JP2016120520A - ガスシールドアーク溶接用ワイヤ - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接部が健全であり、溶接時に高温割れが生じず、ＰＷＨＴ後のクリープ強度及び靭性に優れたガスシールドアーク溶接用ワイヤを提供する。
【解決手段】本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎを所定量含有し、Ｎｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｂ、Ｏを所定量以下に制限し、且つ含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％、含有するＭｎ量／Ｓ量：８７以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする。
【選択図】なし
【解決手段】本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎを所定量含有し、Ｎｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｂ、Ｏを所定量以下に制限し、且つ含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％、含有するＭｎ量／Ｓ量：８７以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、主として火力発電ボイラ内の配管に適用される高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の溶接に供せられるガスシールドアーク溶接用ワイヤに関するものである。
高Ｃｒフェライト系耐熱鋼であるＭｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、高温強度や耐食性に優れているので、高温環境となる火力発電ボイラ内の配管に適用されている。しかしながら、Ｍｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、ガスシールドアーク溶接を行うと、溶接金属の凝固過程で割れを生じることがある。いわゆる「高温割れ」である。高温割れを改善することを目的とした発明が、例えば、特許文献１に提案されている。
具体的に、特許文献１には、Ｃ：０．０２〜０．１８％（質量％：以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜０．７０％、Ｍｎ：０．９０〜２．５０％、Ｃｒ：８．０〜１１．０％、Ｍｏ：０．８０〜０．９５％、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｖ：０．０１〜０．５０％及びＮ：０．００４〜０．０６０％を含有するとともに、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２４％以下、Ｌａ、Ｃｅ、Ｍｇの総含有量を０．０３０％以下に抑制し、さらに（Ｍｏ＋Ｎｉ）≦２．１０％の関係を満たし、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９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用ワイヤが提案されている。
特許文献１で提案されている発明は、高温割れに及ぼすＮｉとＭｏの相乗効果に着目し、前記したように、ＭｏとＮｉの総量を２．１０％以下に抑えることによって、耐高温割れ性を向上させている。
また、火力発電ボイラ内の配管に適用されるＭｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を溶接するガスシールドアーク溶接用ワイヤには、高温割れだけでなく、高温強度が高い（クリープ強度が高い）ことや靭性が高いことが要求されている。高温強度及び靭性を向上させることを目的とした発明が、例えば、特許文献２、３に提案されている。
具体的に、特許文献２には、質量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０６〜０．８０％、Ｍｎ：０．８５〜２．００％、Ｃｒ：８．００〜１１．０％、Ｍｏ：０．８０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０３〜１．００％、Ｎｂ：０．０１０〜０．２５０％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｎ：０．０２６〜０．１０％、Ｏ：０．００２〜０．０３０％、を含有し、Ａｌは０．０２０％以下に制限し、更に、Ｍｎ＋２Ｎｉ−１０Ｎ：３．００％以下、を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用ワイヤが開示されている。
特許文献２で提案されている発明は、クリープ強度及び靭性に及ぼすＭｎ、Ｎｉ及びＮの影響に着目し、前記したように、Ｍｎ＋２Ｎｉ−１０Ｎの値を３．００％以下に抑えることによって、クリープ強度及び靭性を両立させている。
また、特許文献３には、具体的に、Ｃ：０．０７０乃至０．１５０質量％、Ｓｉ：０．１５質量％を超え且つ０．３０質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上で且つ０．８５質量％未満、Ｎｉ：０．３０乃至１．２０質量％、Ｃｒ：８．００乃至１３．００質量％、Ｍｏ：０．３０乃至１．４０質量％、Ｖ：０．０３乃至０．４０質量％、Ｎｂ：０．０１乃至０．１５質量％及びＮ：０．０１６乃至０．０５５質量％を含有し、Ｍｎ及びＮｉの総量を１．５０質量％以下に規制すると共に、Ｐ：０．０１０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｃｕ：０．５０質量％未満、Ｔｉ：０．０１０質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％未満、Ｂ：０．００１０質量％未満、Ｗ：０．１０質量％未満、Ｃｏ：１．００質量％未満及びＯ：０．０３質量％以下に規制し、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改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用溶接ワイヤが開示されている。
特許文献３に提案されている発明は、ＰやＳ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌといった元素を不純物として取り扱い、これら元素の含有量を低くすることで高温割れ性・クリープ強度・靭性を両立させている。
しかしながら、特許文献１で提案されている発明には、溶接後熱処理（Post Weld Heat Treatment；ＰＷＨＴ）温度が７５０℃と低く、また保持時間も１ｈと短い。そのため、特許文献１で提案されている発明には、特に海外のボイラ製作におけるＰＷＨＴの実情と乖離しており、機械性能を評価するには適切な条件ではないという問題がある。
他方、Ｍｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接時に生じ易い高温割れは、クリープ強度・靭性と同等に扱うべき項目である。しかしながら、特許文献２で提案されている発明には、高温割れに関する明確な言及が無く、実機の溶接性に関して十分な検討がなされているとは言えないという問題がある。
さらに、特許文献３で提案されている発明には、実施例中に記載されている高温割れが、拘束の弱い状態（サブマージアーク溶接（Submerged Arc Welding；ＳＡＷ））、又は拘束の無い状態（ガスタングステンアーク溶接（Gas Tungsten Arc Weld；ＧＴＡＷ））で溶接された全溶着金属試験材を評価しており、溶接部が強い拘束を受ける実機溶接の実情と乖離している。そのため、特許文献３で提案されている発明には、ワイヤの高温割れ性について十分な検討がなされているとは言えないという問題がある。また、特許文献３で提案されている発明は、Ｃｒ量が８．０〜１３．０質量％と広く、特に１０．５質量％を超えるＣｒ量においては溶着金属中にδフェライト相が残存するため、クリープ強度を劣化させることは明白である。
特許文献１〜３で提案されている発明に限らず、ガスシールドアーク溶接用ワイヤには、溶接部になじみ不良やスラグといった外観不良、傷（クラック）、及び融合不良やブローホールといった内部欠陥などがないこと、すなわち溶接部が健全であることが求められる。
本発明は前記状況に鑑みてなされたものであって、溶接部が健全であり、溶接時に高温割れが生じず、ＰＷＨＴ後のクリープ強度及び靭性に優れたガスシールドアーク溶接用ワイヤを提供することを課題とする。
ガスシールドアーク溶接用ワイヤには、溶接性に優れているとともに、溶着金属の靭性及びクリープ強度を両立することが求められる。本発明者らは、靭性及びクリープ強度を両立させるため鋭意研究開発し、以下の知見や取り組みによりこれを解決した。
ガスシールドアーク溶接用ワイヤは、溶接時に高温割れを生じ易い。特に、ＧＴＡＷではクレータ部に、ガスメタルアーク溶接（Gas Metal Arc Welding；ＧＭＡＷ）では溶接ビード表面及び内部に高温割れを生じ易い。これは、Ｃｒ量が９質量％程度と比較的高いため溶接時の凝固完了温度が低温化し、凝固の進行に伴って最終凝固部に溶融金属が行き渡らなくなるため、当該箇所に割れが生じるものである。また、最終凝固部に低融点化合物が濃縮することによってもその感受性は増大する。
