WO2017038975A1 - サブマージアーク溶接用ワイヤ - Google Patents

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WO2017038975A1
WO2017038975A1 PCT/JP2016/075800 JP2016075800W WO2017038975A1 WO 2017038975 A1 WO2017038975 A1 WO 2017038975A1 JP 2016075800 W JP2016075800 W JP 2016075800W WO 2017038975 A1 WO2017038975 A1 WO 2017038975A1
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WO
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wire
amount
less
flux
submerged arc
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PCT/JP2016/075800
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French (fr)
Inventor
和也 井海
賢 山下
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
    • B23K35/362—Selection of compositions of fluxes

Definitions

  • the present invention relates to a wire for submerged arc welding.
  • Thermal power boilers, turbines, and chemical reaction vessels (reactors) for desulfurization and reforming are operated at high temperature and high pressure, so 1.25Cr-0.5Mo steel, 2. Ferritic heat-resistant steels such as 25Cr-1.0Mo steel, 2.25Cr-1.0Mo-V steel, and high Cr-based CSEF steel (Creep Strength Enhanced Ferritic Steel) containing 8% by mass or more of Cr are applied. .
  • the high Cr-based CSEF steel is a ferritic heat-resistant steel that has been subjected to a predetermined heat treatment to precipitate fine carbides to enhance the creep strength.
  • ASTM American Society for Testing and Materials: American Society for Materials Testing
  • ASME American Society of Mechanical Engineers
  • 9Cr-1Mo steel has excellent high-temperature strength and corrosion resistance, and is applied to piping in thermal power generation boilers.
  • high Cr-based CSEF steel has been studied.
  • submerged arc welding of high Cr system CSEF steel generally has high welding heat input and is likely to generate hot cracks (so-called solidification cracks).
  • solidification cracks hot cracks
  • Patent Documents 1 and 2 have been proposed as welding methods for high Cr-based CSEF steel.
  • Patent Document 1 specifically, C: 0.01 to 0.15% (mass%: the same applies hereinafter), Mn: 0.4 to 2.5%, Cr: 8.0 to 11.0% , Mo: 0.5 to 1.2%, Ni: 0.05 to 1.3%, V: 0.03 to 0.30%, Nb: 0.02 to 0.12%, Al: 0.005 Containing 1.5 to 1.5%, N: 0.004 to 0.100%, and Si: 0.05% or less, O: 0.01% or less, CaF 2 : 25 to 70%, One or two types of CaO and MgO: 8 to 30%, Al 2 O 3 , one or two types of ZrO 2 : 2 to 35%, Al: 0.5 to 7%, and SiO 2 : 9Cr-1Mo steel submerged arc welding method has been proposed, characterized by being combined with a welding flux that is limited to 5% or less and substantially does not contain Si. There.
  • Patent Document 2 discloses that, by weight ratio, C: 0.03 to 0.12%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.3 to 1.5%, Cr: 8 to 13%, Nb : 0.01 to 0.15%, V: 0.03 to 0.40%, N: 0.01 to 0.08%, with the balance being a wire composed of Fe and inevitable impurities, and CaF 2 : 10
  • submerged arc welding of high Cr-based CSEF steel generally has a problem of high welding heat input and high temperature cracking (so-called solidification cracking).
  • a thermal power generation boiler, a turbine, and a reactor are welded by appropriately combining pipes, tubes, bent steel sheets, and forged rings.
  • the reactor is welded using a member having a plate thickness of 150 to 450 mm and a maximum outer diameter of about 7 m.
  • the submerged arc welding method is generally used in a narrow groove in order to place importance on efficiency.
  • operation at higher temperatures and higher hydrogen partial pressures has been demanded, and application of high Cr CSEF steel has been studied.
  • welds of high Cr CSEF steel have high self-hardness and high temperature cracking. Is likely to occur.
  • Patent Document 1 proposes a component system that achieves both solidification cracking resistance and welding workability by reducing the Si of the wire and flux and adding Al from the flux.
  • SiO 2 is a component that affects the viscosity of slag and affects the bead appearance
  • CaF 2 increases basicity, reduces the amount of O in the weld metal, and improves toughness. Deteriorates the bead shape and slag peelability. Therefore, Patent Document 1 does not sufficiently study welding workability.
  • the invention proposed in Patent Document 2 has a post-weld heat treatment (PWHT) temperature as low as 740 ° C., and in recent years the actual situation of PWHT, which is carried out for a long time in the manufacture of overseas boilers and reactors, etc. There is a gap. Therefore, it is unclear whether the invention proposed in Patent Document 2 can cope with PWHT performed for a long time, that is, the creep strength after a long time PWHT is unknown.
  • the welding workability is determined by the mutual action of the wire component and the flux component, and there is no mention of this point. For example, the range of the amount of wire Cr is very wide, and it is not considered to have the same workability.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a wire for submerged arc welding excellent in creep performance, toughness, crack resistance and welding workability.
  • the present inventors have intensively researched and developed to provide a wire for submerged arc welding excellent in creep performance, toughness, crack resistance and welding workability, and solved this by the following knowledge and efforts.
  • the present inventors have designed the chemical composition of the wire for submerged arc welding in an attempt to obtain a weld metal that does not generate hot cracks during welding and has excellent toughness and creep strength after PWHT.
  • (1) reduction of elements that form a low melting point compound in the final solidified part, and (2) reduction of elements that lower the solidification completion temperature are effective. is there.
  • impurities such as P and S.
  • these impurities are already managed at a sufficiently low level industrially, and further reduction in melting capacity is possible. Is difficult.
  • main alloy components such as C and Cr.
  • the precipitate size is increased by PWHT which is performed for a long time while securing / complementing the amount of C reduced for improving hot cracking resistance with other elements. It is necessary to suppress.
  • an increase in the amount of carbonitride forming elements such as Cr, Nb, and V is effective, but an increase in the amount of precipitated carbonitride deteriorates toughness.
  • Mn or Ni which stabilizes the austenite phase and relatively destabilizes the ferrite phase by reducing the alloy components such as Si, Cr and Mo which stabilize the ferrite phase. It is effective to increase the amount of alloy components such as Co.
  • alloy components such as Co.
  • some of these alloy elements change the amount of carbonitride deposited and affect the toughness and creep performance of the deposited metal.
  • the carbonitride referred to here mainly refers to a composite compound of Nb and V carbides and nitrides. Moreover, it is necessary to control the content of these elements so as not to impair the effect (3).
  • the flux component also affects the toughness. Therefore, a predetermined amount of metal fluoride or metal carbonate is added as a flux component for the purpose of ensuring toughness. However, if these addition amounts increase, welding workability such as slag peelability may be deteriorated. Therefore, in order to ensure the workability of welding, it was decided to consider to achieve both high toughness and slag peelability by adding appropriate amounts of Ca, Si, and Al.
  • Ni is concentrated in the final solidified portion during welding to lower the solidification completion temperature and promote hot cracking.
  • Ni does not affect the precipitation amount of carbonitride during PWHT, but destabilizes the carbonitride and promotes growth so that the surface area per unit volume called so-called Ostwald growth is reduced as much as possible.
  • Ostwald growth is reduced as much as possible.
  • the coarsening was promoted and the creep strength was deteriorated. Therefore, by using a low Ni design for the wire for submerged arc welding, high-temperature cracking is suppressed, and the carbonitride is stabilized without degrading toughness by not affecting the amount of carbonitride precipitation. Succeeded in increasing the creep strength.
  • the submerged arc welding wire according to the present invention which has solved the above problems by the knowledge and efforts described above, is a submerged arc welding wire used in combination with a flux, and the wire has a mass per total mass of the wire.
  • % C: 0.03 to 0.13%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.20 to 1.40%, Cr: 8.00 to 10.50%, Mo: 0 .85 to 1.20%, V: 0.15 to 0.30%, Nb: 0.02 to 0.09%, N: 0.03 to 0.09%, and Ni: 0.70 % Or less, P: 0.010% or less, S: 0.010% or less, Cu: 0.30% or less, Al: 0.04% or less, B: 0.0015% or less, O: 0.030% or less
  • the submerged arc welding wire according to the present invention has the above-described chemical components, the total amount of Mn and Ni contained, the ratio of Mn and S contained (Mn / S), Are controlled within the above ranges. Therefore, the submerged arc welding wire according to the present invention does not cause hot cracking during welding, and is excellent in creep strength and toughness after PWHT and excellent in workability.
  • the wire for submerged arc welding according to the present invention is a wire for submerged arc welding used in combination with a flux, and the wire is in mass% with respect to the total mass of the wire, and C: 0.07 to 0.13%.
  • Si 0.05 to 0.50%
  • Mn 0.20 to 1.00%
  • Cr 8.00 to 10.50%
  • Mo 0.85 to 1.20%
  • V 0.15 -0.30%
  • Nb 0.02-0.08%
  • Co: 0.05-0.80% N: 0.03-0.07%
  • Ni 0.50% or less
  • P 0.010% or less
  • O 0.030%
  • the total amount of Mn content and Ni content 0.50 to 1.15%
  • the submerged arc welding wire according to the present invention can obtain more excellent creep performance, toughness, crack resistance and welding workability.
  • the flux is mass% per total mass of the flux, metal fluoride (value converted to F): 1.5 to 11%, metal carbonate (CO 2 (Converted value): 3 to 15%, MgO, Al 2 O 3 , ZrO 2 , TiO 2 , one or more total: 10 to 60%, SiO 2 : 5 to 20%, Mn: 2 0.5% or less, Ni: 0.10% or less, S: 0.010% or less, one or more of Ca, Si, and Al: a total of 0.5 to 2.5%,
  • the Mn amount (%) and Ni amount (%) of the wire component are [Mn] W and [Ni] W , respectively, and the Mn amount (%) and Ni amount (%) of the flux component are [Mn], respectively.
  • the submerged arc welding wire according to the present invention can obtain more excellent creep performance, toughness, crack resistance and welding workability.
  • the wire and the flux contain at least one of Pb and Bi, and the amount of Pb (%) and Bi amount (%) of the component of the wire is [ Pb] W , [Bi] W , where Pb amount (%) and Bi amount (%) of the flux component are [Pb] F and [Bi] F , respectively, [Pb] W + [Bi] It is preferable that W + 0.2 ⁇ [Pb] F + 0.2 ⁇ [Bi] F ⁇ 2.0 ppm.
  • the submerged arc welding wire according to the present invention can obtain better toughness.
  • P P content
  • Sn Sn content
  • Sb
  • the submerged arc welding wire according to the present invention can obtain better toughness.
  • the wire for submerged arc welding according to the present invention is a wire for submerged arc welding used in combination with a flux, and the wire is in mass% with respect to the total mass of the wire, and C: 0.03 to 0.08%.
  • the wire for submerged arc welding according to the present invention can be more excellent in crack resistance and creep performance after a long time PWHT.
  • the wire for submerged arc welding has a V content (%), an Nb content (%), a C content (%), an N content (%), an Ni content (%), and an Mn content (%).
  • Al amount (%) are [V] W , [Nb] W , [C] W , [N] W , [Ni] W , [Mn] W , and [Al] W , respectively ([ C] W + 1.5 ⁇ [N] W ) ⁇ ([V] W + 10 ⁇ [Nb] W ⁇ [Al] W ) / ([Mn] W + [Ni] W ) ⁇ 100 ⁇ 5% Is preferred.
  • the wire for submerged arc welding according to the present invention can have better creep performance after a long time PWHT.
