ることができる。そのため、全姿勢溶接での溶接作業性を考慮すると、８０％のＡｒガスと２０％のＣＯ_２ガスとの混合ガスが好ましい。

溶接電源
溶接電源は、パルス電源でのスプレーアークでの溶接もあるが、パイプの全姿勢にわたり良好なスプレーアークを維持することが困難である。従って、電源はＤＣ電源を用い、ショートアークによる溶接が好ましい。

以下に、本発明の実施例を本発明範囲から外れる比較例と比較して具体的に説明する。図１は本実施例における溶接部の開先の形状を表す断面図である。本実施例では、図１に示す開先形状を有するＡＰＩ−５Ｌ−Ｘ８０鋼の周継手を自動溶接した。表１はこのときの溶接条件を示したものである。更に、表２−１、表２−２、表３−１、及び表３−２は供試ワイヤの組成を示す。なお、表２−２及び表３−２において単位は質量％であるが、＊で示すＢのみ、単位はｐｐｍである。

表２−１、表２−２、表３−１、及び表３−２に示す溶接ワイヤを用いて溶接試験を行った。上進５時方向の位置が最も溶接作業性が悪くなるので、試験片は周継手の上進４時の方向から６時の方向にかけて採取した。溶接金属中央の板厚の１／２の位置から、溶接金属の機械的性能評価のために、ＪＩＳＺ３１１１のＡ２号引張試験片及びＪＩＳＺ３１１１の４号衝撃試験片を採取し、試験を行った。その際、引張強さ（σ_Ｂ）が７７０ＭＰａ以上８５０ＭＰａ以下を合格とした。また、耐力が６５０ＭＰａ以上を合格とした。衝撃試験は１温度あたり３本の試験片について試験を行い、０℃における衝撃吸収エネルギーの平均値（Ｅ_０℃）が１００Ｊ以上を合格とした。溶接金属の最高硬さは、溶接金属の中央で、荷重９８Ｎにおけるビッカース硬さを測定し、最高硬さ（Ｈｖ９８）が３００以下を合格とした。溶接作業性については、欠陥、ビード形状、アーク安定性、スラグ除去性（スラグ量及び剥離性）を評価した。アーク安定性は、良好であった場合を◎、スパッタが若干多い場合を○、除去に多大な時間がかかった場合を×とした三段階で評価し、前二者を合格とした。ビード形状は、良好であった場合を◎、少し乱れている場合を○、不良であった場合を×とした三段階で評価し、前二者を合格とした。融合不良を含めた内部健全性は、Ｘ線透過試験によって評価し、欠陥無しの場合を◎、検査合格範囲ではあるが若干の欠陥が発生していた場合を○、不良の場合を×とした三段階で評価し、前二者を合格とした。表４及び表５にこれらの試験結果を示す。

以下、前記溶接試験の結果について詳細に記述する。表４における実施例Ｔ１〜Ｔ２５は本発明の請求項１を満たす例であり、ワイヤ成分が本発明の範囲内であるため、いずれの試験においても良好な結果を示した。ただし、表４の実施例Ｔ２３〜Ｔ２５はＡ値が０．３０以下であるため、アーク安定性及びビード形状がやや劣った。表５に示す比較例Ｔ２６〜Ｔ４６は本発明の範囲から外れる例である。

次に、比較例について述べる。比較例Ｔ２６は、ワイヤ中のＣ量が不足しているため、溶接金属の引張強さが低く、アークも不安定であった。逆に、比較例Ｔ２７はワイヤ中のＣ量が過剰であるため、アークが不安定でスパッタ量が多く、やや凸ビードになった。また靭性が低く、最高硬さも高くなった。

比較例Ｔ２８は、ワイヤ中のＳｉ量が不足しているため、十分な脱酸効果が得られず、ブローホールが多発した。また、やや凸ビードになり外観も悪かった。逆に比較例Ｔ２９はＳｉが過剰なために靭性が低下し、外観も悪かった。

比較例Ｔ３０は、Ｍｎが不足しているため、溶接金属の強度と靭性が低かった。逆に比較例Ｔ３１はＭｎが過剰であり、スラグ除去に手間がかかるほか、溶接金属がマルテンサイト組織となり硬さが上昇し、低靭性であった。

比較例Ｔ３２は、ワイヤ中のＰ含有量が過剰なため、低靭性であった。比較例Ｔ３３は、Ｓ含有量が過剰であるため、靭性が低く、アークも不安定であった。

比較例Ｔ３４は、ワイヤ中のＮｉ量が少なく、強度及び靭性が低かった。比較例Ｔ３５は、ワイヤ中のＮｉ含有量が過剰であり、マルテンサイト組織が生成し、靭性が低かった。また、ビードが凸ビードになる傾向が見られた。

比較例Ｔ３６及びＴ３８は、ワイヤ中のＣｒ及びＭｏが不足しているため、強度が不足した。逆に、比較例Ｔ３７及びＴ３９は、Ｃｒ及びＭｏが過剰であり、溶接金属のミクロ組成がマルテンサイトとなり、硬さが上昇して低靭性であった。また、ビードが凸になった。

比較例Ｔ４０は、ワイヤ中のＴｉが不足しているため、強度が不足した。逆に、比較例Ｔ４１はＣｒが過剰であり、溶接金属のミクロ組成がマルテンサイトとなり、硬さが上昇して低靭性であった。また、ビードが凸になった。またアークの安定性も劣化した。

比較例Ｔ４２は、ワイヤ中のＣｕが規制値を超えているため、靭性が低下した。また、比較例Ｔ４３は、ワイヤ中のＡｌが規制値を超えているため、アークが不安定になるとともに靭性が低下した。また、比較例Ｔ４４は、ワイヤ中のＶが規制値を超えているため、靭性が低下した。また、比較例Ｔ４６は、ワイヤ中のＢが規制値を超えているため、靭性が低下した。

Claims

Ｃ：０．０４乃至０．１０質量％、
Ｓｉ：０．２０乃至０．６０質量％、
Ｍｎ：１．００乃至１．８０質量％、
Ｎｉ：１．６０乃至２．４０質量％、
Ｃｒ：０．１０乃至０．５０質量％、
Ｍｏ：０．５０乃至０．８０質量％、
Ｔｉ：０．０２乃至０．２０質量％、を含有し、
かつ、Ａｌ：０．０１０質量％以下、Ｂ：１０質量ｐｐｍ以下、Ｖ：０．０１０質量％以下、Ｎｂ：０．０１０質量％以下、Ｐ：０．０１３質量％以下、Ｓ：０．０１３質量％以下、Ｃｕ：０．４０質量％以下に抑制し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする高張力鋼用溶接ワイヤ。
Ｃｒが０．２０乃至０．４０質量％であることを特徴とする請求項１に記載の高張力鋼用溶接ワイヤ。
Ｓｉが０．３５乃至０．５５質量％であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高張力鋼用溶接ワイヤ。
Ｎｉが１．８５乃至２．１５質量％であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高張力鋼用溶接ワイヤ。
ワイヤ中のＳｉ含有量を[Ｓｉ]（質量％）、Ｍｏ含有量を[Ｍｏ]（質量％）、Ｃ含有量を[Ｃ]（質量％）、Ｃｒ含有量を[Ｃｒ]（質量％）、Ｎｉ含有量を[Ｎｉ]（質量％）としたとき、下記数式により与えられるＡの値が０．３０以上であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高張力鋼用溶接ワイヤ。