また、Ｍｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用ガスシールドアーク溶接用ワイヤによって形成される溶着金属のミクロ組織はマルテンサイト主体であり、溶接のままの状態では硬度が高く、低靭性である。よって、ＰＷＨＴを実施することで組織を回復させるとともに炭窒化物を析出させ、靭性及びクリープ強度を改善している。
従って、本発明者らは、溶接時に高温割れを発生せず、ＰＷＨＴ後に優れた靭性及びクリープ強度を有する溶着金属を得ることを企図して、ガスシールドアーク溶接用ワイヤの化学成分を設計した。
なお、材料の成分設計の観点から高温割れ性を改善するには、（１）最終凝固部に低融点化合物を形成する元素の低減、（２）凝固完了温度を低くする元素の低減が有効である。
前記（１）の実現には、ＰやＳなどの不純物を低減することが有効であるが、これらの不純物は工業的に既に十分低いレベルで管理されており、溶製能力上これ以上の低減は難しい。
また、前記（２）の実現には、ＣやＣｒなどの主要合金成分を低減することが有効であるが、いずれの合金元素もクリープ強度の確保に必要不可欠であり、安易に低減することはできない。しなしながら、ＣやＣｒ以外の合金元素については改善の余地が残されている。よって、本発明では前記（２）に関して、ＣやＣｒ以外の合金元素について検討した。
前記（１）の実現には、ＰやＳなどの不純物を低減することが有効であるが、これらの不純物は工業的に既に十分低いレベルで管理されており、溶製能力上これ以上の低減は難しい。
また、前記（２）の実現には、ＣやＣｒなどの主要合金成分を低減することが有効であるが、いずれの合金元素もクリープ強度の確保に必要不可欠であり、安易に低減することはできない。しなしながら、ＣやＣｒ以外の合金元素については改善の余地が残されている。よって、本発明では前記（２）に関して、ＣやＣｒ以外の合金元素について検討した。
また、クリープ強度の改善には、（３）軟質なδフェライト相の低減、（４）炭窒化物析出量の増加が有効である。
前記（３）の実現には、フェライト相を安定化するＳｉやＣｒ、Ｍｏなどの合金成分を低減するか、オーステナイト相を安定化して相対的にフェライト相を不安定化するＭｎやＮｉ、Ｃｏなどの合金成分を増量することが有効である。しかしながら、これらの合金元素の中には炭窒化物の析出量を変化させ、溶着金属の靭性やクリープ性能に影響を与えるものがある点にも留意せねばならない。なお、ここで言う炭窒化物とは主にＮｂ、Ｖの炭化物、窒化物による複合化合物を指す。
また、前記（４）の実現には、ＣｒやＮｂ、Ｖなどの炭窒化物形成元素の増量が有効であるが、炭窒化物の析出量増大は靭性を劣化させる。よって、本発明では炭窒化物の析出量には影響を与えずにクリープ強度を向上させる合金元素について検討した。
前記（３）の実現には、フェライト相を安定化するＳｉやＣｒ、Ｍｏなどの合金成分を低減するか、オーステナイト相を安定化して相対的にフェライト相を不安定化するＭｎやＮｉ、Ｃｏなどの合金成分を増量することが有効である。しかしながら、これらの合金元素の中には炭窒化物の析出量を変化させ、溶着金属の靭性やクリープ性能に影響を与えるものがある点にも留意せねばならない。なお、ここで言う炭窒化物とは主にＮｂ、Ｖの炭化物、窒化物による複合化合物を指す。
また、前記（４）の実現には、ＣｒやＮｂ、Ｖなどの炭窒化物形成元素の増量が有効であるが、炭窒化物の析出量増大は靭性を劣化させる。よって、本発明では炭窒化物の析出量には影響を与えずにクリープ強度を向上させる合金元素について検討した。
本発明者らは、種々検討した結果、Ｎｉが溶接時の最終凝固部に濃化して凝固完了温度を低下させ、高温割れを促進することを明らかにした。また、ＮｉはＰＷＨＴ時の炭窒化物の析出量には影響を与えないが、炭窒化物を不安定化して、所謂、オストワルド成長と呼ばれる単位体積当たりの表面積をできるだけ減少させるよう成長を促し、その粗大化を促進し、クリープ強度を劣化させることも明らかにした。よって、ガスシールドアーク溶接用ワイヤを低Ｎｉ設計とすることで高温割れを抑制し、炭窒化物の析出量に影響を与えないことで靭性を劣化させることなく、炭窒化物を安定化することでクリープ強度を高めることに成功した。
また、前記に加えて、低Ｎｉ化によるδフェライト相の増加をＣｒ量の特定の範囲とすることによって抑制し、クリープ強度・靭性・溶接性（高温割れ性）を両立させた。例えば、特許文献３では「Ｎｉ量を０．３０〜１．２０％（好ましくは０．４０〜１．００％）、Ｃｒ量を８．００〜１３．００％」と規定している。
これに対し、本発明では後記するように「Ｎｉ量を０．５０％以下（好ましくは０．２０％以下）、Ｃｒ量を８．００〜１０．５０％（好ましくは８．００〜９．５０％）」と規定して各種特性を両立していることに特徴がある。
これに対し、本発明では後記するように「Ｎｉ量を０．５０％以下（好ましくは０．２０％以下）、Ｃｒ量を８．００〜１０．５０％（好ましくは８．００〜９．５０％）」と規定して各種特性を両立していることに特徴がある。
以上に述べた知見や取り組みによって前記課題を解決した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤは、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５５〜１．００％、Ｓ：０．００２〜０．０１０％、Ｃｒ：８．００〜１０．５０％、Ｍｏ：０．８５〜１．２０％、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０３〜０．０７％含有し、且つＮｉ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下、に制限し、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％、含有するＭｎ量／Ｓ量：８７以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることとしている。
また、本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤは、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５５〜１．００％、Ｓ：０．００２〜０．０１０％、Ｃｒ：８．００〜１０．５０％、Ｍｏ：０．８５〜１．２０％、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０３〜０．０７％含有し、且つＮｉ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下、に制限し、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％、含有するＭｎ量／Ｓ量：１５０以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることとしている。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、前記した各化学成分と、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量と、含有するＭｎ量／Ｓ量と、を前記範囲にそれぞれ制御しているので、溶接時に高温割れが生じず、ＰＷＨＴ後のクリープ強度及び靭性に優れたものとすることができる。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、前記Ｃ量を０．０８〜０．１１％とするのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、前記Ｎｉ量を０．２０％以下に制限するのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、前記Ｃｒ量を８．２１〜１０．５０％とするのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、前記含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量を０．７０〜１．００％とするのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、前記Ｃｕ量を０．１０％以下に制限するのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、前記Ａｌ量を０．０３％以下に制限するのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、前記Ｎ量を０．０４〜０．０７％とするのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、Ｓｎ：０．０１５％以下、Ａｓ：０．０１５％以下、Ｓｂ：０．０１５％以下、に制限するのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、Ｐｂ：０．００１５％以下、Ｂｉ：０．００１５％以下、に制限するのが好ましい。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％含有するのが好ましい。このようにすると、クリープ強度を向上させることができる。
前記した本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤはいずれも、Ｃｏ：０．１０〜０．７５％含有するのが好ましい。このようにすると、δフェライト相の残存を抑制することができる。そのため、クリープ強度を向上させることができる。
本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤは、溶接部が健全であり、溶接時に高温割れが生じず、ＰＷＨＴ後のクリープ強度及び靭性に優れている。