  • the flux is mass% per total mass of the flux, metal fluoride (value converted to F): 1.5 to 11%, metal carbonate (CO 2 (Converted value): 3 to 15%, MgO, Al 2 O 3 , ZrO 2 , TiO 2 , one or more total: 10 to 60%, SiO 2 : 5 to 20%, Mn: 2 0.5% or less, Ni: 0.10% or less, S: 0.010% or less, one or more of Ca, Si, and Al: a total of 0.5 to 2.5%, V amount (%), Nb amount (%), C amount (%), N amount (%), Ni amount (%), Mn amount (%), and Al amount (%) of the wire component are set to [V ] W, [Nb] W, [C] W, [N] W, [Ni] W, [Mn] W, and [Al] W, the Flack Mn amount of component (%), Ni content (%) of each [Mn] F, when the [V ] W, [Nb] W, [C]
  • the wire for submerged arc welding according to the present invention can have better creep performance after a long time PWHT.
  • the wire when the wire further contains Co: 0.05 to 0.80%, and the Co content (%) of the component of the wire is [Co] W , ([C] W + 1.5 ⁇ [N] W ) ⁇ ([V] W + 10 ⁇ [Nb] W ⁇ [Al] W ) / ([Mn] W + 0.1 ⁇ [Mn] F + [Ni] W + [Ni] F + [Co] W ) ⁇ 100 ⁇ 5% is preferable.
  • the wire for submerged arc welding according to the present invention can have better creep performance after a long time PWHT.
  • the submerged arc welding wire according to the present invention is excellent in creep performance, toughness, crack resistance and welding workability.
  • the numerical values before and after connecting with “to” shall include the numerical values, and when not including the numerical values, the numerical values are “less than”, “smaller”, “exceeding”, “greater than”. "With a word such as” Further, “above”, “below”, “ ⁇ ”, and “ ⁇ ” include the numerical values shown, and “ ⁇ ” and “>” do not include the numerical values shown.
  • the wire according to the first embodiment is used in combination with a flux. Any flux can be used, but a suitable flux will be described later.
  • This wire is in mass% with respect to the total mass of the wire, C: 0.03 to 0.13%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.20 to 1.40%, Cr: 8.
  • C (C: 0.03-0.13%) C has a great influence on the hardenability in the weld metal and the amount of carbonitride deposited, and functions as an austenite stabilizing element, and suppresses the remaining of the ⁇ ferrite phase in the weld metal.
  • the amount of C in the weld metal is too small, the amount of carbide precipitated becomes insufficient, and the ⁇ ferrite phase remains and a predetermined creep strength cannot be obtained.
  • the amount of C is too large, the sensitivity to hot cracking increases, and cracking is likely to occur particularly in submerged arc welding in a narrow groove.
  • the C content is 0.03 to 0.13%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.04%, more preferably 0.07%, and even more preferably 0.08%.
  • the upper limit of the C amount is preferably 0.12%.
  • Si 0.05-0.50%
  • Si improves the conformability of the weld bead and functions as a deoxidizer to improve the strength and toughness of the deposited metal. If the amount of Si in the deposited metal is too small, welding workability (for example, weld bead conformability and coalescence) deteriorates, and toughness and creep strength also deteriorate. On the other hand, if the amount of Si is too large, the strength of the deposited metal is remarkably increased and the toughness is deteriorated. Therefore, the Si amount is set to 0.05 to 0.50%. Note that the lower limit of the amount of Si is preferably 0.10%. The upper limit of Si content is preferably 0.40%, more preferably 0.30%.
  • Mn functions as a deoxidizer and improves the toughness of the deposited metal. Further, Mn functions as an austenite stabilizing element and suppresses the remaining of the ⁇ ferrite phase in the deposited metal. If the amount of Mn in the weld metal is too small, a predetermined toughness cannot be obtained, and a soft ⁇ ferrite phase remains in the weld metal to deteriorate the creep strength. On the other hand, if the amount of Mn in the weld metal is too large, the carbonitride is destabilized and the creep strength is deteriorated. As will be described later, Mn also has an effect of mitigating the adverse effect of S on hot cracking. Therefore, the Mn content is 0.20 to 1.40%. The lower limit of the amount of Mn is preferably 0.55%, and more preferably 0.60%. The upper limit of the Mn content is preferably 1.00%, more preferably 0.80%.
  • Cr 8.00 to 10.50% Cr forms a carbonitride during PWHT and increases the creep strength of the deposited metal. If the amount of Cr is too small, the amount of precipitated carbonitride is insufficient and a predetermined creep strength cannot be obtained. On the other hand, if the amount of Cr is too large, the solidification completion temperature is lowered to increase the hot cracking susceptibility, and the ⁇ ferrite phase remains in the deposited metal to deteriorate the creep strength and toughness. Moreover, when there is too much Cr amount, slag peelability will deteriorate significantly. Therefore, the Cr amount is set to 8.00 to 10.50%. The lower limit of the Cr content is preferably 8.40%. The upper limit of Cr content is preferably 9.20%.
  • Mo 0.85-1.20%
  • Mo is solid-solved in the Cr-based carbide or the matrix during PWHT and improves the creep strength of the deposited metal. If the amount of Mo is too small, a predetermined creep strength cannot be obtained. On the other hand, if the amount of Mo is too large, the amount of solid solution in the Cr-based carbide and the matrix is excessively increased, the strength of the deposited metal is remarkably increased, and the toughness is deteriorated. Therefore, the Mo amount is set to 0.85 to 1.20%.
  • the lower limit of the Mo amount is preferably 0.94%.
  • the upper limit of Mo content is preferably 1.05%.
  • V 0.15-0.30%
  • V forms carbonitride during PWHT and improves the creep strength of the deposited metal. If the V amount is too small, a predetermined creep strength cannot be obtained. On the other hand, when the amount of V is too large, the amount of carbonitride deposited is remarkably increased, the strength of the deposited metal is increased, and the toughness is deteriorated. Therefore, the V amount is set to 0.15 to 0.30%.
  • the lower limit of the V amount is preferably 0.21%.
  • the upper limit of the V amount is preferably 0.27%.
  • Nb 0.02 to 0.09%
  • Nb forms carbonitrides during PWHT and improves the creep strength of the deposited metal. If the amount of Nb is too small, a predetermined creep strength cannot be obtained. On the other hand, when the amount of Nb is too large, the amount of carbonitride deposited is significantly increased, the strength of the deposited metal is increased, and the toughness is deteriorated. Moreover, when there is too much Nb amount, slag peelability will deteriorate significantly. Therefore, the Nb content is 0.02 to 0.09%.
  • the lower limit of the Nb amount is preferably 0.04%.
  • the upper limit of the Nb amount is preferably 0.08%, and more preferably 0.07%.
  • N 0.03-0.09% N combines with Cr, V, Nb, etc. during PWHT to form carbonitrides and improves the creep strength of the deposited metal. If the amount of N is too small, a predetermined creep strength cannot be obtained. On the other hand, when the amount of N increases, the amount of carbonitride deposited increases significantly, the strength of the deposited metal increases, and the toughness deteriorates. Furthermore, if the amount of N is too large, N 2 gas generated during the welding process tends to remain in the molten metal, and blow holes are generated. Therefore, the N content is 0.03 to 0.09%.
  • the lower limit of the N amount is preferably 0.04%.
  • the upper limit of the N amount is preferably 0.07%, and more preferably 0.06%.
  • Ni is the most characteristic element in the embodiment of the present invention. Ni is concentrated in the final solidified part during welding, and the solidification completion temperature is lowered to increase the hot cracking susceptibility. Ni also coarsens the size of carbonitride during creep deformation and degrades creep strength. Therefore, the Ni amount is set to 0.70% or less. The amount of Ni is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.20% or less.
  • P 0.010% or less
  • P not only forms a low-melting-point compound in the final solidified part at the time of welding and increases the hot cracking susceptibility, but also causes the weld metal to become brittle and degrade toughness. Therefore, the P content is 0.010% or less.
  • the amount of P is preferably 0.006% or less.
  • S (S: 0.010% or less) S combines with Fe during welding to form a low melting point eutectic of Fe—FeS in the final solidified portion, not only increasing the hot cracking property, but also embrittles the weld metal and degrades toughness. Therefore, the S amount is 0.010% or less.
  • the amount of S is preferably 0.007% or less.
  • S has an effect of improving the conformability and slag peelability of the weld bead, and when obtaining this effect, the amount of S is preferably 0.002% or more, and is 0.003% or more. Is more preferable.
  • the Cu amount is set to 0.30% or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.10% or less.
  • the Cu amount is 0.30% or less including the coated Cu as described above.
  • Al (Al: 0.04% or less) Al also combines with N to form AlN, reducing the amount of Cr, Nb, and V carbonitrides that are indispensable for ensuring the creep strength, and deteriorating the creep strength.
  • An increase in the amount of Al causes the beads to seize and deteriorates the slag peelability. Further, the yield of elements in the weld metal is improved, the strength is increased, and as a result, the toughness is deteriorated. Therefore, the Al amount is set to 0.04% or less.
  • the Al content is preferably 0.03% or less.
  • B (B: 0.0015% or less) B lowers the final solidification temperature during welding and increases hot cracking susceptibility. Therefore, the B amount is set to 0.0015% or less.
  • the amount of B is preferably 0.0003% or less.
  • O (O: 0.030% or less) O is combined with Si, Mn, Al and the like in the solidification process during welding to form an oxide and increase the amount of slag. Further, the formed oxide acts as a starting point of brittle fracture and deteriorates the toughness of the deposited metal. Therefore, the O amount is 0.030% or less. The amount of O is preferably 0.005% or less.
  • Total amount of Mn and Ni contained 0.50 to 1.75% From the viewpoint of securing toughness, reducing the ⁇ ferrite phase, and securing the creep strength, it is effective to manage the total amount of Mn and Ni contained. That is, it is necessary to define the lower limit of the total amount of Mn and Ni contained from the viewpoint of ensuring toughness, and the total amount of Mn and Ni contained from the viewpoint of reducing the ⁇ ferrite phase and ensuring the creep strength An upper limit is required. Specifically, the total amount of Mn and Ni contained is 0.50 to 1.75%. The lower limit of the total amount of Mn and Ni contained is preferably 0.70%. The upper limit of the total amount of Mn and Ni contained is preferably 1.15%, and more preferably 1.00%.
  • Mn / S (Ratio of Mn content to S content Mn / S: 87 or more) Further, Mn combines with S in the process of welding solidification to form MnS, thereby reducing the above-mentioned adverse effects and reducing hot cracking. In order to obtain such an effect, it is necessary to set the ratio Mn / S ratio Mn / S to be 87 or more. Preferably, the ratio Mn / S of Mn content to S content is 100 or more, more preferably 150 or more.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities include Sn, As, Sb, Pb, Bi, and the like.
  • Sn, As, and Sb may be 0.005% by mass or less, for example, and 0.015% by mass or less in total.
  • Pb and Bi should just be 0.001 mass% or less, for example.
  • the wire according to the first embodiment described above includes the above-described chemical components, the total amount of Mn and Ni contained, and the ratio of Mn and S contained (Mn / S). Each has control over the range. Therefore, by using this wire in combination with an arbitrary flux, hot cracking does not occur during welding, and the creep strength and toughness after PWHT are excellent, and the welding workability is excellent.
  • the chemical components of the wire according to the second embodiment and the wire according to the first embodiment are substantially the same, but the contents of C, Mn, Nb, N, Ni, and S of the wire according to the second embodiment and The total amount of Mn and Ni contained is different from that of the wire according to the first embodiment.
