WO2016009903A1 - 高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法 - Google Patents

Abstract

　高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接において、溶接部の健全性および溶接作業性に優れ、かつ、高温割れを抑制できる溶接方法を提供することにある。高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法は、ワイヤ送給速度（Ｖ）を５０～１２０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度（ｖ）を２０～６０ｃｍ／ｍｉｎとし、前記ワイヤ送給速度と前記溶接速度との比で求める単位長さ当りの溶着量（Ｖ／ｖ）を１．８～４．５ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする。

Description

高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法

　本発明は、サブマージアーク溶接方法に関し、より詳しくは、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ（Creep　strength-Enhanced　Ferritic：クリープ強度強化フェライト）鋼のシングルサブマージアーク溶接方法に関する。

　火力発電ボイラやタービン、脱硫や改質（重油分解）用の化学反応容器（リアクタ）は、高温、高圧で運転されるため、材料としては、１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ鋼、２．２５Ｃｒ－１．０Ｍｏ鋼、２．２５Ｃｒ－１．０Ｍｏ－Ｖ鋼などが適用されている。近年、重油の有効利用や石油精製において、さらなる高能率化が求められており、８質量％以上のＣｒを含有する高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の適用が検討されている。高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼には、ＡＳＴＭ（American　Society　for　Testing　and　Materials：米国材料試験協会）規格やＡＳＭＥ（American　Society　of　Mechanical　Engineers：米国機械協会）規格に規定されるＳＡ３８７Ｇｒ．９１、ＳＡ２１３Ｇｒ．Ｔ９１等がある。

　火力発電ボイラやタービン、リアクタは、鍛造リングやパイプ、曲げ加工鋼板を適宜組み合わせて溶接して形成される。ちなみに鍛造リングは、板厚１５０～４５０ｍｍ、最大外径７ｍ弱、全長数～数１０ｍにもなる。火力発電ボイラやタービン、リアクタの溶接方法としては、被覆アーク溶接、ＴＩＧ（Tungsten Inert Gas）溶接、サブマージアーク溶接が用いられる。また、火力発電ボイラやタービン、リアクタは、構造上、溶接部分の割合が大きくなるため、溶接材料の低減、溶接の高能率化が強く求められている。

　一般的に、溶接材料の低減に対しては、開先幅を狭く、かつ、開先角度を小さくした狭開先を用いる方法がある。また、高能率化に対しては、サブマージアーク溶接が、他の溶接方法と比較して高能率であることから多用されている。しかし、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接では、溶接時の高温割れに対しては、いずれも不利な条件となる。サブマージアーク溶接における高温割れを抑制し、溶接の高能率化を図る技術としては、以下のような技術が開示されている。

　例えば、特許文献１には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＮを含有し、ＭｎおよびＮｉの総量を所定量に規制すると共に、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｗ、ＣｏおよびＯを所定量に規制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる改良９Ｃｒ－１Ｍｏ鋼用溶接ワイヤが開示されている。そして、特許文献１では、Ｃを０．０７０～０．１５０質量％とし、かつ、Ｐ、Ｓをいずれも０．０１０質量％以下に規制することによって、高温割れを抑制している。

　また、特許文献２には、所定量のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、ＡｌおよびＮを含有し、かつ、ＳｉおよびＯを所定量に限定したワイヤと、所定量のＣａＦ_２、ＣａＯおよびＭｇＯの１種または２種、Ａｌ_２Ｏ_３およびＺｒＯ_２の１種または２種、Ａｌを含有し、かつ、ＳｉＯ_２を所定量に限定した溶接フラックスとを組み合わせて溶接を行う９Ｃｒ－１Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法が開示されている。そして、特許文献２では、Ｃを０．０１～０．１５ｗｔ％、Ａｌを０．００５～１．５ｗｔ％、Ｓｉを０．０５ｗｔ％以下としたワイヤと、ＳｉＯ_２を５ｗｔ％以下（Ｓｉを実質的に含有せず）、ＣａＦ_２を２５～７０ｗｔ％とした溶接フラックスとを組み合わせることで、高温割れを抑制している。

　また、特許文献３では、所定形状の狭開先（開先幅１０～２５ｍｍ，開先角度１５°以下）を１層１パスで溶接するナロウギャップサブマージアーク溶接方法が開示されている。そして、先行電極として２．４～３．２ｍｍφの電極、後行電極として４．０～４．８ｍｍφの電極、電極間距離を５０～１５０ｍｍとし、さらに特定成分組成の焼結型フラックスを用いることによって、溶接金属の健全性を確保しつつ溶接能率を向上させると共に、高温割れを抑制している。

特許第４４７６０１８号公報 特許第２５２９８４３号公報 特公平４－４５２７１号公報

　しかしながら、従来の技術では、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接において、以下の問題がある。
　特許文献１の改良９Ｃｒ－１Ｍｏ鋼用溶接ワイヤにおいては、ワイヤ径が２．４ｍｍφと細径ワイヤであるがために、アークの広がりに乏しく融合不良が発生しやすくなって健全な溶接部が得られない場合がある。また、ワイヤ径を４．０ｍｍφに太径化してサブマージアーク溶接を行うと、母材希釈によるＣピックアップが原因で初層に高温割れが発生する場合がある。