以下、本発明に係るガスシールドアーク溶接用ワイヤ（以下、単に「溶接用ワイヤ」という。）を実施するための形態について詳細に説明する。
［溶接用ワイヤの一実施形態］
本実施形態に係る溶接用ワイヤは、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５５〜１．００％、Ｓ：０．００２〜０．０１０％、Ｃｒ：８．００〜１０．５０％、Ｍｏ：０．８５〜１．２０％、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０３〜０．０７％含有し、且つＮｉ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下、に制限し、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％、含有するＭｎ量／Ｓ量：８７以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
なお、化学成分を前記したとおりとするとともに、前記含有するＭｎ量／Ｓ量を１５０以上とするのが好ましい。
本実施形態に係る溶接用ワイヤは、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５５〜１．００％、Ｓ：０．００２〜０．０１０％、Ｃｒ：８．００〜１０．５０％、Ｍｏ：０．８５〜１．２０％、Ｖ：０．１５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０３〜０．０７％含有し、且つＮｉ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下、に制限し、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％、含有するＭｎ量／Ｓ量：８７以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
なお、化学成分を前記したとおりとするとともに、前記含有するＭｎ量／Ｓ量を１５０以上とするのが好ましい。
以下、溶接用ワイヤを構成する化学成分及びその含有量と、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量と、含有するＭｎ量／Ｓ量と、を制御する理由などについて分説する。
（Ｃ：０．０７〜０．１３％）
Ｃは、溶着金属中の焼き入れ性と炭窒化物の析出量に大きな影響を及ぼすとともに、オーステナイト安定化元素として機能し、溶着金属中のδフェライト相の残存を抑制する。溶着金属中のＣ量が低いと炭化物の析出量が不十分となり、また、δフェライト相が残存して所定のクリープ強度が得られない。一方で、Ｃ量が過剰に高くなると高温割れ感受性が高まり、また、炭化物の析出量が増大して溶着金属の強度を著しく高め、靭性を劣化させる。よって、Ｃ量は０．０７〜０．１３％とする。なお、Ｃ量の下限は０．０８％であるのが好ましく、上限は０．１１％であるのが好ましい。
Ｃは、溶着金属中の焼き入れ性と炭窒化物の析出量に大きな影響を及ぼすとともに、オーステナイト安定化元素として機能し、溶着金属中のδフェライト相の残存を抑制する。溶着金属中のＣ量が低いと炭化物の析出量が不十分となり、また、δフェライト相が残存して所定のクリープ強度が得られない。一方で、Ｃ量が過剰に高くなると高温割れ感受性が高まり、また、炭化物の析出量が増大して溶着金属の強度を著しく高め、靭性を劣化させる。よって、Ｃ量は０．０７〜０．１３％とする。なお、Ｃ量の下限は０．０８％であるのが好ましく、上限は０．１１％であるのが好ましい。
（Ｓｉ：０．１０〜０．５０％）
Ｓｉは、溶接ビードのなじみ性を改善するとともに、脱酸剤として機能し、溶着金属の強度・靭性を向上させる。溶着金属中のＳｉ量が低すぎると溶接作業性（例えば、溶接ビードのなじみ性や融合性）が劣化し、クリープ強度及び靭性も劣化させる。一方で、Ｓｉ量が過剰になると溶着金属の強度を著しく高め、靭性を劣化させる。よって、Ｓｉ量は０．１０〜０．５０％とする。なお、Ｓｉ量の下限は０．１８％であるのが好ましく、上限は０．４１％であるのが好ましい。
Ｓｉは、溶接ビードのなじみ性を改善するとともに、脱酸剤として機能し、溶着金属の強度・靭性を向上させる。溶着金属中のＳｉ量が低すぎると溶接作業性（例えば、溶接ビードのなじみ性や融合性）が劣化し、クリープ強度及び靭性も劣化させる。一方で、Ｓｉ量が過剰になると溶着金属の強度を著しく高め、靭性を劣化させる。よって、Ｓｉ量は０．１０〜０．５０％とする。なお、Ｓｉ量の下限は０．１８％であるのが好ましく、上限は０．４１％であるのが好ましい。
（Ｍｎ：０．５５〜１．００％）
（Ｎｉ：０．５０％以下）
（含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％）
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として機能し、溶着金属の靭性を向上させる。Ｎｉは、ミクロ組織を微細化して靭性を向上させる。さらに、Ｍｎは、オーステナイト安定化元素として機能し、溶着金属中のδフェライト相の残存を抑制する。溶着金属のＭｎ量又はＮｉ量が低すぎると所定の靭性が得られず、また、軟質なδフェライト相が溶着金属中に残存してクリープ強度を劣化させる。一方で、溶着金属中のＭｎ量及びＮｉ量が過剰に高くなると、炭窒化物を不安定化させ、クリープ強度を劣化させる。Ｍｎは後述するとおり、Ｓの高温割れ性への悪影響を緩和する効果もある。よって、Ｍｎ量は０．５５〜１．００％とする。Ｍｎ量の下限は０．６０％とするのが好ましく、上限は０．８０％とするのが好ましい。
また、Ｎｉは、凝固完了温度を低温化することで高温割れ感受性を高める。よって、Ｎｉ量は０．５０％以下とする。Ｎｉ量は０．２０％以下とするのが好ましい。
（Ｎｉ：０．５０％以下）
（含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％）
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として機能し、溶着金属の靭性を向上させる。Ｎｉは、ミクロ組織を微細化して靭性を向上させる。さらに、Ｍｎは、オーステナイト安定化元素として機能し、溶着金属中のδフェライト相の残存を抑制する。溶着金属のＭｎ量又はＮｉ量が低すぎると所定の靭性が得られず、また、軟質なδフェライト相が溶着金属中に残存してクリープ強度を劣化させる。一方で、溶着金属中のＭｎ量及びＮｉ量が過剰に高くなると、炭窒化物を不安定化させ、クリープ強度を劣化させる。Ｍｎは後述するとおり、Ｓの高温割れ性への悪影響を緩和する効果もある。よって、Ｍｎ量は０．５５〜１．００％とする。Ｍｎ量の下限は０．６０％とするのが好ましく、上限は０．８０％とするのが好ましい。
また、Ｎｉは、凝固完了温度を低温化することで高温割れ感受性を高める。よって、Ｎｉ量は０．５０％以下とする。Ｎｉ量は０．２０％以下とするのが好ましい。
さらに、靭性の確保、δフェライト相の低減及びクリープ強度確保の観点から、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量を管理することが有効である。すなわち、靭性の確保の観点から含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量の下限を規定する必要があり、δフェライト相の低減及びクリープ強度確保の観点から含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量の上限の規定が必要である。具体的には、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量は０．６０〜１．１５％とする。含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量の下限は０．７０％とするのが好ましく、上限は１．００％とするのが好ましい。
（Ｓ：０．００２〜０．０１０％）
（含有するＭｎ量／Ｓ量：８７以上）
Ｓは、溶接時にＦｅと結合してＦｅ−ＦｅＳの低融点共晶を最終凝固部に形成し、高温割れ性を高めるだけでなく、溶着金属を脆化させて靭性を劣化させる。一方で、溶接ビードのなじみ性や融合性を改善する効果があるが、Ｓ量が少なすぎるとなじみ性改善効果や融合性を改善する効果が得られない。よって、Ｓ量は０．００２〜０．０１０％とする。Ｓ量の下限は０．００３％とするのが好ましく、上限は０．００７％とするのが好ましい。
また、Ｍｎは、溶接凝固過程でＳと結合してＭｎＳを形成し、上述の悪影響を緩和することで高温割れ性を低減する。このような効果を得るためには、含有するＭｎ量／Ｓ量を８７以上とすることが必要である。好ましくは前記したように、含有するＭｎ量／Ｓ量を１５０以上とし、より好ましくは、含有するＭｎ量／Ｓ量を１５６以上とする。
（含有するＭｎ量／Ｓ量：８７以上）
Ｓは、溶接時にＦｅと結合してＦｅ−ＦｅＳの低融点共晶を最終凝固部に形成し、高温割れ性を高めるだけでなく、溶着金属を脆化させて靭性を劣化させる。一方で、溶接ビードのなじみ性や融合性を改善する効果があるが、Ｓ量が少なすぎるとなじみ性改善効果や融合性を改善する効果が得られない。よって、Ｓ量は０．００２〜０．０１０％とする。Ｓ量の下限は０．００３％とするのが好ましく、上限は０．００７％とするのが好ましい。
また、Ｍｎは、溶接凝固過程でＳと結合してＭｎＳを形成し、上述の悪影響を緩和することで高温割れ性を低減する。このような効果を得るためには、含有するＭｎ量／Ｓ量を８７以上とすることが必要である。好ましくは前記したように、含有するＭｎ量／Ｓ量を１５０以上とし、より好ましくは、含有するＭｎ量／Ｓ量を１５６以上とする。