  • the wire according to the second embodiment is different from the wire according to the first embodiment in that it contains Co.
  • the wire according to the second embodiment is C: 0.07 to 0.13%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.20 to mass% with respect to the total mass of the wire. 1.00%, Cr: 8.00 to 10.50%, Mo: 0.85 to 1.20%, V: 0.15 to 0.30%, Nb: 0.02 to 0.08%, Co : 0.05 to 0.80%, N: 0.03 to 0.07%, Ni: 0.50% or less, P: 0.010% or less, S: 0.002 to 0.010 %, Cu: 0.30% or less, Al: 0.04% or less, B: 0.0015% or less, O: 0.030% or less, and the total amount of Mn and Ni contained: 0.50 ⁇ 1.15%, ratio of contained Mn amount to S amount Mn / S: 87 or more, the balance being made of Fe and inevitable impurities.
  • the wire according to the second embodiment has C: 0.07 to 0.13%, Mn: 0.20 to 1.00%, Nb: 0.02 to 0.08%, Co: 0.05 to 0.80%, N: 0.03-0.07%, Ni: 0.50% or less, S: 0.002-0.010%, Total amount of Mn and Ni contained: It is different from the wire according to the first embodiment in that it is 0.50 to 1.15%.
  • Other points of the wire according to the second embodiment are the same as those of the wire according to the first embodiment.
  • Each content of C, Mn, Nb, N, Ni, and S in the wire according to the second embodiment, and the total amount of Mn and Ni contained are different from those in the first embodiment.
  • the reason for limitation is the same as that of the wire according to the first embodiment, description thereof will be omitted, and here, the reason for limiting Co will be described.
  • Co (Co: 0.05-0.80%) Co functions as an austenite stabilizing element. Therefore, Co can suppress the remaining of the ⁇ ferrite phase and improve the creep strength. If the amount of Co is too small, the effect is not exhibited, and if it is too large, the strength of the deposited metal is improved and the toughness is deteriorated. Therefore, the Co content is preferably 0.05 to 0.80%. In order to further satisfy both the creep strength and toughness, the Co content is more preferably 0.10 to 0.75%, and further preferably 0.10 to 0.50%.
  • the wires according to the first embodiment and the second embodiment can be used in combination with any flux, but are preferably used in combination with the flux defined below.
  • flux for example, metal fluoride (value converted to F): 1.5 to 11%, metal carbonate (value converted to CO 2 ): 3 to 5% by mass with respect to the total mass of the flux 15%, total of one or more of MgO, Al 2 O 3 , ZrO 2 , TiO 2 : 10 to 60%, SiO 2 : 5 to 20%, Mn: 2.5% or less, Ni: It preferably contains 0.10% or less, S: 0.010% or less, and one or more of Ca, Si, and Al: a total of 0.5 to 2.5%.
  • Metal fluoride (value converted to F): 1.5 to 11%) Metal fluoride has the effect of reducing the amount of diffusible hydrogen in the weld metal and improving cold cracking resistance, the role of controlling the amount of oxygen in the weld metal, and the effect of adjusting the bead shape.
  • the value obtained by converting the metal fluoride to F is 1.5% or more, the amount of oxygen in the weld metal is reduced and the toughness is improved.
  • the value obtained by converting the metal fluoride into F is 11% or less, the arc is stabilized, and the bead shape and slag peelability are improved.
  • the value obtained by converting the metal fluoride in the flux into F is preferably 1.5 to 11%.
  • the lower limit of the metal fluoride is more preferably 4%.
  • the upper limit of the metal fluoride is more preferably 9%.
  • Examples of the metal fluoride include CaF 2 , AlF 3 , BaF 3 , Na 3 AlF 6 , MgF 2, and NaF. If the value converted to F is the same, the same effect is obtained.
  • Metal carbonate (value converted to CO 2 ): 3 to 15%) CO 2 by metal carbonate has the role of reducing the amount of diffusible hydrogen in the weld metal and improving cold cracking resistance, and controlling the amount of oxygen in the weld metal.
  • the value obtained by converting the metal carbonate into CO 2 is preferably 3% or more.
  • the metal carbonate is a value in terms of CO 2 15% or less, it reduces the amount of oxygen in the weld metal, the toughness is improved, thereby improving the slag removability. Therefore, the value obtained by converting the metal carbonate to CO 2 is preferably 3 to 15%.
  • the lower limit of the metal carbonate is more preferably 5%.
  • the upper limit of the metal carbonate is more preferably 10%.
  • Examples of the metal carbonate include CaCO 3 , BaCO 3, and MgCO 3, but the same effect is obtained when the value converted to CO 2 is the same.
  • MgO, Al 2 O 3 , ZrO 2 and TiO 2 are slag making agents. These slag making agents have the effect of improving the fluidity of the slag and adjusting the bead shape. In the case of the wire according to the embodiment of the present invention, in order to efficiently obtain such an effect, it is preferable that the total of one or more of these is 10% or more. In addition, when the total of one or more of these is 60% or less, slag entrainment hardly occurs and welding workability is improved.
  • the total of one or more of MgO, Al 2 O 3 , ZrO 2 and TiO 2 in the flux is preferably 10 to 60%.
  • Na 2 O, K 2 O, LiO 2 , BaO or the like can be added to the flux as necessary. When adding these, it is preferable to make each 10% or less.
  • SiO 2 has the effect of improving the fluidity of the slag and adjusting the bead shape.
  • the amount of SiO 2 is preferably 5% or more. Further, when the amount of SiO 2 is 20% or less, slag entrainment hardly occurs, and welding workability is improved. Therefore, the amount of SiO 2 in the flux is preferably 5 to 20%.
  • the lower limit of the amount of SiO 2 is more preferably 8%.
  • the upper limit of the amount of SiO 2 is more preferably 15%.
  • This SiO 2 includes SiO 2 derived from water glass used as a binder.
  • Mn in the flux has the same effect as Mn in the wire. That is, Mn in the flux functions as a deoxidizer and improves the toughness of the deposited metal. However, since Mn in the flux is easily segregated in the weld metal, a sufficient effect may not be obtained. Further, most of Mn in the flux becomes slag, so that there is a case where the yield of the weld metal is not sufficient. Basically, Mn is more stable when added from a wire. Therefore, the amount of Mn in the flux is preferably 2.5% or less. The amount of Mn in the flux is more preferably 2.0% or less.
  • Ni in the flux exhibits the same effect as Ni in the wire, and there is a possibility of increasing hot cracking susceptibility by lowering the solidification completion temperature. Moreover, since Ni in the flux is easily segregated in the weld metal, there is a possibility of locally increasing the hot cracking sensitivity. Therefore, the amount of Ni in the flux is preferably 0.10% or less. The amount of Ni in the flux is more preferably 0.05% or less.
  • S in the flux exhibits the same effect as S in the wire and enhances hot cracking sensitivity. Moreover, since S in the flux is easily segregated in the deposited metal, there is a possibility that the hot cracking sensitivity is locally increased. Therefore, the amount of S in the flux is preferably 0.010% or less.
  • Total of one or more of Ca, Si, Al 0.5 to 2.5%)
  • Ca, Si, and Al in the flux act as a deoxidizer and reduce O in the deposited metal.
  • the total of one or more of Ca, Si, and Al in the flux is 0.5% or more, a sufficient deoxidation effect is obtained and the bead appearance is improved. It becomes good.
  • slag peelability improves that the 1 type, or 2 or more types of total in Ca, Si, and Al in a flux is 2.5% or less. Therefore, the total of one or more of Ca, Si and Al in the flux is preferably 0.5 to 2.5%.
  • the relation between the chemical components of the wire and the flux preferably satisfies the following relational expression.
  • the Mn amount (%) and the Ni amount (%) of the above-described wire component are [Mn] W and [Ni] W , respectively, and the Mn amount (%) of the flux component and Ni the amount (percent), respectively [Mn] F, when the [Ni] F, it is preferable to satisfy the following relational expression (1) to (3).
  • the relational expression (1) takes into account the yield of Mn in the wire and flux in the wire according to the embodiment of the present invention.
  • Mn functions as an austenite stabilizing element and suppresses the remaining of the ⁇ ferrite phase in the deposited metal. If the amount of Mn in the weld metal is too small, the predetermined toughness may not be obtained. Also, if the amount of Mn in the weld metal is too small, a soft ⁇ ferrite phase may remain in the weld metal and deteriorate the creep strength. On the other hand, if the amount of Mn in the weld metal is too large, the carbonitride may be destabilized and the creep strength may be deteriorated.
  • the range of the calculated value is preferably 0.55 to 1.00%.
  • the lower limit of the value calculated by the relational expression (1) is more preferably 0.60%.
  • the upper limit of the value calculated by the relational expression (1) is more preferably 0.80%.
  • the relational expression (2) takes into account the yield of Ni in the wire and flux in the wire according to the embodiment of the present invention. Ni may increase the hot cracking susceptibility by lowering the solidification completion temperature. Therefore, as shown by the relational expression (2), the calculated value is preferably 0.50% or less. The value calculated by the relational expression (2) is more preferably 0.20% or less.
  • the relational expression (3) takes into account the yield of Mn and Ni in the wire and flux in the wire according to the embodiment of the present invention. It is preferable to define the lower limit of the total amount of Mn and Ni contained from the viewpoint of securing toughness, and the upper limit of the total amount of Mn and Ni contained from the viewpoint of reducing the ⁇ ferrite phase and ensuring the creep strength. It is preferable to specify. Therefore, as indicated by the relational expression (3), the range of the calculated value is preferably 0.60 to 1.15%.
  • the lower limit of the value calculated by the relational expression (3) in the second embodiment is more preferably 0.70%.
  • the upper limit of the value calculated by the relational expression (3) is more preferably 1.00%.
  • the wire and flux described above can contain at least one of Pb and Bi as an impurity component.
  • the Pb amount (ppm (meaning ppm by mass; the same applies hereinafter)) and Bi amount (ppm) of the above-described wire components are respectively set to [Pb] W . It is preferable that the following relational expression (4) is satisfied when [Bi] W is set and Pb amount (ppm) and Bi amount (ppm) of the flux component are [Pb] F and [Bi] F , respectively.
  • the relational expression (4) takes into account the yields of Pb and Bi in the wire and flux in the wire according to the embodiment of the present invention.
  • Pb and Bi are elements that segregate and become brittle at the grain boundaries by tempering, and may significantly deteriorate toughness. Therefore, as shown by the relational expression (4), the calculated value is preferably 2.0 ppm or less.
  • the value calculated by the relational expression (4) is more preferably 1.5 ppm or less.
  • the wire and flux described above can contain at least one of P, Sn, As, and Sb as an impurity component.
  • the P amount (ppm), the Sn amount (ppm), the As amount (ppm), and the Sb amount (ppm) of the components of the wire described above are set to [P] W , [Sn] W , [As] W , and [Sb] W
  • the flux component P amount (ppm), Sn amount (ppm), As amount (ppm), and Sb amount (ppm) are set to [P] F
  • [Sn] F , [As] F , and [Sb] F it is preferable that the following relational expressions (5) to (7) are satisfied.