　特許文献２の９Ｃｒ－１Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法においては、ワイヤおよび溶接フラックスが低Ｓｉ設計であるため、前述の如く、板厚が４５０ｍｍともなる厚板かつ狭開先への溶接に適用した際には、溶接作業性、特にビード形状が凸ビード化しやすく、結果として融合不良やスラグ巻込みを引き起こす場合がある。すなわち、溶接部の健全性が低下する場合がある。

　特許文献３のナロウギャップサブマージアーク溶接方法においては、実施例に記載されているワイヤおよび母材は、軟鋼である。ここで、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼ワイヤは、軟鋼ワイヤと比較してジュール発熱が大きいため、溶着量が大きくなり、高温割れの感受性が高まる場合がある。つまり、特許文献３に記載の方法のみでは、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の溶接における高温割れについての課題を解決することは難しい。

　また、特許文献３はタンデムアーク溶接であるため、先行の電極で形成したスラグが、後行の電極で十分溶融しきれないリスクもあり、リアクタのような高精度の溶接に適さない。さらに、狭開先における初層溶接では、母材金属による希釈が大きい。殊に、サブマージアーク溶接の場合には、溶込みは深く希釈率は極めて高くなるため、母材成分（特にＣ）の影響を受けて高温割れが発生し易くなる。この高温割れを抑制するためには、母材の希釈を極力少なくし、かつ溶接金属を薄肉にするのがよい。しかしながら、タンデム溶接を行うと、溶着金属量が増加して溶接金属が厚くなるため、高温割れが発生し易くなる。

　一般的に、溶接入熱を上げる、すなわち、溶接電流、アーク電圧を高め、溶接速度を低めにすることで溶接能率を高めることが可能である。しかし、溶接入熱を上げると、特に狭開先では溶込み形状がなし型となりやすく、高温割れの発生リスクが高まる。ここで問題となる高温割れは、溶着金属中に含まれるＰ、Ｓ、Ｓｉ、Ｎｂによる低融点化合物が凝固時にデンドライト間やオーステナイト結晶粒界に偏析し、さらに溶接収縮ひずみが加わって発生するいわゆる高温割れである。そのため、高温割れの抑制策として、溶接材料の化学成分調整、具体的には、Ｐ、Ｓ等の不純物を超高純度（ＥＨＰ：Extra　High　Purity）溶解で１００ｐｐｍ以下に抑えることは効果的である。しかしながら、超高純度溶解は、電子ビーム溶解や専用の特殊炉壁耐火材を使わざるを得ないことから経済的に難点がある。このため一般的な不純物レベルでも高温割れの発生を抑制できる技術が求められている。

　さらに、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接は、ワイヤの主要成分にも高温割れを引き起こす原因がある。すなわち、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼と共材で構成されたサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤは、従来使用されていた１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼と共材で構成された各ソリッドワイヤと比較して、ジュール発熱が高い。すなわち、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼と共材で構成されたサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤは、同一溶接電流であれば、ワイヤが溶けやく溶着量が多い。さらに、その溶着金属の凝固収縮量は、従来使用されていた１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼と共材で構成されたソリッドワイヤのものと比較して大きい。これらが、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接における高温割れの抑制を一層困難ならしめている。

　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その課題は、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接において、溶接部の健全性および溶接作業性に優れ、かつ、高温割れを抑制できる溶接方法を提供することにある。

　本発明者らは、鋭意研究の結果、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接において、ワイヤの送給速度、溶接速度、さらに両者の比で算出される単位長さ当りの溶着量を規定することにより、高温割れの発生を抑制できることを見出した。

　すなわち、本発明に係る高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法は、ワイヤ送給速度（Ｖ）を５０～１２０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度（ｖ）を２０～６０ｃｍ／ｍｉｎとし、前記ワイヤ送給速度と前記溶接速度との比で求める単位長さ当りの溶着量（Ｖ／ｖ）を１．８～４．５ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする。

　かかる溶接方法によれば、シングルサブマージアーク溶接方法は、スラグ巻込み、スラグ剥離性の悪化、融合不良、溶込み不良などの溶接部の不良が抑制され、ビード形状も良好なものとなる。また、溶接金属の高温割れが抑制される。

　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、溶接ワイヤは、Ｃ：０．０３～０．１３質量％、Ｓｉ：０．０５～０．５０質量％、Ｍｎ：０．５０～２．２０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．２０質量％を超え１．００質量％以下、Ｃｒ：８．００～１０．５０質量％、Ｍｏ：０．２０～１．２０質量％、Ｖ：０．０５～０．４５質量％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｎ：０．０２～０．０８質量％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。