（Ｃｒ：８．００〜１０．５０％）
Ｃｒは、ＰＷＨＴ時に炭窒化物を形成して溶着金属のクリープ強度を高める。Ｃｒ量が少なすぎると炭窒化物の析出量が不足して所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｃｒ量が多くなると凝固完了温度を低下させて高温割れ感受性を高めるとともに、δフェライト相が溶着金属中に残留してクリープ強度を劣化させる。よって、Ｃｒ量は８．００〜１０．５０％とする。Ｃｒ量の下限は８．２１％とするのが好ましく、上限は９．５６％とするのが好ましい。
Ｃｒは、ＰＷＨＴ時に炭窒化物を形成して溶着金属のクリープ強度を高める。Ｃｒ量が少なすぎると炭窒化物の析出量が不足して所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｃｒ量が多くなると凝固完了温度を低下させて高温割れ感受性を高めるとともに、δフェライト相が溶着金属中に残留してクリープ強度を劣化させる。よって、Ｃｒ量は８．００〜１０．５０％とする。Ｃｒ量の下限は８．２１％とするのが好ましく、上限は９．５６％とするのが好ましい。
（Ｍｏ：０．８５〜１．２０％）
Ｍｏは、ＰＷＨＴ時にＣｒ系炭化物中又は母相中に固溶して溶着金属のクリープ強度を向上させる。Ｍｏ量が少なすぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｍｏ量が多くなると、Ｃｒ系炭化物及び母相中への固溶量が過剰に増加して溶着金属の強度が著しく高まり、靭性を劣化させる。よって、Ｍｏ量は０．８５〜１．２０％とする。Ｍｏ量の下限は０．９４％とするのが好ましく、上限は１．０５％とするのが好ましい。
Ｍｏは、ＰＷＨＴ時にＣｒ系炭化物中又は母相中に固溶して溶着金属のクリープ強度を向上させる。Ｍｏ量が少なすぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｍｏ量が多くなると、Ｃｒ系炭化物及び母相中への固溶量が過剰に増加して溶着金属の強度が著しく高まり、靭性を劣化させる。よって、Ｍｏ量は０．８５〜１．２０％とする。Ｍｏ量の下限は０．９４％とするのが好ましく、上限は１．０５％とするのが好ましい。
（Ｖ：０．１５〜０．３０％）
Ｖは、ＰＷＨＴ時に炭窒化物を形成し、溶着金属のクリープ強度を向上させる。Ｖ量が少なすぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｖ量が多くなると炭窒化物の析出量が著しく増加して溶着金属の強度が高まり、靭性を劣化させる。よって、Ｖ量は０．１５〜０．３０％とする。Ｖ量の下限は０．２１％とするのが好ましく、上限は０．２７％とするのが好ましい。
Ｖは、ＰＷＨＴ時に炭窒化物を形成し、溶着金属のクリープ強度を向上させる。Ｖ量が少なすぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｖ量が多くなると炭窒化物の析出量が著しく増加して溶着金属の強度が高まり、靭性を劣化させる。よって、Ｖ量は０．１５〜０．３０％とする。Ｖ量の下限は０．２１％とするのが好ましく、上限は０．２７％とするのが好ましい。
（Ｎｂ：０．０２〜０．１０％）
Ｎｂは、Ｖと同様、ＰＷＨＴ時に炭窒化物を形成し、溶着金属のクリープ強度を向上させる。Ｎｂ量が少なすぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｎｂ量が多くなると炭窒化物の析出量が著しく増加して溶着金属の強度が高まり、靭性を劣化させる。よって、Ｎｂ量は０．０２〜０．１０％とする。Ｎｂ量の下限は０．０４％とするのが好ましく、上限は０．０７％とするのが好ましい。
Ｎｂは、Ｖと同様、ＰＷＨＴ時に炭窒化物を形成し、溶着金属のクリープ強度を向上させる。Ｎｂ量が少なすぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｎｂ量が多くなると炭窒化物の析出量が著しく増加して溶着金属の強度が高まり、靭性を劣化させる。よって、Ｎｂ量は０．０２〜０．１０％とする。Ｎｂ量の下限は０．０４％とするのが好ましく、上限は０．０７％とするのが好ましい。
（Ｎ：０．０３〜０．０７％）
Ｎは、ＰＷＨＴ時にＣｒやＶ、Ｎｂなどと結合して炭窒化物を形成し、溶着金属のクリープ強度を向上させる。Ｎ量が少なすぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｎ量が多くなると炭窒化物の析出量が著しく増加して溶着金属の強度が高まり、靭性を劣化させる。さらに、Ｎ量が多くなると溶接過程で発生するＮ２ガスが溶融金属中に残留し易くなり、ブローホールを発生させる。よって、Ｎ量は０．０３〜０．０７％とする。Ｎ量の下限は０．０４％とするのが好ましく、上限は０．０６％とするのが好ましい。
Ｎは、ＰＷＨＴ時にＣｒやＶ、Ｎｂなどと結合して炭窒化物を形成し、溶着金属のクリープ強度を向上させる。Ｎ量が少なすぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｎ量が多くなると炭窒化物の析出量が著しく増加して溶着金属の強度が高まり、靭性を劣化させる。さらに、Ｎ量が多くなると溶接過程で発生するＮ２ガスが溶融金属中に残留し易くなり、ブローホールを発生させる。よって、Ｎ量は０．０３〜０．０７％とする。Ｎ量の下限は０．０４％とするのが好ましく、上限は０．０６％とするのが好ましい。
（Ｐ：０．０１０％以下）
Ｐは、溶接時の最終凝固部に低融点化合物を形成し、高温割れ感受性を高めるだけでなく、溶着金属を脆化させて靭性を劣化させる。よって、Ｐ量は０．０１０％以下とする。Ｐ量は０．０００６％以下とするのが好ましい。
Ｐは、溶接時の最終凝固部に低融点化合物を形成し、高温割れ感受性を高めるだけでなく、溶着金属を脆化させて靭性を劣化させる。よって、Ｐ量は０．０１０％以下とする。Ｐ量は０．０００６％以下とするのが好ましい。
（Ｃｕ：０．３０％以下）
溶接用ワイヤのＣｕ量が増加すると、溶着金属中のＣｕ量も増加し、靭性を劣化させる。よって、Ｃｕ量は０．３０％以下とする。Ｃｕ量は０．１０％以下とするのが好ましい。なお、Ｃｕ量は、溶接用ワイヤ中に含有されているＣｕ、及び溶接時の溶接用ワイヤ送給性改善のために電気めっき等の手法で溶接用ワイヤの表面にＣｕをコーティングしている場合には、当該コーティングしているＣｕを含めて前記したように０．３０％以下とする。
溶接用ワイヤのＣｕ量が増加すると、溶着金属中のＣｕ量も増加し、靭性を劣化させる。よって、Ｃｕ量は０．３０％以下とする。Ｃｕ量は０．１０％以下とするのが好ましい。なお、Ｃｕ量は、溶接用ワイヤ中に含有されているＣｕ、及び溶接時の溶接用ワイヤ送給性改善のために電気めっき等の手法で溶接用ワイヤの表面にＣｕをコーティングしている場合には、当該コーティングしているＣｕを含めて前記したように０．３０％以下とする。
（Ａｌ：０．０４％以下）
Ａｌは、脱酸元素として機能するが、凝固過程で溶融金属中のＯと結合してスラグ発生量を増加させる。また、Ａｌは、溶着金属中に粗大な酸化物を形成し、脆性破壊の発生起点として作用して溶着金属の靭性を劣化させる。さらに、Ａｌは、Ｎとも結合してＡｌＮを形成し、クリープ強度の確保に必要不可欠なＣｒやＮｂ、Ｖの炭窒化物析出量を低減し、クリープ強度を劣化させる。よって、Ａｌ量は０．０４％以下とする。Ａｌ量は０．０３％以下とするのが好ましい。
Ａｌは、脱酸元素として機能するが、凝固過程で溶融金属中のＯと結合してスラグ発生量を増加させる。また、Ａｌは、溶着金属中に粗大な酸化物を形成し、脆性破壊の発生起点として作用して溶着金属の靭性を劣化させる。さらに、Ａｌは、Ｎとも結合してＡｌＮを形成し、クリープ強度の確保に必要不可欠なＣｒやＮｂ、Ｖの炭窒化物析出量を低減し、クリープ強度を劣化させる。よって、Ａｌ量は０．０４％以下とする。Ａｌ量は０．０３％以下とするのが好ましい。
（Ｂ：０．００１５％以下）
Ｂは、溶接時の最終凝固温度を低下させ、高温割れ感受性を高める。よって、Ｂ量は０．００１５％以下とする。Ｂ量は０．０００３％以下とするのが好ましい。
Ｂは、溶接時の最終凝固温度を低下させ、高温割れ感受性を高める。よって、Ｂ量は０．００１５％以下とする。Ｂ量は０．０００３％以下とするのが好ましい。
（Ｏ：０．０３０％以下）
Ｏは、溶接時の凝固過程でＳｉやＭｎ、Ａｌなどと結合して酸化物を形成し、スラグ量を増加させる。また、形成された酸化物は、脆性破壊の発生起点として作用し、溶着金属の靭性を劣化させる。よって、Ｏ量は０．０３０％以下とする。Ｏ量は、０．００５％以下とするのが好ましい。
Ｏは、溶接時の凝固過程でＳｉやＭｎ、Ａｌなどと結合して酸化物を形成し、スラグ量を増加させる。また、形成された酸化物は、脆性破壊の発生起点として作用し、溶着金属の靭性を劣化させる。よって、Ｏ量は０．０３０％以下とする。Ｏ量は、０．００５％以下とするのが好ましい。
（残部）
本発明に係る溶接用ワイヤを構成する組成の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＦｅ及び不可避不純物である。不可避不純物は、溶製時に不可避的に混入する不純物であり、溶接用ワイヤの諸特性を害さない範囲で含有される。不可避不純物としては、例えば、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉなどが挙げられる。これらの元素は高温割れ性や靭性、クリープ強度などの必須特性に悪影響を及ぼすが、それぞれに定められた所定量未満又は所定量以下であれば前記した必須特性に悪影響を及ぼさないので、それぞれに定められた所定量未満又は所定量以下で含有することは許容される。不可避不純物として含有することが許容される許容量として具体的には、Ｔｉであれば０．０１０％未満、Ｃｏであれば０．１０％未満、Ｗであれば０．１０％未満、Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓであればそれぞれ０．０１５％以下、Ｐｂ及びＢｉであればそれぞれ０．００１５％以下である。なお、本発明においては、本発明の効果を阻害しない範囲であれば、前記した不可避不純物以外の元素を積極的に含有させてもよい（つまり、本発明の技術的範囲に含まれる。）。