  • X 10 ⁇ [P] W + 4 ⁇ [Sn] W + [As] W + 5 ⁇ [Sb] W (5)
  • Y 10 ⁇ [P] F + 4 ⁇ [Sn] F + [As] F + 5 ⁇ [Sb] F (6)
  • the relational expression (7) obtained by substituting the relational expressions (5) and (6) is obtained by considering the yield of P, Sn, As, and Sb in the wire and flux in the wire according to this embodiment. It is. P, Sn, As, and Sb are elements that segregate and become brittle at the crystal grain boundaries by tempering, and may significantly deteriorate toughness. Therefore, the value calculated by the relational expression (7) obtained by substituting the relational expressions (5) and (6) is preferably 1500 ppm or less. The value calculated by the relational expression (7) is more preferably 1200 ppm or less.
  • the submerged arc welding method according to the second embodiment may be performed by combining the wire and flux described in the second embodiment, and is not limited to specific conditions, but can be performed as follows.
  • a multi-electrode method using 2 to 4 electrodes (wires) can be used, and a single electrode method using one electrode can also be used.
  • the wire diameter can be 2.4 to 4.8 mm ⁇ .
  • the power supply polarity may be either DCEP (Direct Current Electrode Positive) or AC (Alternating Current).
  • the wire feeding speed can be 100 to 170 g / min.
  • the welding speed can be 20 to 60 cm / min.
  • the welding current can be 350 to 500 A.
  • the arc voltage can be 29-33V.
  • the welding heat input can be 15 to 25 kJ / cm.
  • the distribution height of the flux can be 25 to 35 mm.
  • the distance between the tip and the base material can be 25 to 35 mm. Since the submerged arc welding method according to the second embodiment uses a combination of the wire and flux described in the second embodiment, it may be excellent in creep performance, toughness, crack resistance, and welding workability. it can.
  • the wire according to the third embodiment contains C: 0.03 to 0.08%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.0. 20 to 1.40%, Cr: 8.00 to 10.50%, Mo: 0.85 to 1.20%, V: 0.15 to 0.30%, Nb: 0.02 to 0.09% N: 0.03 to 0.09%, Ni: 0.70% or less, P: 0.010% or less, S: 0.010% or less, Cu: 0.30% or less, Al: 0.04% or less, B: 0.0015% or less, O: 0.030% or less, the total amount of Mn and Ni contained: 0.60 to 1.75%, the content of Mn and S Ratio of amount Mn / S: 87 or more, total amount of C and N contained: 0.09 to 0.15%, the balance being made of Fe and inevitable impurities .
  • the wire according to the third embodiment contains C: 0.03 to 0.08%, the total amount of Mn and Ni contained: 0.60 to 1.75%, the amount of C and N contained The total amount is 0.09 to 0.15%, which is different from the wire according to the first embodiment.
  • the amount of C and the total amount of Mn and Ni contained in the wire according to the third embodiment have a numerical range narrower than that of the first embodiment, but the reason for limitation is the wire according to the first embodiment. Therefore, the description thereof will be omitted, and here, the total amount of C and N contained will be described.
  • Total amount of C and N contained 0.09 to 0.15%
  • the creep strength is improved when the total amount of the C amount and the N amount is 0.09% or more.
  • toughness improves that the total amount of C amount and N amount is 0.15% or less.
  • the total amount of C and N contained is preferably 0.09 to 0.15%.
  • the lower limit of the total amount of C and N contained is more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the total amount of C and N contained is more preferably 0.14%.
  • the wire according to the third embodiment includes a V amount (%), an Nb amount (%), a C amount (%), an N amount (%), an Ni amount (%), and an Mn amount (%).
  • Al content (%) are [V] W , [Nb] W , [C] W , [N] W , [Ni] W , [Mn] W , and [Al] W , respectively, It is preferable to satisfy Expression (8).
  • the relational expression (8) takes into account ensuring the creep performance after long time PWHT.
  • the wire according to this embodiment is designed to positively precipitate carbonitrides mainly composed of Nb and V. These carbonitrides are kept fine even after PWHT for a long time, and are effective in ensuring creep performance.
  • the numerator of this formula is a term representing the amount of effective precipitates, and the denominator is a term affecting the coarsening of the precipitates. That is, the larger the value calculated by the relational expression (8), the more effective the amount and size of the precipitate can be secured for the creep performance.
  • the value calculated by the relational expression (8) is preferably 7% or more, more preferably 10% or more.
  • the above-described flux can be suitably used similarly.
  • the relationship between the wire and the chemical component of the flux preferably satisfies the following relational expression.
  • the wire according to the third embodiment has the following relational expressions (9) to (9) when the Mn amount (%) and the Ni amount (%) of the flux component are [Mn] F and [Ni] F , respectively. It is preferable to satisfy (12). [V] W , [Nb] W , [C] W , [N] W , [Ni] W , [Mn] W , and [Al] W are synonymous with the relational expression (8).
  • the relational expression (9) is exactly the same as the relational expression (1) described in the second embodiment.
  • the numerical range of the relational expression (10) is wider than that of the relational expression (2), the purpose of defining this is for the same reason as the relational expression (2) described in the second embodiment. That is, the relational expression (10) takes into account the yield of Ni in the wire and flux in the third embodiment. Ni may increase the hot cracking susceptibility by lowering the solidification completion temperature. Therefore, as indicated by the relational expression (10) in the third embodiment, the calculated value is preferably 0.70% or less.
  • the value calculated by the relational expression (10) is more preferably 0.50% or less.
  • the value calculated by the relational expression (10) is more preferably 0.30% or less.
  • the relational expression (11) considers the yield of Mn and Ni in the wire and flux in the third embodiment. It is preferable to define the lower limit of the total amount of Mn and Ni contained from the viewpoint of securing toughness, and the upper limit of the total amount of Mn and Ni contained from the viewpoint of reducing the ⁇ ferrite phase and ensuring the creep strength. It is preferable to specify. Therefore, as indicated by the relational expression (11) in the third embodiment, the calculated value range is preferably 0.60 to 1.45%. The lower limit of the value calculated by the relational expression (11) in the third embodiment is more preferably 0.70%. The upper limit of the value calculated by the relational expression (11) in the third embodiment is more preferably 1.35%.
  • the relational expression (12) further considers the yield of Mn and Ni in the wire and flux with respect to the relational expression (8). If the relational expression (12) is satisfied, even when a combination of a wire and a flux is welded in the manufacture of a reactor or the like, the creep strength is unlikely to decrease due to PWHT performed for a long time. That is, if the wire and the flux satisfy the relational expression (12), they can be suitably used for manufacturing a reactor.
  • the wire according to the third embodiment may contain Co: 0.05 to 0.80%.
  • the significance of containing Co and the reason for limiting the content are as described in the second embodiment.
  • the wire which concerns on 3rd Embodiment contains Co, it can use combining an above described flux. In that case, it is preferable to satisfy the following relational expression (13).
  • [Co] W represents the Co content (%) of the wire component.
  • [V] W , [Nb] W , [C] W , [N] W , [Ni] W , [Mn] W , and [Al] W are synonymous with the relational expression (8), and [Mn] F , [Ni] F is synonymous with the relational expression (12).
  • the relational expression (13) is a relational expression (8) that considers the yield of Co in the wire as well as the yield of Mn and Ni in the wire and flux.
  • the relational expression (13) is satisfied, even in the case of manufacturing a reactor or the like, even when the wire and the flux are combined and welded, the creep strength is unlikely to be lowered by PWHT performed for a long time. That is, if the wire and the flux satisfy the relational expression (13), it can be suitably used for manufacturing a reactor.
  • the submerged arc welding method according to the third embodiment may be performed by combining the wire and the flux described in the third embodiment.
  • the submerged arc welding method according to the third embodiment can use the same conditions as the submerged arc welding method according to the second embodiment described above, for example. Since the submerged arc welding method according to the third embodiment uses a combination of the wire and the flux described in the third embodiment, it may have excellent creep performance, toughness, crack resistance, and welding workability. it can. Further, when the welding is performed by the submerged arc welding method according to the third embodiment, the creep strength is not easily lowered by the PWHT performed for a long time. Therefore, the submerged arc welding method according to the third embodiment can be preferably applied particularly to the manufacture of a reactor.
  • Wires having the chemical components shown in Table 1 and fluxes having the chemical components shown in Table 2 were produced.
  • the welding wire was extruded, annealed and drawn after being melted in a high-frequency melting furnace to 2.4 mm ⁇ .
  • Wire numbers 1 to 13 are examples, and wire numbers 14 to 37 are comparative examples.
  • the flux was prepared by mixing predetermined raw materials (fluoride, ore powder containing metal carbonate, molten flux), stirring, granulating with water glass, and sintering at 500 ° C. for about 1 hour.
  • Flux numbers 1 to 5 are examples, and flux numbers 6 to 10 are comparative examples. In Tables 1 and 2, “-” indicates that it is less than the detection limit value.
  • the wires according to numbers 1 to 37 shown in Table 1 and the fluxes according to numbers 1 to 10 shown in Table 2 were combined and welded as shown in Table 4.
  • As the welding power source KRUMC-1000 manufactured by Daihen Co., Ltd., which exhibits drooping characteristics, was used.
  • Table 3 shows welding conditions for submerged arc welding.
  • the groove shape of the test plate which performed the welding test in FIG. 1 is shown.
  • the base material of the test plate is ASTM A387 Gr. 22 was used.
  • the groove surface was battered with a wire to a thickness of about 10 mm. Welding was carried out from the first layer in one layer and two passes, and the bead appearance and slag peelability in the final layer were evaluated as a confirmation test of welding workability.
  • FIG. 3 shows a specimen collection position 10 for a Charpy impact specimen and a specimen collection position 20 for a creep specimen.
  • the toughness of all the deposited metals is “ ⁇ ” when the three-point average of the absorbed energy (vE + 20 ° C.) in the Charpy impact test at 20 ° C. is 65 J or more, “ ⁇ ” when 45 J or more and less than 65 J, and less than 45 J. Evaluated as “x”. ⁇ and ⁇ are acceptable and ⁇ is unacceptable.
  • Table 4 shows combinations of wires and fluxes used for welding, and also shows evaluation results of welding workability, hot crack resistance, toughness, and creep performance.
  • “-” indicates that the element related to the relational expression could not be calculated because it was less than the detection limit.
  • the evaluation results of welding workability and hot cracking resistance were “ ⁇ ”, and the evaluation results of toughness and creep performance were “ ⁇ ”, were evaluated as comprehensive evaluation “ ⁇ ”.
  • the evaluation results of welding workability and hot cracking resistance were “ ⁇ ”, and the evaluation results of toughness or creep performance were “ ⁇ ”.
  • those having at least one “x” were evaluated as comprehensive evaluation “x”.
  • the knowledge was also shown collectively.
  • the wire component and the flux component are suitable.
  • the expressions (1) to (3) were satisfied.
  • These weld specimens particularly satisfy the relational expression (1) and contain Co as a wire component.
  • the welding test body according to 15 uses the wire according to wire number 14 in Table 1.
  • the weld specimen according to No. 15 was inferior in hot cracking resistance and toughness because the amount of C in the wire was too large.
  • the welding test body according to 16 uses the wire according to wire number 15 in Table 1.
  • No. The welded specimen according to 17 uses the wire according to wire number 16 in Table 1.
  • No. The weld specimen of No. 17 was inferior in toughness because the amount of Si in the wire was too large.
  • the welded specimen according to 18 uses the wire according to wire number 17 in Table 1.
  • the weld specimen according to No. 18 was inferior in toughness because the amount of Mn in the wire was too small.
  • the welding test body according to 19 uses the wire according to wire number 18 in Table 1.
  • No. The weld specimen according to No. 19 had inferior creep performance because the wire had too much Mn.