　かかる溶接方法によれば、溶接ワイヤに特定の元素を含有させることによって、さらに靱性を改善し、またクリープ破断強度を向上させること等が可能となる。

　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、溶接ワイヤは、さらにＣｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏのいずれか一種以上を、Ｃｕ：１．７０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｗ：２．０質量％以下、Ｃｏ：３．０質量％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。

　かかる溶接方法によれば、溶接ワイヤに特定の元素を含有させることによって、さらに靱性を改善し、またクリープ破断強度を向上させること等が可能となる。

　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、溶接フラックスは、次式で示す塩基度が１．０～３．３であることが好ましい。

　　塩基度＝（ＣａＦ_２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ_２＋１／２（Ａｌ_２Ｏ_３＋ＴｉＯ_２＋ＺｒＯ_２））
　　ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す。

　かかる溶接方法によれば、ビード外観、ビード形状および溶接金属の靱性の劣化等を抑制することができる。

　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、チップ／母材間距離が２０～４０ｍｍであることが好ましい。

　かかる溶接方法によれば、チップのアークによる溶損、および溶着量が過剰となることをより確実に抑制できる。

　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、チップ角度は、後退角αが０°から６０°までの範囲、前進角βが０°から６０°までの範囲であることが好ましい。

　かかる溶接方法によれば、溶接ワイヤ送給速度をより確実に安定化できる。

　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、チップ形状は、直管状またはベンド角材状であることが好ましい。

　かかる溶接方法によれば、ワイヤ送給性と給電位置安定化をより確実に確保できる。

　本発明に係る高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法は、溶接部の健全性および溶接作業性に優れ、かつ、高温割れを抑制できる。また、本発明の溶接方法は、初層シングルサブマージアーク溶接において優れた効果を奏し、特に初層１層１パス目のシングルサブマージアーク溶接においてさらに優れた効果を奏する。

本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における狭開先の形状、溶接金属の積層要領を示す断面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの形状を示す正面図である。 図５に示す溶接チップの側面図である。 図５に示す溶接チップのチップ先端部側の端面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。

　以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
　本発明の溶接方法は、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法である。シングルサブマージアーク溶接方法とは、例えば図１～３に示すように、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼で構成された母材１０を、ワイヤ１２が内挿された１つの溶接チップ１１と、図示しない溶接フラックスを用いてアーク溶接で溶接する方法である。特に、図４に示すような、狭開先における初層溶接、特に初層１層１パス目の溶接に好適に用いられる。

　本発明の溶接方法は、母材（被溶接材）として高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼を対象とするものである。高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼には、各種の規格があり、例えば、ＡＳＴＭ規格やＡＳＭＥ規格に規定されたＳＡ３８７Ｇｒ．９１、Ｇｒ．１２２、Ｇｒ．９２、Ｇｒ．９１１およびＳＡ２１３Ｇｒ．Ｔ９１、ＥＮ規格（European　standards：欧州規格）に規定されたＸ１０ＣｒＭｏＶＮｂ９－１、並びに社団法人火力原子力発電技術協会　発電用火力設備の技術基準－火力設備の技術基準の解釈［第１０章　溶接部］－に規定された火ＳＦＶＡＦ２８、火ＳＦＶＡＦ２９、火ＳＴＢＡ２８、火ＳＴＰＡ２８、火ＳＣＭＶ２８がある。

　好ましい母材の化学成分としては、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。あるいはさらに所定量のＣｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏ（これらの４元素から選択される１種以上）を含有してもよい。

　具体的には、Ｃ：０．０７～０．１４質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．７０質量％以下、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ｎｉ：０．５０質量％以下、Ｃｒ：８．００～１１．５０質量％、Ｍｏ：０．２５～１．１０質量％、Ｖ：０．１５～０．３５質量％、Ｎｂ：０．０４～０．１０質量％、Ｎ：０．０３～０．１０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。さらにＣｕ：１．７０質量％以下、Ｂ：０．０６０質量％以下、Ｗ：２．５０質量％以下、Ｃｏ：３．０質量％以下を含有してもよい。なお、不可避的不純物は、例えばＴｉ、Ａｌ等である。

　本発明の課題の１つである高温割れの発生を抑制する手法の一つとして、入熱を制限するという手法がとられている。しかしながら、溶接電流やアーク電圧は、ワークの状態、通電点などの溶接環境により、ワイヤの溶融に使われるエネルギーが変わってしまう傾向がある。すなわち、同じ入熱で溶接しても、高温割れの発生の有無に差が生じる。そこで、本発明者らは、ワイヤの送給速度、溶接速度、単位長さ当りの溶着量を規定することとした。

　すなわち、本発明の溶接方法は、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法であって、ワイヤ送給速度（Ｖ）を５０～１２０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度（ｖ）を２０～６０ｃｍ／ｍｉｎとし、前記ワイヤ送給速度と前記溶接速度との比で求める単位長さ当りの溶着量（Ｖ／ｖ）を１．８～４．５ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする。以下に各条件の数値限定理由について説明する。