本発明に係る溶接用ワイヤを構成する組成の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＦｅ及び不可避不純物である。不可避不純物は、溶製時に不可避的に混入する不純物であり、溶接用ワイヤの諸特性を害さない範囲で含有される。不可避不純物としては、例えば、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉなどが挙げられる。これらの元素は高温割れ性や靭性、クリープ強度などの必須特性に悪影響を及ぼすが、それぞれに定められた所定量未満又は所定量以下であれば前記した必須特性に悪影響を及ぼさないので、それぞれに定められた所定量未満又は所定量以下で含有することは許容される。不可避不純物として含有することが許容される許容量として具体的には、Ｔｉであれば０．０１０％未満、Ｃｏであれば０．１０％未満、Ｗであれば０．１０％未満、Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓであればそれぞれ０．０１５％以下、Ｐｂ及びＢｉであればそれぞれ０．００１５％以下である。なお、本発明においては、本発明の効果を阻害しない範囲であれば、前記した不可避不純物以外の元素を積極的に含有させてもよい（つまり、本発明の技術的範囲に含まれる。）。
ここで、Ｔｉ及びＣｏには、靭性を低下させるという悪影響があり、含有量が低い場合には不可避不純物として扱うことができる。しかしながら、Ｔｉ及びＣｏには、クリープ強度を向上させる作用があることから、クリープ強度を向上させたい場合は、前記した悪影響を甘受できる範囲内で積極的に添加することができる。
［溶接用ワイヤの他の実施形態］
前記したように、Ｔｉ及びＣｏについては、クリープ強度を向上させる作用がある。従って、溶接用ワイヤの他の実施形態として、Ｔｉ及びＣｏのうちの少なくとも一方を所定量含有させることもできる。
前記したように、Ｔｉ及びＣｏについては、クリープ強度を向上させる作用がある。従って、溶接用ワイヤの他の実施形態として、Ｔｉ及びＣｏのうちの少なくとも一方を所定量含有させることもできる。
他の実施形態に係る溶接用ワイヤの一態様として、前記した基本成分に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％含有させることができる。
（Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％）
Ｔｉは、必須元素ではないが、溶接時の凝固過程及びＰＷＨＴ時に微細な炭窒化物を形成し、クリープ強度を向上させる。Ｔｉ量が少なすぎると十分な効果が得られず、Ｔｉ量が多すぎると溶着金属の強度が著しく高まり、靭性を劣化させる。よって、クリープ強度をさらに高めたい場合には、Ｔｉ量を０．０１０〜０．０３０％含有させるとよい。
Ｔｉは、必須元素ではないが、溶接時の凝固過程及びＰＷＨＴ時に微細な炭窒化物を形成し、クリープ強度を向上させる。Ｔｉ量が少なすぎると十分な効果が得られず、Ｔｉ量が多すぎると溶着金属の強度が著しく高まり、靭性を劣化させる。よって、クリープ強度をさらに高めたい場合には、Ｔｉ量を０．０１０〜０．０３０％含有させるとよい。
また、他の実施形態に係る溶接用ワイヤの他の態様として、前記した基本成分に加えて、さらに、質量％で、Ｃｏ：０．１０〜０．７５％含有させることができる。なお、Ｃｏは、Ｔｉとともに前記した基本成分に加えることができるが、単独で加えることもできる。
（Ｃｏ：０．１０〜０．７５％）
Ｃｏは、必須元素ではないが、オーステナイト安定化元素として機能する。そのため、Ｃｏは、δフェライト相の残存を抑制し、クリープ強度を向上させることができる。Ｃｏ量が少なすぎるとその効果を発揮せず、多すぎると溶着金属の強度が向上し、靭性を劣化させる。よって、クリープ強度をさらに高めたい場合には、Ｃｏ量を０．１０〜０．７５％含有させるのが好ましく、０．１０〜０．５０％含有させるのがより好ましい。
Ｃｏは、必須元素ではないが、オーステナイト安定化元素として機能する。そのため、Ｃｏは、δフェライト相の残存を抑制し、クリープ強度を向上させることができる。Ｃｏ量が少なすぎるとその効果を発揮せず、多すぎると溶着金属の強度が向上し、靭性を劣化させる。よって、クリープ強度をさらに高めたい場合には、Ｃｏ量を０．１０〜０．７５％含有させるのが好ましく、０．１０〜０．５０％含有させるのがより好ましい。
本発明に係る溶接用ワイヤの組成の制御は、例えば、原料を溶解する際に添加する元素の添加量を適宜調節することによって行うことができる。また、不可避不純物の含有量の調整（規制）は公知の手法で地金を精錬することによって行うことができる。
（ソリッドワイヤ）
（溶加棒）
本発明に係る溶接用ワイヤは、ソリッドワイヤ又は溶加棒であるのが好ましい。このようにすると、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の溶接に好適に用いることができる。ソリッドワイヤや溶加棒は原料の組成を前記したように調整した後、一般的な条件・設備で製造することができる。
（溶加棒）
本発明に係る溶接用ワイヤは、ソリッドワイヤ又は溶加棒であるのが好ましい。このようにすると、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の溶接に好適に用いることができる。ソリッドワイヤや溶加棒は原料の組成を前記したように調整した後、一般的な条件・設備で製造することができる。
次に、本発明の効果を奏する実施例とそうでない比較例とを参照して、本発明の内容について具体的に説明する。
＜１．ＧＴＡＷに関する検討＞
表１のワイヤ番号１〜４１に示す化学成分のガスシールドアーク溶接用ワイヤ（以下、単に「ワイヤ」という。）を製造した。そして、ワイヤ番号１〜４１に係るワイヤと、図１に示す開先形状の試験板と、を用いて、表２に示す溶接条件でＧＴＡＷを行った。その後、ＧＴＡＷを行った溶接試験材にＰＷＨＴ（７６０℃×４ｈ）を実施し、外観試験及び放射線透過試験を実施して溶接部の健全性を評価するとともに、全溶着金属の靭性及びクリープ強度を評価した。各評価は以下のようにして行った。
なお、供試材料であるワイヤの形態は種々存在するが、全溶着金属の各種特性評価はφ１．２ｍｍのスプールワイヤで代表した。
表１のワイヤ番号１〜４１に示す化学成分のガスシールドアーク溶接用ワイヤ（以下、単に「ワイヤ」という。）を製造した。そして、ワイヤ番号１〜４１に係るワイヤと、図１に示す開先形状の試験板と、を用いて、表２に示す溶接条件でＧＴＡＷを行った。その後、ＧＴＡＷを行った溶接試験材にＰＷＨＴ（７６０℃×４ｈ）を実施し、外観試験及び放射線透過試験を実施して溶接部の健全性を評価するとともに、全溶着金属の靭性及びクリープ強度を評価した。各評価は以下のようにして行った。
なお、供試材料であるワイヤの形態は種々存在するが、全溶着金属の各種特性評価はφ１．２ｍｍのスプールワイヤで代表した。
（外観試験）
外観試験は、外観不良が認められなかったものを「○」、外観不良が認められたものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
外観試験は、外観不良が認められなかったものを「○」、外観不良が認められたものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
（放射線透過試験）
放射線透過試験は、ＡＳＴＭ Ｅ１０３２に準拠し、その判定基準はＡＳＭＥ ＳＦＡ−５．２８（“１１．Ｒａｄｉｏｇｒａｐｈｉｃ Ｔｅｓｔ”）に従った。
放射線透過試験において、ＡＳＭＥ ＳＦＡ−５．２８の判定基準を満足するものを「○」、満足しないものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
放射線透過試験は、ＡＳＴＭ Ｅ１０３２に準拠し、その判定基準はＡＳＭＥ ＳＦＡ−５．２８（“１１．Ｒａｄｉｏｇｒａｐｈｉｃ Ｔｅｓｔ”）に従った。
放射線透過試験において、ＡＳＭＥ ＳＦＡ−５．２８の判定基準を満足するものを「○」、満足しないものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
（クリープ強度）
全溶着金属のクリープ強度を評価するためクリープ試験を行った。
全溶着金属のクリープ強度の評価には、溶着金属の板厚中央部から溶接線方向にクリープ試験片（試験片直径：φ６．０ｍｍ、平行部長さ：３０．０ｍｍ）を供した。図２Ａ及び図２Ｂにクリープ試験片の形状を示す。
クリープ試験は、試験温度を６５０℃、初期負荷応力を１００ＭＰａとし、クリープ破断時間（Ｔｒ）が２５００ｈ以上のものを「◎」、１５００ｈ以上２５００ｈ未満のものを「○」、１５００ｈ未満のものを「×」と評価した。◎、○が合格、×が不合格である。
全溶着金属のクリープ強度を評価するためクリープ試験を行った。
全溶着金属のクリープ強度の評価には、溶着金属の板厚中央部から溶接線方向にクリープ試験片（試験片直径：φ６．０ｍｍ、平行部長さ：３０．０ｍｍ）を供した。図２Ａ及び図２Ｂにクリープ試験片の形状を示す。
クリープ試験は、試験温度を６５０℃、初期負荷応力を１００ＭＰａとし、クリープ破断時間（Ｔｒ）が２５００ｈ以上のものを「◎」、１５００ｈ以上２５００ｈ未満のものを「○」、１５００ｈ未満のものを「×」と評価した。◎、○が合格、×が不合格である。