  • the wire according to wire number 18 is an example in which the total amount of Mn and Ni contained in the wire (Mn + Ni amount) satisfies Claim 1 but not Claim 2.
  • the welding test body according to 20 uses the wire according to wire number 19 in Table 1.
  • No. The weld specimen according to No. 20 was inferior in creep performance because the amount of Ni in the wire was too large.
  • wire according to wire number 19 is an example in which the amount of Mn + Ni satisfies claim 1 but not claim 2.
  • the welding test body according to 21 uses a wire according to wire number 20 in Table 1.
  • the weld specimen according to No. 21 was inferior in toughness because the total amount of Mn and Ni contained in the wire (Mn + Ni amount) was too small.
  • the welded specimen according to 22 uses the wire according to wire number 21 in Table 1.
  • No. The weld specimen according to No. 22 had inferior creep performance because the wire had too much Mn + Ni.
  • the wire according to the wire number 21 is an example in which the Mn amount and the Ni amount satisfy Claim 1 but not Claim 2.
  • No. 23 uses a wire according to wire number 22 in Table 1.
  • the weld specimen according to No. 23 had an excessive amount of S in the wire, and the ratio of Mn to S contained in the wire (Mn / S) was too low, so the hot crack resistance and toughness were inferior.
  • the welding test body according to No. 24 uses the wire according to the wire number 23 in Table 1. No. Since the Mn / S of the wire was too low, the weld specimen according to No. 24 was inferior in hot crack resistance.
  • the welded specimen according to No. 25 uses the wire according to the wire number 24 in Table 1.
  • the weld specimen according to No. 25 had inferior hot cracking resistance and toughness because the P content of the wire was too large.
  • the welding test body according to No. 26 uses the wire according to the wire number 25 in Table 1.
  • the welding test body according to No. 27 uses a wire according to wire number 26 in Table 1.
  • No. The weld specimen according to No. 27 had inferior creep performance because the amount of Cr in the wire was too small.
  • the welding test body according to No. 28 uses the wire according to the wire number 27 in Table 1. No.
  • the weld specimen according to No. 28 was inferior in hot crack resistance, toughness and creep performance because the amount of Cr in the wire was too large.
  • the weld specimen according to No. 28 had many seizures, and the slag peelability deteriorated. Therefore, no.
  • the welding test body according to No. 28 was inferior in welding workability.
  • the welded specimen according to 29 uses a wire according to wire number 28 in Table 1.
  • No. The weld specimen of No. 29 was inferior in creep performance because the amount of Mo in the wire was too small.
  • the welding test body according to 30 uses the wire according to wire number 29 in Table 1.
  • No. The weld specimen of No. 30 was inferior in toughness because the amount of Mo in the wire was too large.
  • the welded specimen according to No. 31 uses a wire according to wire number 30 in Table 1.
  • the weld specimen according to No. 31 was inferior in creep performance because the V amount of the wire was too small.
  • the welding test body according to No. 32 uses the wire according to wire number 31 in Table 1.
  • the weld specimen according to No. 32 was inferior in toughness because the V amount of the wire was too large.
  • the welding test body according to No. 33 uses the wire according to the wire number 32 in Table 1.
  • No. The weld specimen according to No. 33 was inferior in welding workability, toughness, and creep performance because the wire had too much Al.
  • the wire according to wire number 32 is an example in which the amount of Mn + Ni satisfies claim 1 but not claim 2. No.
  • the welded specimen according to No. 34 uses the wire according to the wire number 33 in Table 1.
  • No. The weld specimen according to No. 34 was inferior in hot cracking resistance because the amount of B in the wire was too large.
  • No. The welding test body according to 35 uses the wire according to the wire number 34 in Table 1.
  • No. The weld specimen according to No. 35 had inferior creep performance because the amount of Nb in the wire was too small.
  • No. The welding test body according to 36 uses a wire according to wire number 35 in Table 1.
  • No. The weld specimen according to No. 36 was inferior in toughness because the wire had too much Nb.
  • No. The welded test body according to No. 36 had a lot of seizure and the slag peelability deteriorated. Therefore, no.
  • the welding test body according to 36 was inferior in welding workability.
  • the welded specimen according to 37 uses the wire according to wire number 36 in Table 1. No. The weld specimen according to No. 37 had inferior creep performance because the N amount of the wire was too small. No. The welding test body according to No. 38 uses the wire according to the wire number 37 in Table 1. No. The weld specimen according to No. 38 was inferior in toughness because the amount of O in the wire was too large.
  • the welding test body according to No. 39 uses the flux according to the flux number 6 in Table 2.
  • the weld specimen according to No. 39 was inferior in creep performance because the amount of Mn in the flux was too large.
  • the welding test body according to No. 40 uses the flux according to Flux No. 7 in Table 2.
  • the weld specimen according to 40 had inferior creep performance because the amount of Ni in the flux was too large.
  • the welding test body according to 41 uses the flux according to flux number 8 in Table 2. No. Since the welding test body which concerns on 41 had too much S amount of flux, its hot cracking resistance was inferior.
  • the welding test body according to 42 uses the flux according to flux number 9 in Table 2. No.
  • the welding test body according to No. 43 uses the flux according to the flux number 10 in Table 2. No. Since the total amount of Ca, Si, and Al in the flux was too large, the weld specimen according to No. 43 had a lot of seizure and the slag peelability deteriorated. Therefore, no. The weld specimen according to No. 43 had poor welding workability.
  • Wires having the chemical components shown in Table 5 and fluxes having the chemical components shown in Table 6 were produced.
  • the welding wire was extruded, annealed, and drawn after being melted in a high-frequency melting furnace to 3.2 mm ⁇ .
  • Wire numbers 38 to 52 are examples, and wire numbers 53 to 66 are comparative examples.
  • the flux was prepared by mixing predetermined raw materials (fluoride, ore powder containing metal carbonate, molten flux), stirring, granulating with water glass, and sintering at 500 ° C. for about 1 hour. Flux numbers 11 to 13 are examples.
  • Table 7 shows the welding conditions for submerged arc welding.
  • the welding power source was the same as in [First Example].
  • the groove shape of the test plate subjected to the welding test was the same as that described in [First Example] (see FIG. 1). Welding was carried out from the first layer in one layer and two passes, and the bead appearance and slag peelability in the final layer were evaluated as a confirmation test of welding workability.
  • a group subjected to PWHT of 750 ° C. ⁇ 8 hr and a group subjected to PWHT of 750 ° C. ⁇ 32 hr were prepared for each weld specimen.
  • the impact performance of the weld metal part of the weld specimen was evaluated using a group subjected to PWHT at 750 ° C. ⁇ 8 hours.
  • the creep performance of the weld specimen was evaluated using a group subjected to PWHT of 750 ° C. ⁇ 32 hr.
  • the collection part of the test piece was made into the deposit center (welded metal center) and plate
  • the three-point average of absorbed energy (vE + 0 ° C) in the Charpy impact test at 0 ° C is " ⁇ " for 50J or more, " ⁇ " for 38J or more and less than 50J, and less than 38J Was evaluated as “ ⁇ ”. ⁇ and ⁇ are acceptable and ⁇ is unacceptable.
  • the test temperature is 575 ° C.
  • the initial load stress is 170 MPa
  • the creep rupture time (Tr) is 500 h or more, “ ⁇ ”, the 200 h or more and less than 500 h is “ ⁇ ”, the less than 200 h is “ ⁇ ”.
  • ⁇ and ⁇ are acceptable and ⁇ is unacceptable.
  • Table 8 shows combinations of wires and fluxes used for welding, and also shows evaluation results of welding workability, hot crack resistance, toughness, and creep performance.
  • the evaluation results of welding workability and hot cracking resistance were “ ⁇ ”, and the evaluation results of toughness and creep performance were “ ⁇ ”, were evaluated as comprehensive evaluation “ ⁇ ”.
  • the evaluation results of welding workability and hot cracking resistance were “ ⁇ ”, and the evaluation results of toughness or creep performance were “ ⁇ ”.
  • those having at least one “x” were evaluated as comprehensive evaluation “x”.
  • the welded specimen according to 59 uses a wire according to wire number 53 in Table 5.
  • the weld specimen according to No. 59 was inferior in hot cracking resistance because the amount of C in the wire was too large.
  • the weld specimen according to No. 59 had too much total amount of C and N contained in the wire (C + N amount), and this was also inferior in hot crack resistance.
  • the welded specimen according to No. 60 uses the wire according to the wire number 54 in Table 5.
  • No. The weld specimen according to No. 60 was inferior in creep performance because the amount of C in the wire was too small.
  • the welding test body according to 61 uses the wire according to wire number 55 in Table 5. No. The weld specimen according to No.
  • the welded specimen according to 62 uses a wire according to wire number 56 in Table 5.
  • the welded test body according to No. 62 was inferior in toughness because the amount of Mn in the wire was too small and the total amount of Mn and Ni contained in the wire (Mn + Ni amount) was too small.
  • the weld specimen according to 62 also had inferior creep performance.
  • the welding test body according to 63 uses a wire according to wire number 57 in Table 5. No. The weld specimen according to 63 had poor toughness because the wire had too much Nb.
  • the welded test body according to 63 had many seizures, and the slag peelability deteriorated. Therefore, no. The weld specimen according to 63 had poor welding workability.
  • the welding test body according to No. 64 uses the wire according to the wire number 58 in Table 5.
  • the weld specimen according to No. 64 was inferior in creep performance because the amount of Nb in the wire was too small.
  • the welded specimen according to 65 uses a wire according to wire number 59 in Table 5.
  • No. The weld specimen according to No. 65 was inferior in toughness because the amount of N in the wire was too large.
  • the welding test body according to 66 uses a wire according to wire number 60 in Table 5.
  • the welded test body according to No. 66 was inferior in creep performance because the amount of N in the wire was too small.
  • the welding specimen according to No. 67 uses the wire according to the wire number 61 in Table 5.
  • the weld specimen according to No. 67 was inferior in hot cracking resistance because the amount of Ni in the flux was too large.
  • the welding test body according to 68 uses the wire according to wire number 62 in Table 5. No. The weld specimen according to 68 had inferior creep performance because the wire had too much Mn + Ni. No.
  • the welding test body according to 69 uses the wire according to wire number 63 in Table 5. No. The weld specimen according to 69 had poor toughness because the amount of Mn + Ni in the wire was too small.
  • the welding test body according to 70 uses the wire according to wire number 64 in Table 5. No. The weld specimen according to No. 70 was inferior in hot cracking resistance because the total amount of C and N contained in the wire (C + N amount) was too much.
  • the welding test body according to 71 uses a wire according to wire number 65 in Table 5. No. The weld specimen according to No. 71 had inferior creep performance because the wire contained too little C + N.
  • wires and fluxes with varying amounts of impurities were prepared.
  • the wire numbers 1-2 and 1-3 shown in Table 9 and the flux numbers 3-2 and 3-3 shown in Table 10 are component systems in which impurities are intentionally increased.
  • the wire number 1-1 shown in Table 9 indicates the impurity component of wire number 1
  • the flux number 3-1 shown in Table 10 indicates the impurity component of flux number 1.
  • X shown in Table 9 and Y shown in Table 6 are values calculated by the following relational expressions (5) and (6), respectively.
  • the Pb amount (ppm) and Bi amount (ppm) of the wire component are [Pb] W and [Bi] W , respectively, and the Pb amount (ppm) and Bi amount (ppm) of the flux component ), respectively [Pb] F, were met when the [Bi] F, the following relational expression (4).