＜ワイヤ送給速度Ｖ：５０～１２０ｇ／ｍｉｎ＞
　ワイヤ送給速度が５０ｇ／ｍｉｎを下回ると、溶接電流が低すぎてアークが不安定となり、溶込不良が発生する。一方、ワイヤの送給速度が１２０ｇ／ｍｉｎを上回ると、溶着量が多すぎて高温割れが発生すると共に、スラグ剥離性も劣化する。よって、ワイヤ送給速度は、５０～１２０ｇ／ｍｉｎとする。また、ワイヤ送給速度は、溶込み不良の発生をさらに抑制する観点から５５ｇ／ｍｉｎ以上が好ましく、高温割れの発生、スラグ剥離性の劣化をさらに抑制する観点から１１５ｇ／ｍｉｎ以下が好ましい。なお、ワイヤ送給速度は、例えば溶接電流およびアーク電圧を調整することによって、適正範囲にコントロールされる。

＜溶接速度ｖ：２０～６０ｃｍ／ｍｉｎ＞
　溶接速度が２０ｃｍ／ｍｉｎを下回ると、溶着量が多すぎて高温割れが発生する。一方、溶接速度が６０ｃｍ／ｍｉｎを上回ると溶融金属の供給が間に合わず、ビード形状が不安定となって融合不良やスラグ巻込みが発生する。よって、溶接速度は、２０～６０ｃｍ／ｍｉｎとする。また、溶接速度は、高温割れの発生をさらに抑制する観点から２５ｃｍ／ｍｉｎ以上、ビード形状を安定させて融合不良やスラグ巻込みをさらに抑制する観点から、５５ｃｍ／ｍｉｎ以下が好ましい。なお、溶接速度とは、図１～３に示すように、溶接機の溶接チップ１１の溶接方向への移動速度である。

＜単位長さ当りの溶着量Ｖ／ｖ：１．８～４．５ｇ／ｃｍ＞
　単位長さ当りの溶着量は、ワイヤの送給速度／溶接速度により計算される。本発明のポイントは、この単位長さ当りの溶着量を適切に制御することにある。単位長さ当りの溶着量が１．８ｇ／ｃｍを下回ると、溶着量が少なすぎてビード形状が不安定となって融合不良やスラグ巻込みが発生する。一方、単位長さ当りの溶着量が４．５ｇ／ｃｍを上回ると溶着量が過剰となるため、溶接金属の凝固収縮量が過大かつ溶込み形状もなし形になるため、凝固収縮のかかる方向が最終凝固部に対し垂直となって高温割れが発生する。よって、単位長さ当たりの溶着量は、１．８～４．５ｇ／ｃｍとする。また、単位長さ当たりの溶着量は、ビード形状安定化と融合不良・スラグ巻込み防止の観点から２．０ｇ／ｃｍ以上、高温割れの発生をさらに抑制する観点から４．３ｇ／ｃｍ以下が好ましい。

　本発明の溶接方法は、前記溶接条件の規定に加えて、所定の溶接ワイヤと、所定の溶接フラックスとを組み合わせて使用することが好ましい。具体的には、溶接ワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎを所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、所定のワイヤ径を有するものである。また、溶接ワイヤは、母材成分に左右されるものではないが母材同等の機械性能を有することが好ましい。このため、ワイヤには、適宜、Ｃｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏ（これらの４元素から選択される１種以上）を所定量含有してもよい。また、溶接フラックスは、所定の塩基度をもったものである。以下、溶接ワイヤ、溶接フラックスについて説明する。

＜溶接ワイヤ＞
　本発明で使用する溶接ワイヤは、Ｃ：０．０３～０．１３質量％、Ｓｉ：０．０５～０．５０質量％、Ｍｎ：０．５０～２．２０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．２０質量％を超え１．００質量％以下、Ｃｒ：８．００～１０．５０質量％、Ｍｏ：０．２０～１．２０質量％、Ｖ：０．０５～０．４５質量％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｎ：０．０２～０．０８質量％を含有し、さらに適宜Ｃｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏ（これらの４元素から選択される１種以上）を所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ワイヤ径が３～５ｍｍφが好ましい。以下、各構成の数値限定理由について説明する。

（Ｃ：０．０３～０．１３質量％）
　Ｃは、ＮとともにＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢと結合して各種炭窒化物を析出し、クリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｃ含有量が０．０３質量％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｃを過剰に含有すると、具体的には、Ｃ含有量が０．１３質量％を超えると、高温割れが発生する場合がある。よって、溶接ワイヤのＣ含有量は０．０３～０．１３質量％とする。Ｃ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０４質量％以上である。また、高温割れの発生をさらに抑制する観点から、好ましくは０．１２質量％以下である。

（Ｓｉ：０．０５～０．５０質量％）
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、溶着金属中の酸素量を低減して溶接金属の靱性を改善する効果がある。ただし、Ｓｉ含有量が０．０５質量％未満では十分な効果が得られない。
　一方、Ｓｉはフェライト生成元素であり、過剰に含有すると、具体的には、Ｓｉ含有量が０．５０質量％を超えると、溶接金属におけるδ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＳｉ含有量は０．０５～０．５０質量％とする。Ｓｉ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０５質量％を超えるものである。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．４８質量％以下、より好ましくは０．４５質量％以下である。