（靭性）
全溶着金属の靭生を評価するためシャルピー衝撃試験を行った。
全溶着金属の靭性の評価には、溶着金属の板厚中央部から溶接線と法線方向（継手方向）にＡＷＳ Ｂ４．０に準拠した１０ｍｍ角の２ｍｍ−Ｖノッチ（サイドノッチ）のシャルピー衝撃試験片を供した。また、試験温度は２０℃、試験数は３としてその平均値を求めた。なお、図３にシャルピー衝撃試験片及びクリープ試験片の試験片採取位置を示す。
全溶着金属の靭性は、２０℃におけるシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー（ｖＥ２０℃）の３点平均が１１４Ｊ以上のものを「◎」、７６Ｊ以上１１４Ｊ未満のものを「○」、７６Ｊ未満のものを「×」と評価した。◎、○が合格、×が不合格である。
全溶着金属の靭生を評価するためシャルピー衝撃試験を行った。
全溶着金属の靭性の評価には、溶着金属の板厚中央部から溶接線と法線方向（継手方向）にＡＷＳ Ｂ４．０に準拠した１０ｍｍ角の２ｍｍ−Ｖノッチ（サイドノッチ）のシャルピー衝撃試験片を供した。また、試験温度は２０℃、試験数は３としてその平均値を求めた。なお、図３にシャルピー衝撃試験片及びクリープ試験片の試験片採取位置を示す。
全溶着金属の靭性は、２０℃におけるシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー（ｖＥ２０℃）の３点平均が１１４Ｊ以上のものを「◎」、７６Ｊ以上１１４Ｊ未満のものを「○」、７６Ｊ未満のものを「×」と評価した。◎、○が合格、×が不合格である。
（高温割れ性（クレータ割れ試験））
各ワイヤの高温割れ性を下記のとおり評価した。ＧＴＡＷでは特に初層のクレータ割れが問題となり易いため、図４Ａ及び図４Ｂに示す開先形状の試験板を用い、表３に示す溶接条件でパイプ初層のＧＴＡＷを模擬した１パス溶接を実施し、クレータ割れの有無を確認した。高温割れ性の評価試験には、表１に示す化学成分のφ２．４ｍｍの切断線を供した。高温割れ性の評価試験は、詳細には、まず、２００ｍｍ長さの試験片に３０ｍｍ程度の溶接ビードを５本形成した（つまり、Ｎ＝５で試験を実施した）。そして、５本の溶接ビードのうち、クレータ割れが発生しなかったものを「◎」、割れが１〜２個発生したものを「○」、割れが３個以上発生したものを「×」と評価した。◎、○が合格、×が不合格である。
各ワイヤの高温割れ性を下記のとおり評価した。ＧＴＡＷでは特に初層のクレータ割れが問題となり易いため、図４Ａ及び図４Ｂに示す開先形状の試験板を用い、表３に示す溶接条件でパイプ初層のＧＴＡＷを模擬した１パス溶接を実施し、クレータ割れの有無を確認した。高温割れ性の評価試験には、表１に示す化学成分のφ２．４ｍｍの切断線を供した。高温割れ性の評価試験は、詳細には、まず、２００ｍｍ長さの試験片に３０ｍｍ程度の溶接ビードを５本形成した（つまり、Ｎ＝５で試験を実施した）。そして、５本の溶接ビードのうち、クレータ割れが発生しなかったものを「◎」、割れが１〜２個発生したものを「○」、割れが３個以上発生したものを「×」と評価した。◎、○が合格、×が不合格である。
ＧＴＡＷを行った場合における外観試験、放射線透過試験、クレータ割れ試験、シャルピー衝撃試験、クリープ試験の各結果を表４に示す。また、これらの結果を総合的に判断し、「◎」、「○」、「×」の３段階に評価した総評も表４に併せて示す。なお、◎が総合的に特に優れていると判断されたものであり、○が総合的に優れていると判断されたものであり、×が総合的に劣っていると判断されたものである。
表４に示す評価結果のとおり、本発明の発明特定事項を備えたワイヤ番号１〜１２に係るワイヤを用いた場合、溶接部が健全であり、溶接時に高温割れが生じず、ＰＷＨＴ後のクリープ強度及び靭性に優れていることが確認された。これらはいずれも総評が◎又は○であった（実施例）。
これに対し、本発明の発明特定事項のうちのいずれかを備えていない（要件を満たしていない）ワイヤ番号１３〜４１に係るワイヤを用いた場合、溶接部が健全でないか、溶接時に高温割れが生じるか、ＰＷＨＴ後のクリープ強度及び靭性のうちの少なくとも一方に劣ることが確認された。これらはいずれも総評が×であった（比較例）。具体的には以下のとおりであった。
これに対し、本発明の発明特定事項のうちのいずれかを備えていない（要件を満たしていない）ワイヤ番号１３〜４１に係るワイヤを用いた場合、溶接部が健全でないか、溶接時に高温割れが生じるか、ＰＷＨＴ後のクリープ強度及び靭性のうちの少なくとも一方に劣ることが確認された。これらはいずれも総評が×であった（比較例）。具体的には以下のとおりであった。
ワイヤ番号１３に係るワイヤは、Ｃ量が少なかったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１４に係るワイヤは、Ｃ量が多かったので、クレータ割れ試験の結果が不合格になるとともに、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１４に係るワイヤは、Ｃ量が多かったので、クレータ割れ試験の結果が不合格になるとともに、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１５に係るワイヤは、Ｓｉ量が少なかったので溶接ビードのなじみ性が不良となり外観試験が不合格になるとともに、融合不良が生じたため放射線透過試験の結果が不合格になった。また、ワイヤ番号１５に係るワイヤは、シャルピー衝撃試験及びクリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１６に係るワイヤは、Ｓｉ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１６に係るワイヤは、Ｓｉ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１７に係るワイヤは、Ｍｎ量が少なかったので、シャルピー衝撃試験及びクリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１８に係るワイヤは、Ｍｎ量が多かったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１８に係るワイヤは、Ｍｎ量が多かったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号１９に係るワイヤは、Ｎｉ量が多かったので、クレータ割れ試験及びクリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２０に係るワイヤは、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量（表１において「Ｍｎ＋Ｎｉ」と示す。）が少なかったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２１に係るワイヤは、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量が多かったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２０に係るワイヤは、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量（表１において「Ｍｎ＋Ｎｉ」と示す。）が少なかったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２１に係るワイヤは、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量が多かったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２２に係るワイヤは、Ｓ量が少なかったので、溶接ビードのなじみ性が不良となり外観試験が不合格になるとともに、融合不良が生じたため放射線透過試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２３に係るワイヤは、Ｓ量が多く、また、含有するＭｎ量／Ｓ量（表１において「Ｍｎ／Ｓ」と示す。）が少なかったので、クレータ割れ試験及びシャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２３に係るワイヤは、Ｓ量が多く、また、含有するＭｎ量／Ｓ量（表１において「Ｍｎ／Ｓ」と示す。）