  • the P amount (ppm), the Sn amount (ppm), the As amount (ppm), and the Sb amount (ppm) of the wire components are [P] W , [Sn] W , and [As], respectively.
  • W , [Sb] Let W be the P content (ppm), Sn content (ppm), As content (ppm), and Sb content (ppm) of the flux component [P] F , [Sn] F , [As], respectively.
  • F 1 and [Sb] F are satisfied, the following relational expressions (5) to (7) were satisfied. Therefore, no.
  • the weld specimen according to No. 73 was excellent in toughness.
  • the submerged arc welding wire of the present invention is useful for welding a thermal power generation boiler, a turbine, a chemical reaction vessel (reactor) for desulfurization and reforming (heavy oil decomposition), and the like.

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Abstract

フラックスと組み合わせて使用するサブマージアーク溶接用ワイヤであって、ワイヤの成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎをそれぞれ所定量含有すると共に、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｂ、Ｏをそれぞれ所定量以下とすると共に、Ｍｎ量とＮｉ量の合計量が０．５０～１．７５質量％、Ｍｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓが８７以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。

Description

サブマージアーク溶接用ワイヤ
　本発明は、サブマージアーク溶接用ワイヤに関する。
　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、使用環境に応じて、１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ鋼、２．２５Ｃｒ－１．０Ｍｏ鋼、２．２５Ｃｒ－１．０Ｍｏ－Ｖ鋼、８質量％以上のＣｒを含有する高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼（Ｃｒｅｅｐ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ　Ｅｎｈａｎｃｅｄ　Ｆｅｒｒｉｔｉｃ　Ｓｔｅｅｌ）などのフェライト系耐熱鋼が適用されている。高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼とは、所定の熱処理を施し微細な炭化物を析出させ、クリープ強度を強化させたフェライト系耐熱鋼のことである。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。
　例えば、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の一つであるＭｏｄ．９Ｃｒ－１Ｍｏ鋼は、高温強度や耐食性に優れており、火力発電ボイラ内の配管に適用されている。また、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、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の適用が検討されている。しかしながら、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接は、一般的に、溶接入熱が高く、高温割れ（いわゆる凝固割れ）が発生し易い。高温割れを抑制するためには、Ｃを低減することが一般的に有効であるが、Ｃの低減はクリープ強度を低下させてしまう問題があった。このような状況下、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の溶接方法として、例えば、特許文献１、２が提案されている。
　特許文献１には、具体的には、Ｃ：０．０１～０．１５％（質量％：以下同じ）、Ｍｎ：０．４～２．５％、Ｃｒ：８．０～１１．０％、Ｍｏ：０．５～１．２％、Ｎｉ：０．０５～１．３％、Ｖ：０．０３～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．１２％、Ａｌ：０．００５～１．５％、Ｎ：０．００４～０．１００％を含有し、かつＳｉ：０．０５％以下、Ｏ：０．０１％以下に限定したワイヤと、ＣａＦ２：２５～７０％、ＣａＯ、ＭｇＯの１種又は２種：８～３０％、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２の１種又は２種：２～３５％、Ａｌ：０．５～７％を含有し、かつＳｉＯ２：５％以下に限定し、Ｓｉを実質的に含有しない溶接フラックスと、を組み合わせて行うことを特徴とする９Ｃｒ－１Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法が提案されている。
　また、特許文献２には、重量比で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．３～１．５％、Ｃｒ：８～１３％、Ｎｂ：０．０１～０．１５％、Ｖ：０．０３～０．４０％、Ｎ：０．０１～０．０８％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなるワイヤと、ＣａＦ２：１０～３０％、ＣａＯ又はＭｇＯの少なくとも一方：１０～４０％、Ａｌ２Ｏ３：１０～４０％、ＳｉＯ２：５～２５％を含有するフラックスと、以下の各成分元素をＭとしたとき、Ｍ＝ワイヤ中のＭ＋０．７×フラックス中のＭに従ってワイヤとフラックスの一方又は両方に、Ｍｏ：０．３～１．６％、Ｗ：０．５～３．５％、Ｎｉ：０．０５～１．２％、Ｃｕ又はＣｏの少なくとも一方：１．０～５．０％、Ｔａ：０．００１～０．５％を含有させ、かつＭｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ量の間に、（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）≦１．８なる関係を成立させることを特徴とする高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用潜弧溶接方法が提案されている。
日本国特開昭６３－２２０９９３号公報 日本国特開平９－２７７０８４号公報
　前記したように、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接は、一般的に、溶接入熱が高く、高温割れ（いわゆる凝固割れ）が発生し易いという問題がある。例えば、火力発電ボイラやタービン、リアクタは、パイプやチューブ、曲げ加工鋼板、鍛造リングを適宜組み合わせて溶接される。特に、リアクタは、板厚１５０～４５０ｍｍ、最大外径約７ｍの部材が用いられ、溶接されている。これらの溶接にあたっては、能率を重視するため、一般的に狭開先内をサブマージアーク溶接法が用いられている。また、近年、さらなる高温・高水素分圧下での操業が要求されており、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の適用が検討されているが、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の溶接部は自硬性が高く、高温割れが発生し易い状況にある。
　これに対し、特許文献１では、ワイヤ、フラックスのＳｉを低減し、フラックスからＡｌを添加することで耐凝固割れ性と溶接作業性を両立する成分系を提案している。しかしながら、フラックスからＡｌを添加すると、溶接金属中の炭窒化物の生成量を減らしてしまい、クリープ強度を大幅に低下させる可能性がある。また、ＳｉＯ２はスラグの粘性に影響し、ビード外観に影響を及ぼす成分であり、ＣａＦ２は塩基度を高め、溶接金属中のＯ量を低減し靱性を向上させるが、これらの過度な添加はビード形状やスラグの剥離性を劣化させる。従って、特許文献１においては溶接作業性についても十分な検討がなされていない。
　また、特許文献２で提案されている発明は、溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ　Ｗｅｌｄ　Ｈｅａｔ　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ；ＰＷＨＴ）温度が７４０℃と低く、近年、海外のボイラやリアクタなどの製作において長時間行われるＰＷＨＴの実情と乖離している。そのため、特許文献２で提案されている発明が長時間行われるＰＷＨＴに対応できるかは不明、つまり、長時間のＰＷＨＴ後のクリープ強度は不明である。また、溶接作業性は、ワイヤの成分及びフラックスの成分の相互的な作用で決定されるものであり、その点について言及がない。例えば、ワイヤＣｒ量の範囲が非常に広く、同等の作業性を有しているとは考えられない。
　本発明は前記状況に鑑みてなされたものであり、クリープ性能、靭性、耐割れ性及び溶接作業性に優れたサブマージアーク溶接用ワイヤを提供することを課題とする。
　本発明者らは、クリープ性能、靭性、耐割れ性、溶接作業性に優れたサブマージアーク溶接用ワイヤを提供す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。
　高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接は、高入熱であるため、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、溶融金属の粘性が高くなり、溶融金属が最終凝固部に行き渡らなくなるため、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。さらに、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接用ワイヤとフラックス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共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、サブマージ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。特に、狭開先内のサブマージアーク溶接は、高温割れ感受性が非常に高いため、Ｃの低減が特に有効である。しかし、ＣやＣｒは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。その一方で、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）炭窒化物析出量の確保、炭窒化物析出物の粗大化抑制、（４）軟質なδフェライト相の低減が有効である。
　また、前記（３）の実現には、耐高温割れ性の向上のために低減させたＣ量分を他の元素で確保・補填しつつ、長時間行われるＰＷＨＴによる析出物サイズの粗大化を抑制する必要がある。また、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。同時に、ＣｒやＮｂの増量は、溶接ビードとスラグの結合力を高めるように働き、溶接作業性（スラグ剥離性）を劣化させる。よって、本発明ではＣｒやＮｂ、Ｖなどの炭窒化物形成元素の過度な添加を行わずに、クリープ強度を向上させる合金元素について検討した。
　さらに、前記（４）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（３）の効果を損なわないようにこれらの元素の含有量をコントロールすることが必要である。
　なお、フラックスの成分も靭性に影響を与える。そのため、靭性確保の目的でフラックスの成分として、所定量の金属フッ化物、金属炭酸塩を添加するが、これらの添加量が増えるとスラグ剥離性などの溶接作業性を劣化させることがある。従って、溶接作業性を確保するため、Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌを適量添加することで、靭性とスラグ剥離性を高位で両立することも併せて検討することとした。
　本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、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、いわゆる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、サブマージ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。
　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サブマージアーク溶接用ワイヤは、フラックスと組み合わせて使用するサブマージアーク溶接用ワイヤであって、前記ワイヤが、前記ワイヤ全質量あたり、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１３％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．４０％、Ｃｒ：８．００～１０．５０％、Ｍｏ：０．８５～１．２０％、Ｖ：０．１５～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．０９％、Ｎ：０．０３～０．０９％含有し、且つ、Ｎｉ：０．７０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下であり、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．５０～１．７５％、含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることとした。
　このように、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、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量とＳ量の比率（Ｍｎ／Ｓ）と、を前記範囲にそれぞれ制御している。そのため、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、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ると共に、溶接作業性に優れたものとすることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、フラックスと組み合わせて使用するサブマージアーク溶接用ワイヤであって、前記ワイヤが、前記ワイヤ全質量あたり、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１３％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．００％、Ｃｒ：８．００～１０．５０％、Ｍｏ：０．８５～１．２０％、Ｖ：０．１５～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．０８％、Ｃｏ：０．０５～０．８０％、Ｎ：０．０３～０．０７％含有し、且つ、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２～０．０１０％、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下であり、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．５０～１．１５％、含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることとする。
　このようにすると、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、より優れたクリープ性能、靭性、耐割れ性及び溶接作業性を得ることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、前記フラックスが、前記フラックス全質量あたり、質量％で、金属フッ化物（Ｆに換算した値）：１．５～１１％、金属炭酸塩（ＣＯ２に換算した値）：３～１５％、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２のうちの１種又は２種以上の合計：１０～６０％、ＳｉＯ２：５～２０％、Ｍｎ：２．５％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計：０．５～２．５％を含有し、前記ワイヤの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗとし、前記フラックスの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｆ、［Ｎｉ］Ｆとした場合に、０．５５％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ≦１．００％、［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦０．５０％、０．６０％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦１．１５％であるのが好ましい。