（Ｍｎ：０．５０～２．２０質量％、Ｎｉ：０．２０質量％を超え１．００質量％以下）
　Ｍｎは脱酸剤として作用し、溶着金属中の酸素量を低減して靱性を改善する効果がある。また、ＭｎおよびＮｉはオーステナイト生成元素であり、いずれも溶接金属におけるδ－フェライトの残留による靱性劣化を抑制する効果がある。ただし、Ｍｎ含有量が０．５０質量％未満の場合、または、Ｎｉが０．２０質量％以下の場合は、これらの効果は得られず溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｍｎ含有量が２．２０質量％を超える場合、または、Ｎｉ含有量が１．００質量％を超える場合は、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＭｎ含有量は０．５０～２．２０質量％、溶接ワイヤのＮｉ含有量は０．２０質量％を超え１．００質量％以下とする。なお、ＭｎおよびＮｉの総含有量が１．５０質量％を超える場合は、溶接金属の靱性が劣化すると共に溶着金属のＡ_ｃ１変態点が低下して高温焼戻しが不可能となり組織の安定化処理ができなくなる。したがって、ＭｎおよびＮｉの総含有量は１．５０質量％以下が好ましい。

　Ｍｎ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．５５質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは２．１５質量％以下である。
　Ｎｉ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．２５質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．９５質量％未満ある。

（Ｃｒ：８．００～１０．５０質量％）
　Ｃｒは、本発明で用いる溶接ワイヤが対象としている高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の主要元素であり、耐酸化性、高温強度を確保するために不可欠な元素である。ただし、Ｃｒ含有量が８．００質量％未満では、耐酸化性および高温強度が不十分になる。一方、Ｃｒはフェライト生成元素であり、過剰に含有すると、具体的には、Ｃｒ含有量が１０．５０質量％を超えると、δ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＣｒ含有量は８．００～１０．５０質量％とする。これにより、優れた耐酸化性および高温強度が得られる。Ｃｒ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは８．０５質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１０．４５質量％以下である。

（Ｍｏ：０．２０～１．２０質量％）
　Ｍｏは、固溶強化元素であり、クリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｍｏ含有量が０．２０質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｍｏはフェライト生成元素であるため、過剰に含有すると、具体的には、Ｍｏを含有量が１．２０質量％を超えると、溶接金属におけるδ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＭｏ含有量は０．２０～１．２０質量％とする。Ｍｏ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．２２質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１．１８質量％以下である。

（Ｖ：０．０５～０．４５質量％）
　Ｖは、析出強化元素であり、炭窒化物として析出してクリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｖ含有量が０．０５質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｖはフェライト生成元素でもあり、過剰に含有すると、具体的には、Ｖ含有量が０．４５質量％を超えると、溶接金属におけるδ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＶ含有量は０．０５～０．４５質量％とする。Ｖ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．１０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．４０質量％以下である。

（Ｎｂ：０．０２０～０．０８０質量％）
　Ｎｂは、固溶強化および窒化物として析出してクリープ破断強度の安定化に寄与する元素である。ただし、Ｎｂ含有量が０．０２０質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｎｂはフェライト生成元素でもあり、過剰に含有すると、具体的には、Ｎｂ含有量が０．０８０質量％を超えると、溶接金属におけるδ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＮｂ含有量は０．０２０～０．０８０質量％とする。Ｎｂ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０２２質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．０７８質量％以下である。

（Ｐ：０．０１５質量％以下）
　Ｐは、高温割れ感受性を高める元素である。Ｐ含有量が０．０１５質量％を超えると、高温割れが発生する場合がある。よって、溶接ワイヤのＰ含有量は０．０１５質量％以下に規制する。Ｐ含有量は、高温割れの発生をさらに抑制する観点から、好ましくは０．０１０質量％以下である。

（Ｓ：０．０１０質量％以下）
　Ｓは、高温割れ感受性を高める元素である。Ｓ含有量が０．０１０質量％を超えると、高温割れが発生する場合がある。よって、溶接ワイヤのＳ含有量は０．０１０質量％以下に規制する。Ｓ含有量は、高温割れの発生をさらに抑制する観点から、好ましくは０．００９質量％以下である。

（Ｎ：０．０２～０．０８質量％）
　Ｎは、ＣとともにＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢと結合して各種炭窒化物を析出し、クリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｎ含有量が０．０２質量％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｎを過剰に含有すると、具体的には、Ｎ含有量が０．０８質量％を超えると、スラグ剥離性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＮ含有量は０．０２～０．０８質量％とする。Ｎ含有量は、クリープ破断強度をさらに向上させる観点から、好ましくは０．０３質量％以上である。また、スラグ剥離性の向上の観点から、好ましくは０．０７質量％以下である。