が少なかったので、クレータ割れ試験及びシャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２４に係るワイヤは、含有するＭｎ量／Ｓ量が少なかったので、クレータ割れ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２５に係るワイヤは、Ｐ量が多かったので、クレータ割れ試験及びシャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２６に係るワイヤは、Ｃｕ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２５に係るワイヤは、Ｐ量が多かったので、クレータ割れ試験及びシャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２６に係るワイヤは、Ｃｕ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２７に係るワイヤは、Ｃｒ量が少なかったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２８に係るワイヤは、Ｃｒ量が多かったので、クレータ割れ試験及びクリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２８に係るワイヤは、Ｃｒ量が多かったので、クレータ割れ試験及びクリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号２９に係るワイヤは、Ｍｏ量が少なかったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３０に係るワイヤは、Ｍｏ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３０に係るワイヤは、Ｍｏ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３１に係るワイヤは、Ｔｉ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３２に係るワイヤは、Ｖ量が少なかったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３３に係るワイヤは、Ｖ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３２に係るワイヤは、Ｖ量が少なかったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３３に係るワイヤは、Ｖ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３４に係るワイヤは、Ａｌ量が多かったのでスラグが発生し、外観試験の結果が不合格になるとともに、シャルピー衝撃試験及びクリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３５に係るワイヤは、Ｂ量が多かったので、クレータ割れ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３５に係るワイヤは、Ｂ量が多かったので、クレータ割れ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３６に係るワイヤは、Ｎｂ量が少なかったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３７に係るワイヤは、Ｎｂ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３８に係るワイヤは、Ｃｏ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３７に係るワイヤは、Ｎｂ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３８に係るワイヤは、Ｃｏ量が多かったので、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号３９に係るワイヤは、Ｎ量が少なかったので、クリープ試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号４０に係るワイヤは、Ｎ量が多かったのでブローホールが発生し、放射線透過試験の結果が不合格になるとともに、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号４１に係るワイヤは、Ｏ量が多かったので、スラグが発生し、外観試験の結果が不合格になるとともに、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号４０に係るワイヤは、Ｎ量が多かったのでブローホールが発生し、放射線透過試験の結果が不合格になるとともに、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
ワイヤ番号４１に係るワイヤは、Ｏ量が多かったので、スラグが発生し、外観試験の結果が不合格になるとともに、シャルピー衝撃試験の結果が不合格になった。
＜２．ＧＭＡＷに関する検討＞
表１のワイヤ番号１〜１２に示す化学成分のワイヤを製造した。そして、ワイヤ番号１〜１２に係るワイヤと、図５に示す開先形状の試験板と、を用いて、表５に示す溶接条件でＧＭＡＷを行った。その後、ＧＭＡＷを行った溶接試験材にＰＷＨＴ（７６０℃×４ｈ）を実施し、外観試験及び放射線透過試験を実施して溶接部の健全性を評価するとともに、全溶着金属の靭性及びクリープ強度を評価した。
なお、供試材料であるワイヤの形態は種々存在するが、全溶着金属の各種特性評価はφ１．２ｍｍのスプールワイヤで代表した。
表１のワイヤ番号１〜１２に示す化学成分のワイヤを製造した。そして、ワイヤ番号１〜１２に係るワイヤと、図５に示す開先形状の試験板と、を用いて、表５に示す溶接条件でＧＭＡＷを行った。その後、ＧＭＡＷを行った溶接試験材にＰＷＨＴ（７６０℃×４ｈ）を実施し、外観試験及び放射線透過試験を実施して溶接部の健全性を評価するとともに、全溶着金属の靭性及びクリープ強度を評価した。
なお、供試材料であるワイヤの形態は種々存在するが、全溶着金属の各種特性評価はφ１．２ｍｍのスプールワイヤで代表した。
（外観試験）
外観試験は、ＧＴＡＷに関する検討で行ったのと同様の評価基準にて評価した。
外観試験は、ＧＴＡＷに関する検討で行ったのと同様の評価基準にて評価した。
（放射線透過試験）
放射線透過試験は、ＡＳＴＭ Ｅ１０３２に準拠し、その判定基準はＡＳＭＥ ＳＦＡ−５．２８（“１１．Ｒａｄｉｏｇｒａｐｈｉｃ Ｔｅｓｔ”）に従った。
放射線透過試験において、ＡＳＭＥ ＳＦＡ−５．２８の判定基準を満足するものを「○」、満足しないものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
放射線透過試験は、ＡＳＴＭ Ｅ１０３２に準拠し、その判定基準はＡＳＭＥ ＳＦＡ−５．２８（“１１．Ｒａｄｉｏｇｒａｐｈｉｃ Ｔｅｓｔ”）に従った。
放射線透過試験において、ＡＳＭＥ ＳＦＡ−５．２８の判定基準を満足するものを「○」、満足しないものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
（クリープ強度）
全溶着金属のクリープ強度を評価するためクリープ試験を行った。
全溶着金属のクリープ強度の評価には、溶着金属の板厚中央部から溶接線方向にクリープ試験片（試験片直径：φ６．０ｍｍ、平行部長さ：３０．０ｍｍ）を供した。なお、クリープ試験片の形状は前述のものと同一とした。
クリープ試験は試験温度を６５０℃、初期負荷応力を１００ＭＰａとし、クリープ破断時間が８００ｈ以上のものを「○」、８００ｈ未満のものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
全溶着金属のクリープ強度を評価するためクリープ試験を行った。
全溶着金属のクリープ強度の評価には、溶着金属の板厚中央部から溶接線方向にクリープ試験片（試験片直径：φ６．０ｍｍ、平行部長さ：３０．０ｍｍ）を供した。なお、クリープ試験片の形状は前述のものと同一とした。
クリープ試験は試験温度を６５０℃、初期負荷応力を１００ＭＰａとし、クリープ破断時間が８００ｈ以上のものを「○」、８００ｈ未満のものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
（靭性）
全溶着金属の靭生を評価するためシャルピー衝撃試験を行った。
全溶着金属の靭性の評価には、溶着金属の板厚中央部から溶接線と法線方向（継手方向）にＡＷＳ Ｂ４．０に準拠した１０ｍｍ角の２ｍｍ−Ｖノッチ（サイドノッチ）のシャルピー衝撃試験片を供した。また、試験温度は２０℃、試験数は３としてその平均値を求めた。なお、図６にシャルピー衝撃試験片及びクリープ試験片の試験片採取位置を示す。
全溶着金属の靭性は２０℃におけるシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー（ｖＥ２０℃）の３点平均が３８Ｊ以上のものを「○」、３８Ｊ未満のものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
全溶着金属の靭生を評価するためシャルピー衝撃試験を行った。
全溶着金属の靭性の評価には、溶着金属の板厚中央部から溶接線と法線方向（継手方向）にＡＷＳ Ｂ４．０に準拠した１０ｍｍ角の２ｍｍ−Ｖノッチ（サイドノッチ）のシャルピー衝撃試験片を供した。また、試験温度は２０℃、試験数は３としてその平均値を求めた。なお、図６にシャルピー衝撃試験片及びクリープ試験片の試験片採取位置を示す。
全溶着金属の靭性は２０℃におけるシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー（ｖＥ２０℃）の３点平均が３８Ｊ以上のものを「○」、３８Ｊ未満のものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
（高温割れ性）
各ワイヤの高温割れ性を下記のとおり評価した。ＧＭＡＷでは溶接ビード表面及び内部の高温割れが問題となり易いため、図７Ａ及び図７Ｂに示す開先形状の試験板を用い、前述と同一の表５に示す溶接条件でパイプ開先内のＧＭＡＷを模擬した１パス溶接を実施した。そして、外観試験、浸透探傷試験を行って、溶接ビード表面について高温割れの有無を確かめた。また、溶接ビード内部の高温割れの有無を「１．ＧＴＡＷに関する検討」で述べた放射線透過試験にて同時に確かめた。
なお、浸透探傷試験はＪＩＳ Ｚ２３４３−１に準拠して行った。
外観試験、浸透探傷試験及び放射線透過試験にて不良がなかったものをそれぞれ「○」、不良があったものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