　このようにすると、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、より優れたクリープ性能、靭性、耐割れ性及び溶接作業性を得ることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、前記ワイヤ及び前記フラックスがＰｂ及びＢｉのうちの少なくとも１種を含んでおり、前記ワイヤの成分のＰｂ量（％）、Ｂｉ量（％）をそれぞれ［Ｐｂ］Ｗ、［Ｂｉ］Ｗとし、前記フラックスの成分のＰｂ量（％）、Ｂｉ量（％）をそれぞれ［Ｐｂ］Ｆ、［Ｂｉ］Ｆとした場合に、［Ｐｂ］Ｗ＋［Ｂｉ］Ｗ＋０．２×［Ｐｂ］Ｆ＋０．２×［Ｂｉ］Ｆ≦２．０ｐｐｍであるのが好ましい。
　このようにすると、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、より優れた靭性を得ることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、前記ワイヤ及び前記フラックスがＰ、Ｓｎ、Ａｓ及びＳｂのうちの少なくとも１種を含んでおり、前記ワイヤの成分のＰ量（ｐｐｍ）、Ｓｎ量（ｐｐｍ）、Ａｓ量（ｐｐｍ）、Ｓｂ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐ］Ｗ、［Ｓｎ］Ｗ、［Ａｓ］Ｗ、［Ｓｂ］Ｗとし、前記フラックスの成分のＰ量（ｐｐｍ）、Ｓｎ量（ｐｐｍ）、Ａｓ量（ｐｐｍ）、Ｓｂ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐ］Ｆ、［Ｓｎ］Ｆ、［Ａｓ］Ｆ、［Ｓｂ］Ｆとした場合に、Ｘ＝１０×［Ｐ］Ｗ＋４×［Ｓｎ］Ｗ＋［Ａｓ］Ｗ＋５×［Ｓｂ］Ｗ、Ｙ＝１０×［Ｐ］Ｆ＋４×［Ｓｎ］Ｆ＋［Ａｓ］Ｆ＋５×［Ｓｂ］Ｆ、Ｘ＋０．２×Ｙ≦１５００ｐｐｍであるのが好ましい。
　このようにすると、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、より優れた靭性を得ることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、フラックスと組み合わせて使用するサブマージアーク溶接用ワイヤであって、前記ワイヤが、前記ワイヤ全質量あたり、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％含有し、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．４０％、Ｃｒ：８．００～１０．５０％、Ｍｏ：０．８５～１．２０％、Ｖ：０．１５～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．０９％、Ｎ：０．０３～０．０９％含有し、且つ、Ｎｉ：０．７０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下であり、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０～１．７５％、含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、含有するＣ量とＮ量の合計量：０．０９～０．１５％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることとする。
　このようにすると、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、耐割れ性と長時間のＰＷＨＴ後のクリープ性能をより優れたものとすることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、前記ワイヤの成分のＶ量（％）、Ｎｂ量（％）、Ｃ量（％）、Ｎ量（％）、Ｎｉ量（％）、Ｍｎ量（％）、Ａｌ量（％）をそれぞれ［Ｖ］Ｗ、［Ｎｂ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、［Ｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ａｌ］Ｗとした場合に、（［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｗ）×１００≧５％であるのが好ましい。
　このようにすると、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、長時間のＰＷＨＴ後のクリープ性能をより優れたものとすることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、前記フラックスが、前記フラックス全質量あたり、質量％で、金属フッ化物（Ｆに換算した値）：１．５～１１％、金属炭酸塩（ＣＯ２に換算した値）：３～１５％、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２のうちの１種又は２種以上の合計：１０～６０％、ＳｉＯ２：５～２０％、Ｍｎ：２．５％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計：０．５～２．５％を含有し、前記ワイヤの成分のＶ量（％）、Ｎｂ量（％）、Ｃ量（％）、Ｎ量（％）、Ｎｉ量（％）、Ｍｎ量（％）、Ａｌ量（％）をそれぞれ［Ｖ］Ｗ、［Ｎｂ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、［Ｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ａｌ］Ｗとし、前記フラックスの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｆ、［Ｎｉ］Ｆとした場合に、０．５５％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ≦１．００％、［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦０．７０％、０．６０％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦１．４５％、（［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ）×１００≧５％であるのが好ましい。
　このようにすると、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、長時間のＰＷＨＴ後のクリープ性能をより優れたものとすることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、前記ワイヤが、さらにＣｏ：０．０５～０．８０％を含有し、前記ワイヤの成分のＣｏ量（％）を［Ｃｏ］Ｗとした場合に、（［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ＋［Ｃｏ］Ｗ）×１００≧５％であるのが好ましい。
　このようにすると、本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、長時間のＰＷＨＴ後のクリープ性能をより優れたものとすることができる。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用ワイヤは、クリープ性能、靭性、耐割れ性及び溶接作業性に優れる。
溶接試験を実施した試験板の開先形状を示す模式図である。 耐高温割れ性を評価する溶接を行う様子を示す模式図である。 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模式図である。 クリープ試験片の形状を示す模式図である。 図４ＡのＡ部を拡大した拡大図である。
　以下、本発明の実施形態に係るサブマージアーク溶接用ワイヤ（以下、単に「ワイヤ」と呼称することもある。）を実施するための形態について詳細に説明する。なお、以下の説明において、「～」で結んだ前後の数値は、当該数値を含むものとし、当該数値を含まない場合は、数値に「未満」、「より小さい」、「超える」、「より大きい」などの文言を付して明記する。また、「以上」、「以下」、「≦」及び「≧」は示す数値を含むものとし、「＜」及び「＞」は示す数値を含まないものとする。
＜第１実施形態＞
　第１実施形態に係るワイヤは、フラックスと組み合わせて使用する。フラックスは任意のものを使用できるが、好適なものを後述する。
　このワイヤは、ワイヤ全質量あたり、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１３％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．４０％、Ｃｒ：８．００～１０．５０％、Ｍｏ：０．８５～１．２０％、Ｖ：０．１５～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．０９％、Ｎ：０．０３～０．０９％含有し、且つ、Ｎｉ：０．７０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下であり、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．５０～１．７５％、含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることとしている。
　以下、第１実施形態に係るワイヤの化学成分の限定理由について説明する。
　第１実施形態に係るワイヤの成分は、ワイヤ全質量あたり、質量％で以下のようにする。
（Ｃ：０．０３～０．１３％）
　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共に、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量が少な過ぎる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量が多過ぎると高温割れ感受性が高まり、特に、狭開先内のサブマージアーク溶接で割れが発生し易くなる。また、Ｃ量が多過ぎると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０．０３～０．１３％とする。なお、Ｃ量の下限は０．０４％であるのが好ましく、０．０７％であるのがより好ましく、０．０８％であるのがさらに好ましい。Ｃ量の上限は０．１２％であるのが好ましい。
（Ｓｉ：０．０５～０．５０％）
　Ｓｉは、溶接ビードのなじみ性を改善すると共に、脱酸剤として機能し、溶着金属の強度と靭性を向上させる。溶着金属中のＳｉ量が少な過ぎると溶接作業性（例えば、溶接ビードのなじみ性や融合性）が劣化し、靭性及びクリープ強度も劣化する。一方で、Ｓｉ量が多過ぎ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０．０５～０．５０％とする。なお、Ｓｉ量の下限は０．１０％であるのが好ましい。Ｓｉ量の上限は０．４０％であるのが好ましく、０．３０％であるのがより好ましい。
（Ｍｎ：０．２０～１．４０％）
　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。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量が少な過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量が多過ぎると、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０．２０～１．４０％とする。Ｍｎ量の下限は０．５５％とするのが好ましく、０．６０％とするのがより好ましい。Ｍｎ量の上限は１．００％とするのが好ましく、０．８０％とするのがより好ましい。
（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量が少な過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量が多過ぎ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共に、δフェライト相が溶着金属中に残留してクリープ強度及び靭性を劣化させる。また、Ｃｒ量が多過ぎると、スラグ剥離性が大幅に劣化する。よって、Ｃｒ量は８．００～１０．５０％とする。Ｃｒ量の下限は８．４０％とするのが好ましい。Ｃｒ量の上限は９．２０％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量が少な過ぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｍｏ量が多過ぎると、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％とするのが好ましい。Ｍｏ量の上限は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量が少な過ぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｖ量が多過ぎ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％とするのが好ましい。Ｖ量の上限は０．２７％とするのが好ましい。
（Ｎｂ：０．０２～０．０９％）
　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量が少な過ぎると所定のクリープ強度が得られない。一方、Ｎｂ量が多過ぎ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。また、Ｎｂ量が多過ぎると、スラグ剥離性が大幅に劣化する。よって、Ｎｂ量は０．０２～０．０９％とする。Ｎｂ量の下限は０．０４％とするのが好ましい。Ｎｂ量の上限は０．０８％とするのが好ましく、０．０７％とするのがより好ましい。
（Ｎ：０．０３～０．０９％）
　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量が少な過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量が多過ぎ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０．０３～０．０９％とする。Ｎ量の下限は０．０４％とするのが好ましい。Ｎ量の上限は０．０７％とするのが好ましく、０．０６％とするのがより好ましい。
（Ｎｉ：０．７０％以下）
　Ｎｉは、本発明の実施形態において最も特徴的な元素である。Ｎｉが溶接時の最終凝固部に濃化し、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。また、Ｎｉは、クリープ変形中に炭窒化物のサイズを粗大化し、クリープ強度を劣化させる。よって、Ｎｉ量は０．７０％以下とする。Ｎｉ量は０．５０％以下とするのが好ましく、０．２０％以下とするのがより好ましい。
（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０．００６％以下とするのが好ましい。
（Ｓ：０．０１０％以下）
　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。よって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。Ｓ量は０．００７％以下とするのが好ましい。一方で、Ｓには溶接ビードのなじみ性やスラグ剥離性を改善する効果があり、この効果を得る場合は、Ｓ量を０．００２％以上とするのが好ましく、０．００３％以上とするのがより好ましい。
（Ｃｕ：０．３０％以下）
　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、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。Ａｌ量の増加は、ビードが焼付き、スラグ剥離性を劣化させる。また、溶接金属中の元素の歩留まりが向上し、強度が上昇し、結果的に靭性が劣化する。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。
（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。
（含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．５０～１．７５％）
　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量の合計量について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０．５０～１．７５％とする。含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量の下限は０．７０％とするのが好ましい。含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量の上限は１．１５％とするのが好ましく、１．００％とするのがより好ましい。