　適宜所定量含有してもよい成分として、Ｃｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏの数値限定理由を説明する。
（Ｃｕ：１．７０質量％以下）
　Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、溶接金属におけるδ－フェライトの残留による靱性劣化を抑制する効果があることから含有してもよい。一方、過剰な含有は高温割れを引き起こす場合がある。そのため、Ｃｕは１．７０質量％以下とする。Ｃｕの望ましい上限は１．０質量％、更に望ましい上限は０．５質量％である。Ｃｕの含有方法は、ワイヤ表面へのメッキでも構わない。

（Ｂ：０．００５質量％以下）
　Ｂは微量含有により炭化物を分散・安定化させ、クリープ破断強度を高める効果があるため、含有してもよい。一方、過剰な含有は高温割れを引き起こす場合がある。そのため、Ｂは０．００５質量％以下とする。Ｂの望ましい上限は０．００３質量％、更に望ましい上限は０．００１５質量％である。

（Ｗ：２．０質量％以下）
　Ｗは、マトリックスの固溶強化と微細炭化物析出によってクリープ破断強度の安定化に寄与する元素であるため、含有してもよい。一方、Ｗはフェライト生成元素でもあることから過剰な含有は、δ－フェライトの残留による靱性劣化を引き起こす。このため、Ｗは２．０質量％以下とする。Ｗの望ましい上限は１．８質量％、更に望ましい上限は１．７質量％である。

（Ｃｏ：３．０質量％以下）
　Ｃｏは、δフェライトの残留を抑制する元素であるため、含有してもよい。一方、過剰含有するとＡ_ｃ１点を下げるため、高温焼戻しが不可能となり組織の安定化処理ができなくなる。このためＣｏは３．０質量％以下とする。Ｃｏの望ましい上限は２．０質量％、更に望ましい上限は１．８質量％である。

（残部：Ｆｅおよび不可避的不純物）
　溶接ワイヤの成分の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｔｉ、Ａｌ等が挙げられる。

（溶接ワイヤのワイヤ径）
　本発明で用いるワイヤ径は３～５ｍｍφが好ましい。ワイヤ径が３ｍｍφ未満では、十分な溶着量を得ることができず、溶接能率が犠牲になる。一方、５ｍｍφを超えると、前記した溶接条件の工夫を図っても溶着量が多いため、高温割れの発生を抑制できない場合がある。

＜溶接フラックス＞
　本発明で使用する溶接フラックスは、次式で示す塩基度が１．０～３．３であることが好ましい。
塩基度＝（ＣａＦ_２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ_２＋１／２（Ａｌ_２Ｏ_３＋ＴｉＯ_２＋ＺｒＯ_２））
　ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す。

　溶接フラックスの塩基度が１．０未満では、溶接金属中の酸素量が十分に下がらず低靭性となる。一方、塩基度が３．３を超えると、ビード外観やビード形状が劣化する。よって、塩基度は１．０～３．３の範囲内とする。塩基度は、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１．３以上である。また、ビード外観やビード形状の劣化をより抑制する観点から、好ましくは３．２以下である。
　なお、本発明で用いる溶接フラックスとしては、塩基度が前記範囲を満たすものであれば、溶接フラックスを構成する化合物などの他の条件は特に規定されるものではない。

　本発明の溶接方法は、前記溶接条件に加えて、チップ／母材間距離、チップ形状、チップ角度を所定のものとすることが好ましい。

＜チップ／母材間距離＞
　前記したように、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼と共材のサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤは、１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼と共材のソリッドワイヤと比較して電気抵抗が高く、このためジュール発熱量が大となり溶着量が多くなる。すなわち、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼と共材のワイヤは、同じ溶接電流であっても溶着量が多くなり、高温割れが発生し易くなる。そして、ジュール発熱量は、図１～３、図８～１０、図１１～１３に示す溶接チップ１１と母材１０との間の距離が長くなるほど大となる。したがって、高温割れの発生をさらに抑制するためには、チップ／母材間距離Ｌを２０～４０ｍｍに管理することが好ましい。チップ／母材間距離Ｌが２０ｍｍ未満では、チップ先端部１１ａがアークによって溶損する危険性がある。チップ／母材間距離Ｌが４０ｍｍを超えると、溶着量が過剰となる。また、チップ／母材間距離Ｌは、チップ先端部１１ａの溶損をさらに抑制する観点から２５ｍｍ以上、溶着量が過剰になるのをさらに抑制する観点から３５ｍｍ以下が好ましい。
　ここで、チップ／母材間距離は、図１～３、図８～１３に示すように、ワイヤ１２が、チップ先端部１１ａから露出する点と母材１０との間の垂直な距離Ｌである。

＜チップ形状＞
　チップ形状は、図１～３に示すような直管状、図５～７に示すようなベンド角材状、あるいは特公昭６２－５８８２７公報のＦｉｇ．３ｂに示されるような形状でも構わず、ワイヤ送給性と給電位置安定化を確保する観点から適宜選択される。特に、図５～７に示すような、ワイヤ送給を阻害しない範囲でチップ先端部１１ａが曲げられたベンド角材状チップでは、給電位置が安定化して、結果としてワイヤ送給速度が安定化する。