各ワイヤの高温割れ性を下記のとおり評価した。ＧＭＡＷでは溶接ビード表面及び内部の高温割れが問題となり易いため、図７Ａ及び図７Ｂに示す開先形状の試験板を用い、前述と同一の表５に示す溶接条件でパイプ開先内のＧＭＡＷを模擬した１パス溶接を実施した。そして、外観試験、浸透探傷試験を行って、溶接ビード表面について高温割れの有無を確かめた。また、溶接ビード内部の高温割れの有無を「１．ＧＴＡＷに関する検討」で述べた放射線透過試験にて同時に確かめた。
なお、浸透探傷試験はＪＩＳ Ｚ２３４３−１に準拠して行った。
外観試験、浸透探傷試験及び放射線透過試験にて不良がなかったものをそれぞれ「○」、不良があったものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
ＧＭＡＷを行った場合における外観試験、放射線透過試験、浸透探傷試験、シャルピー衝撃試験、クリープ試験の各結果を表６に示す。また、表４と同様、これらの結果を総合的に判断し、「○」、「×」の２段階で評価した。
表６に示す評価結果のとおり、本発明の発明特定事項を備えたワイヤ番号１〜１２に係るワイヤを用いた場合、溶接部が健全であり、その溶接方法に関わらず、溶接時に高温割れが生じず、ＰＷＨＴ後のクリープ強度及び靭性に優れていることが確認された。これらはいずれも総評が○であった（実施例）。
Claims (23)
- 質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１３％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５５〜１．００％、
Ｓ：０．００２〜０．０１０％、
Ｃｒ：８．００〜１０．５０％、
Ｍｏ：０．８５〜１．２０％、
Ｖ：０．１５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、
Ｎ：０．０３〜０．０７％含有し、
且つ
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、
Ｂ：０．００１５％以下、
Ｏ：０．０３０％以下、
に制限し、
含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％、
含有するＭｎ量／Ｓ量：８７以上であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる
ことを特徴とするガスシールドアーク溶接用ワイヤ。 - 質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１３％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５５〜１．００％、
Ｓ：０．００２〜０．０１０％、
Ｃｒ：８．００〜１０．５０％、
Ｍｏ：０．８５〜１．２０％、
Ｖ：０．１５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、
Ｎ：０．０３〜０．０７％含有し、
且つ
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、
Ｂ：０．００１５％以下、
Ｏ：０．０３０％以下、
に制限し、
含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０〜１．１５％、
含有するＭｎ量／Ｓ量：１５０以上であり、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる
ことを特徴とするガスシールドアーク溶接用ワイヤ。 - 前記Ｃ量を０．０８〜０．１１％としたことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ｎｉ量を０．２０％以下に制限したことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ｃｒ量を８．２１〜１０．５０％としたことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量を０．７０〜１．００％としたことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ｃｕ量を０．１０％以下に制限したことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ａｌ量を０．０３％以下に制限したことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ｎ量を０．０４〜０．０７％としたことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- Ｓｎ：０．０１５％以下、
Ａｓ：０．０１５％以下、
Ｓｂ：０．０１５％以下、
に制限したことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。 - Ｐｂ：０．００１５％以下、
Ｂｉ：０．００１５％以下、
に制限したことを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。 - 前記Ｃ量を０．０８〜０．１１％としたことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ｎｉ量を０．２０％以下に制限したことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ｃｒ量を８．２１〜１０．５０％としたことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量を０．７０〜１．００％としたことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ｃｕ量を０．１０％以下に制限したことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ａｌ量を０．０３％以下に制限したことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- 前記Ｎ量を０．０４〜０．０７％としたことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- Ｓｎ：０．０１５％以下、
Ａｓ：０．０１５％以下、
Ｓｂ：０．０１５％以下、
に制限したことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。 - Ｐｂ：０．００１５％以下、
Ｂｉ：０．００１５％以下、
に制限したことを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。 - Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％含有することを特徴とする請求項１〜２０のうちのいずれか１項に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- Ｃｏ：０．１０〜０．７５％含有することを特徴とする請求項１〜２０のうちのいずれか１項に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
- Ｃｏ：０．１０〜０．７５％含有することを特徴とする請求項２１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
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|---|---|---|---|---|
| JPH01273692A (ja) * | 1988-03-14 | 1989-11-01 | Westinghouse Electric Corp <We> | タービン構成要素摩耗表面の補修法 |
| JPH09267190A (ja) * | 1996-03-29 | 1997-10-14 | Kobe Steel Ltd | 高クロムフェライト鋼用溶接ワイヤ |
| JPH10128576A (ja) * | 1996-10-29 | 1998-05-19 | Kobe Steel Ltd | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のガスシールドアーク溶接金属及びガスシールドアーク溶接方法 |
| JP2002018593A (ja) * | 2000-07-07 | 2002-01-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低合金耐熱鋼用溶接材料および溶接金属 |
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-
2015
- 2015-06-16 JP JP2015121096A patent/JP6483540B2/ja active Active
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01273692A (ja) * | 1988-03-14 | 1989-11-01 | Westinghouse Electric Corp <We> | タービン構成要素摩耗表面の補修法 |
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| JP2005329415A (ja) * | 2004-05-18 | 2005-12-02 | Kobe Steel Ltd | 改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用溶接ワイヤ |
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