＜チップ角度＞
　チップ角度は、図１～３、図８～１０、図１１～１３に示すように、母材１０の表面に対して垂直な線と、ワイヤ１２が最終的に溶接チップ１１から突出する部分であるチップ先端部１１ａでの軸線とがなす角度である。そして、チップ角度は、溶接アークによるワイヤの加熱度合を左右し、結果としてワイヤ送給速度を増減させる。具体的には、同じ溶接電流、同じチップ母材間距離Ｌであれば、チップ角度が前進角β（図２、図９、図１２参照）のほうが後退角α（図１、図８、図１１参照）よりもワイヤ送給速度が増加する。
　このため、チップ角度は、後退角αで６０°までの範囲、前進角βで６０°までの範囲に管理することが、ワイヤ送給速度を安定化させるために好ましい。
　前進角とは、図２、図９および図１２のように、チップ先端部１１ａからワイヤが露出する点から溶接線に垂直な線を引き、この垂直線に対して溶接の進行方向と逆にワイヤが傾いて溶接する場合の、ワイヤと垂直線のなす角度のことである。
　後退角とは、図１、図８および図１１のように、チップ先端部１１ａからワイヤが露出する点から溶接線に垂直な線を引き、この垂直線に対して溶接の進行方向にワイヤが傾いて溶接する場合の、ワイヤと垂直線のなす角度のことである。

　次に、本発明の溶接方法における電源特性、電源極性、母材板厚、母材開先形状について説明する。
　電源特性は、垂下特性、定電圧特性いずれでも構わない。ここで、垂下特性とは、アーク長が変動しても、電流の変化が少なく安定した溶接ができる電源の特性のことである。具体的には、アーク長が長くなった場合は、一時的にワイヤの送給速度を速くし、アーク長が短くなった場合はワイヤの送給速度が遅くすることによって、電流を一定に安定化する。電源極性はＤＣＥＰ（Direct Current Electrode Positive）、ＡＣ（Alternating Current）いずれでも構わない。

　本発明の溶接方法は、前記のように火力発電ボイラやタービン、リアクタを好適な溶接対象とする。したがって、母材板厚は１５０～４５０ｍｍが好ましい。しかしながら、本発明の溶接方法は、母材板厚が１５０ｍｍ未満の溶接への適用も可能である。同様に、本発明の溶接方法は、母材開先形状として図４に示すような狭開先を好適な溶接対象とする。しかしながら、本発明の溶接方法は、図示しないＶ開先、Ｘ開先への適用も可能である。

　本発明の溶接方法は、図４に示す初層２１のみを好適な溶接対象とする初層シングルサブマージ溶接方法である。しかしながら、本発明の溶接方法は、図示しないが、初層２１のみならず、初層２１に溶接金属をさらに積層して最終層（最上層）まで溶接する場合においても、適用可能である。また、本発明の溶接方法は、図示しないＶ結線、スコット結線によるタンデムサブマージアーク溶接にも適用可能である。

　以下、本発明の範囲に入る実施例（Ｎｏ．１～８）について、その効果を本発明の範囲から外れる比較例（Ｎｏ．９～１４）と比較して説明する。
　表１に示す化学成分の母材を３種類用意した。この母材について、図４に示すように、板厚ｔが２５０ｍｍ、溝底の曲率半径Ｒが１０ｍｍ、開先角度θが４°の狭開先を機械加工で形成して試験体２０とした。
　また、表２に示す化学成分の溶接ワイヤを３種類使用した。ワイヤ径は４．０ｍｍφである。表２に示すワイヤに含まれる０．０１質量％のＣｕは、不可避的不純物として含まれたものである。また、表３に示す粒度、化学成分、塩基度の溶接フラックスを３種類使用した。

　そして、図４に示す試験体２０の狭開先内を、表２に記載の溶接ワイヤと表３に記載の溶接フラックスを用いて、ワイヤ送給速度および溶接速度を変化させ、サブマージアーク溶接を実施した。ワイヤ送給速度は、溶接電流、溶接速度を変化させることによりコントロールした。
　溶接条件は以下のとおりである。また、その他の条件は表４に示す。なお、表中、本発明の範囲を満たさないものは数値に下線を引いて示す。
（溶接条件）
ワイヤ径：４ｍｍφ
溶接チップ：図８～１０に示す先端曲りチップ（ベント角材状チップ）
電極特性：垂下特性
電極極性：ＡＣシングル
溶接姿勢：下向き
積層方法：初層１層１パス

　この溶接を行った試験体２０について、溶接部の健全性、耐高温割れ性を評価した。その結果を表４に示す。
（溶接部の健全性）
　溶接終了後、目視、および、溶接ビードのスタート部およびエンド部（具体的には、それぞれ溶接ビードの端部から１００ｍｍのことをいう。以下において同じ。）を除外した３００ｍｍの範囲で５０ｍｍごとの断面でマクロ組織を観察して、溶接欠陥（スラグ巻込み、スラグ剥離性、融合不良、溶込み不良など）の有無を確認した。溶接欠陥のない場合を○（良好）、溶接欠陥のある場合×（不良）とした。なお、スラグ剥離性は、溶接終了後のビード表面に付着したフラックスをハンマーで３回たたき、スラグが容易に剥離した場合を○（良好）、剥離しなかった場合を×（不良）と判定した。

　溶接終了後、目視にて、ビード形状についても確認した。具体的には、前記スラグ剥離性の評価においてスラグを剥離した後の表面外観を目視で確認し、ビード形状が安定な場合を○（良好）、ビード形状が不安定な場合を×（不良）と判定した。

（耐高温割れ性）
　溶接ビードのスタート部およびエンド部を除外した３００ｍｍの範囲で、５０ｍｍごとの断面でマクロ組織を観察した。計５つの断面全てで、高温割れが発生していない場合を○（良好）、高温割れが発生した場合を×（不良）と判定した。

　表４に示すように、Ｎｏ．１～８は、本発明の範囲を満たしており、溶接部の健全性、耐高温割れ性に優れていた。

　Ｎｏ．９は、ワイヤ送給速度が本発明の下限を外れている。Ｎｏ．９では、溶接電流が小さくワイヤ送給速度が小さいため、アークが安定せず、開先面とビードの境界で溶込み不良が発生した。Ｎｏ．９は、溶接部の健全性に劣っていた。

　Ｎｏ．１０は、ワイヤ送給速度が本発明の上限を外れている。Ｎｏ．１０では、溶接電流が大きくワイヤ送給速度が大きいため、溶着量が多すぎて高温割れが発生すると共に、スラグ剥離性も低下した。Ｎｏ．１０は、溶接部の健全性、耐高温割れ性に劣っていた。

　Ｎｏ．１１は、溶接速度が本発明の下限を外れ、単位長さ当たりの溶着量も本発明の上限を外れている。Ｎｏ．１１では、溶接速度が遅いため、溶着量が多すぎて高温割れが発生した。Ｎｏ．１１は、耐高温割れ性に劣っていた。

　Ｎｏ．１２は、溶接速度が本発明の上限を外れている。Ｎｏ．１２では、ワイヤの送給（溶接金属の供給）が溶接速度に対して間に合わず、ビード形状が不安定となって融合不良やスラグ巻込みが発生した。Ｎｏ．１２は、溶接部の健全性に劣っていた。

　Ｎｏ．１３は、単位長さ当りの溶着量が本発明の下限を外れている。Ｎｏ．１３は、溶着量が少なすぎて、ビード形状が不安定となって融合不良やスラグ巻込みが発生した。Ｎｏ．１３は、溶接部の健全性に劣っていた。

　Ｎｏ．１４は、単位長さ当りの溶着量が本発明の上限を外れている。Ｎｏ．１４では、溶着量が過剰となるため、溶接金属の凝固収縮量が過大かつ溶込み形状もなし形になり、高温割れが発生した。Ｎｏ．１４は、耐高温割れ性に劣っていた。

　以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利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。

　本出願は、出願日が２０１４年７月１８日である日本国特許出願、特願第２０１４－１４７９９４号を基礎出願とする優先権主張を伴い、特願第２０１４－１４７９９４号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

　１０　母材（被溶接材）
　１１　溶接チップ
　１２　溶接ワイヤ
　２０　試験体
　２１　初層

Claims (7)

1. 　ワイヤ送給速度（Ｖ）を５０～１２０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度（ｖ）を２０～６０ｃｍ／ｍｉｎとし、前記ワイヤ送給速度と前記溶接速度との比で求める単位長さ当りの溶着量（Ｖ／ｖ）を１．８～４．５ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法。
2. 　溶接ワイヤは、Ｃ：０．０３～０．１３質量％、Ｓｉ：０．０５～０．５０質量％、Ｍｎ：０．５０～２．２０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．２０質量％を超え１．００質量％以下、Ｃｒ：８．００～１０．５０質量％、Ｍｏ：０．２０～１．２０質量％、Ｖ：０．０５～０．４５質量％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｎ：０．０２～０．０８質量％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物である、請求項１に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法。
3. 　前記溶接ワイヤは、さらにＣｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏのいずれか一種以上を、Ｃｕ：１．７０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｗ：２．０質量％以下、Ｃｏ：３．０質量％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、請求項２に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法。
4. 　溶接フラックスは、次式で示す塩基度が１．０～３．３である請求項２または３に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法。
   
   　　塩基度＝（ＣａＦ_２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ_２＋１／２（Ａｌ_２Ｏ_３＋ＴｉＯ_２＋ＺｒＯ_２））
   　　ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す
5. 　チップ／母材間距離が２０～４０ｍｍである請求項４に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法。
6. 　チップ角度は、後退角αが０°から６０°までの範囲、前進角βが０°から６０°までの範囲である請求項５に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法。
7. 　チップ形状は、直管状またはベンド角材状である請求項６に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法。

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