（含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上）
　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量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓを８７以上とすることが必要である。好ましくは、含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓを１００以上とし、より好ましくは１５０以上とする。
（残部）
　残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂｉなどが挙げられる。本発明の実施形態においては、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂは、例えば、それぞれ０．００５質量％以下、合計で０．０１５質量％以下であればよい。また、Ｐｂ、Ｂｉは、例えば、０．００１質量％以下であればよい。前記条件を満たす限りこれらの不可避不純物や、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てもよい（そのような態様も本発明の実施形態に係るワイヤの技術的範囲に含まれる。）。
　以上に説明した第１実施形態に係るワイヤは、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量とＳ量の比率（Ｍｎ／Ｓ）と、を前記範囲にそれぞれ制御している。そのため、このワイヤは、任意のフラックスと組み合わせて使用することにより、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ると共に、溶接作業性に優れたものとすることができる。
＜第２実施形態＞
　第２実施形態に係るワイヤと第１実施形態に係るワイヤの化学成分はほぼ同じであるが、第２実施形態に係るワイヤのＣ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎ、Ｎｉ、及びＳの各含有量と、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量とが、第１実施形態に係るワイヤと相違している。また、第２実施形態に係るワイヤは、Ｃｏを含有している点で第１実施形態に係るワイヤと相違している。
　具体的に、第２実施形態に係るワイヤは、ワイヤ全質量あたり、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１３％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．００％、Ｃｒ：８．００～１０．５０％、Ｍｏ：０．８５～１．２０％、Ｖ：０．１５～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．０８％、Ｃｏ：０．０５～０．８０％、Ｎ：０．０３～０．０７％含有し、且つ、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２～０．０１０％、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下であり、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．５０～１．１５％、含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることとしている。
　つまり、第２実施形態に係るワイヤは、Ｃ：０．０７～０．１３％、Ｍｎ：０．２０～１．００％、Ｎｂ：０．０２～０．０８％、Ｃｏ：０．０５～０．８０％、Ｎ：０．０３～０．０７％含有し、且つ、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｓ：０．００２～０．０１０％、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．５０～１．１５％としている点で、第１実施形態に係るワイヤと相違している。第２実施形態に係るワイヤにおけるその他の点は第１実施形態に係るワイヤと同様である。
　第２実施形態に係るワイヤにおけるＣ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎ、Ｎｉ、及びＳの各含有量と、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量とは、第１実施形態と数値範囲は異なっているものの、限定理由は第１実施形態に係るワイヤと同趣旨であるため、これらについての説明は省略し、ここではＣｏを限定した理由について説明する。
（Ｃｏ：０．０５～０．８０％）
　Ｃｏは、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量が少な過ぎるとその効果を発揮せず、多過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、Ｃｏ量は０．０５～０．８０％とするのが好ましい。クリープ強度と靭性をさらに両立するためには、Ｃｏ量を０．１０～０．７５％とするのがより好ましく、０．１０～０．５０％とするのがさらに好ましい。
（フラックス）
　ここで、第１実施形態及び第２実施形態において好適に用いることのできるフラックスについて説明する。
　第１実施形態及び第２実施形態に係るワイヤは、任意のフラックスと組み合わせて用いることができるが、以下に規定するフラックスと組み合わせて用いると好適である。
　このようなフラックスとしては、例えば、フラックス全質量あたり、質量％で、金属フッ化物（Ｆに換算した値）：１．５～１１％、金属炭酸塩（ＣＯ２に換算した値）：３～１５％、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２のうちの１種又は２種以上の合計：１０～６０％、ＳｉＯ２：５～２０％、Ｍｎ：２．５％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計：０．５～２．５％を含有しているのが好ましい。
（金属フッ化物（Ｆに換算した値）：１．５～１１％）
　金属フッ化物は、溶接金属の拡散性水素量を低減し、耐低温割れ性を向上する効果と、溶接金属中の酸素量をコントロールする役割と、ビード形状を整える効果とがある。本発明の実施形態に係るワイヤの場合、金属フッ化物をＦに換算した値が１．５％以上であると、溶接金属中の酸素量が低減し、靭性が向上する。また、金属フッ化物をＦに換算した値が１１％以下であると、アークが安定化し、ビード形状やスラグの剥離性が良くなる。従って、フラックス中の金属フッ化物をＦに換算した値は１．５～１１％であるのが好ましい。なお、金属フッ化物の下限は４％であるのがより好ましい。金属フッ化物の上限は９％であるのがより好ましい。金属フッ化物としては、ＣａＦ２、ＡｌＦ３、ＢａＦ３、Ｎａ３ＡｌＦ６、ＭｇＦ２及びＮａＦ等があるが、Ｆに換算した値が同じ場合、同様の効果を有する。
（金属炭酸塩（ＣＯ２に換算した値）：３～１５％）
　金属炭酸塩によるＣＯ２は、溶接金属の拡散性水素量を低減し、耐低温割れ性を向上する効果と、溶接金属中の酸素量をコントロールする役割を持つ。本発明の実施形態に係るワイヤの場合、このような効果を効率的に得るためには、金属炭酸塩をＣＯ２に換算した値を３％以上とするのが好ましい。また、金属炭酸塩をＣＯ２に換算した値が１５％以下であると、溶接金属中の酸素量が低下し、靱性が向上すると共に、スラグ剥離性が向上する。従って、金属炭酸塩をＣＯ２に換算した値は３～１５％であるのが好ましい。なお、金属炭酸塩の下限は５％であるのがより好ましい。金属炭酸塩の上限は１０％であるのがより好ましい。金属炭酸塩としてはＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３及びＭｇＣＯ３等があるが、ＣＯ２に換算した値が同じ場合、同様の効果を有する。
（ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２のうちの１種又は２種以上の合計：１０～６０％）
　ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２は、スラグ造滓剤である。これらのスラグ造滓剤は、スラグの流動性を向上させ、ビード形状を整える効果がある。本発明の実施形態に係るワイヤの場合、このような効果を効率的に得るためには、これらのうちの１種又は２種以上の合計を１０％以上とするのが好ましい。また、これらのうちの１種又は２種以上の合計が６０％以下であると、スラグ巻き込みが生じ難くなり、溶接作業性が向上する。従って、フラックス中のＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２のうちの１種又は２種以上の合計は１０～６０％であるのが好ましい。
　この他、フラックスには必要に応じて、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏ、ＬｉＯ２、ＢａＯなどを添加することができる。これらを添加する場合には、各々１０％以下とするのが好ましい。
（ＳｉＯ２：５～２０％）
　ＳｉＯ２は、スラグの流動性を向上させ、ビード形状を整える効果がある。本発明の実施形態に係るワイヤの場合、このような効果を効率的に得るためには、ＳｉＯ２量を５％以上とするのが好ましい。また、ＳｉＯ２量が２０％以下であると、スラグ巻き込みが生じ難くなり、溶接作業性が向上する。従って、フラックス中のＳｉＯ２量は５～２０％であるのが好ましい。なお、ＳｉＯ２量の下限は８％であるのがより好ましい。ＳｉＯ２量の上限は１５％であるのがより好ましい。このＳｉＯ２には、バインダーとして使用される水ガラスに由来のＳｉＯ２も含まれる。
（Ｍｎ：２．５％以下）
　フラックス中のＭｎは、ワイヤ中のＭｎと同様の効果を奏する。つまり、フラックス中のＭｎは脱酸剤として機能し、溶着金属の靭性を向上させる。しかしながら、フラックス中のＭｎは、溶着金属中で偏析し易いため、十分な効果が得られない場合がある。また、フラックス中のＭｎの多くは、スラグになるため、溶着金属に十分に歩留まらない場合がある。Ｍｎは、基本的にはワイヤから添加する方が性能面で安定する。よって、フラックス中のＭｎ量は２．５％以下であるのが好ましい。フラックス中のＭｎ量は２．０％以下であるのがより好ましい。
（Ｎｉ：０．１０％以下）
　フラックス中のＮｉは、ワイヤ中のＮｉと同様の効果を示し、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可能性がある。また、フラックス中のＮｉは、溶着金属中で偏析し易いため、局所的に高温割れ感受性を高める可能性がある。よって、フラックス中のＮｉ量は０．１０％以下であるのが好ましい。フラックス中のＮｉ量は０．０５％以下であるのがより好ましい。
（Ｓ：０．０１０％以下）
　フラックス中のＳは、ワイヤ中のＳと同様の効果を示し、高温割れ感受性を高める。また、フラックス中のＳは、溶着金属中で偏析し易いため、局所的に高温割れ感受性を高める可能性がある。よって、フラックス中のＳ量は０．０１０％以下であるのが好ましい。
（Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計：０．５～２．５％）
　フラックス中のＣａ、Ｓｉ、Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶着金属中のＯを低減する。本実施形態に係るワイヤの場合、フラックス中のＣａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計が０．５％以上であると、十分な脱酸効果が得られ、ビード外観が良好となる。また、フラックス中のＣａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計が２．５％以下であると、スラグ剥離性が向上する。よって、フラックス中のＣａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計は０．５～２．５％とするのが好ましい。
（ワイヤとフラックスの化学成分の関係）
　第２実施形態に係るワイヤは、ワイヤとフラックスの化学成分の関係が、下記の関係式を満たしていることが好ましい。
（Ｍｎ及びＮｉについて）
　第２実施形態に係るワイヤは、前記したワイヤの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗとし、フラックスの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｆ、［Ｎｉ］Ｆとした場合に、以下の関係式（１）～（３）を満たすことが好ましい。
０．５５％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ≦１．００％　…（１）
［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦０．５０％　…（２）
０．６０％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦１．１５％　…（３）
　前記関係式（１）は、本発明の実施形態に係るワイヤにおいて、ワイヤ及びフラックス中のＭｎの歩留まりを考慮したものである。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量が少な過ぎると所定の靭性が得られないおそれがある。また、溶着金属のＭｎ量が少な過ぎると軟質な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おそれがある。一方で、溶着金属中のＭｎ量が多過ぎると、炭窒化物を不安定化させ、クリープ強度を劣化させるおそれがある。よって、前記関係式（１）で示すように、算出される値の範囲は０．５５～１．００％であるのが好ましい。前記関係式（１）で算出される値の下限は０．６０％であるのがより好ましい。前記関係式（１）で算出される値の上限は０．８０％であるのがより好ましい。
　前記関係式（２）は、本発明の実施形態に係るワイヤにおいて、ワイヤ及びフラックス中のＮｉの歩留まりを考慮したものである。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おそれがある。よって、前記関係式（２）で示すように、算出される値は０．５０％以下であるのが好ましい。前記関係式（２）で算出される値は０．２０％以下であるのがより好ましい。
　前記関係式（３）は、本発明の実施形態に係るワイヤにおいて、ワイヤ及びフラックス中のＭｎ、Ｎｉの歩留まりを考慮したものである。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のが好ましく、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量の合計量の上限を規定するのが好ましい。よって、前記関係式（３）で示すように、算出される値の範囲は０．６０～１．１５％であるのが好ましい。第２実施形態における前記関係式（３）で算出される値の下限は０．７０％であるのがより好ましい。前記関係式（３）で算出される値の上限は１．００％であるのがより好ましい。
（Ｐｂ及びＢｉについて）
　前記したワイヤ及びフラックスは、Ｐｂ及びＢｉのうちの少なくとも１種を不純物成分として含み得るものである。
　この場合において、本発明の実施形態に係るワイヤは、前記したワイヤの成分のＰｂ量（ｐｐｍ（質量ｐｐｍの意味である。以下同じ。））、Ｂｉ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐｂ］Ｗ、［Ｂｉ］Ｗとし、フラックスの成分のＰｂ量（ｐｐｍ）、Ｂｉ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐｂ］Ｆ、［Ｂｉ］Ｆとした場合に、以下の関係式（４）を満たすことが好ましい。
［Ｐｂ］Ｗ＋［Ｂｉ］Ｗ＋０．２×［Ｐｂ］Ｆ＋０．２×［Ｂｉ］Ｆ≦２．０ｐｐｍ…（４）
　前記関係式（４）は、本発明の実施形態に係るワイヤにおいて、ワイヤ中及びフラックス中のＰｂ、Ｂｉの歩留まりを考慮したものである。Ｐｂ及びＢｉは、焼戻しにより、結晶粒界に偏析し脆化する元素であり、著しく靭性を劣化させるおそれがある。よって、前記関係式（４）で示すように、算出される値は２．０ｐｐｍ以下であるのが好ましい。前記関係式（４）で算出される値は１．５ｐｐｍ以下であるのがより好ましい。
（Ｐ、Ｓｎ、Ａｓ及びＳｂについて）
　また、前記したワイヤ及びフラックスは、Ｐ、Ｓｎ、Ａｓ及びＳｂのうちの少なくとも１種を不純物成分として含み得るものである。
　この場合において、本発明の実施形態に係るワイヤは、前記したワイヤの成分のＰ量（ｐｐｍ）、Ｓｎ量（ｐｐｍ）、Ａｓ量（ｐｐｍ）、Ｓｂ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐ］Ｗ、［Ｓｎ］Ｗ、［Ａｓ］Ｗ、［Ｓｂ］Ｗとし、フラックスの成分のＰ量（ｐｐｍ）、Ｓｎ量（ｐｐｍ）、Ａｓ量（ｐｐｍ）、Ｓｂ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐ］Ｆ、［Ｓｎ］Ｆ、［Ａｓ］Ｆ、［Ｓｂ］Ｆとした場合に、以下の関係式（５）～（７）を満たすことが好ましい。なお、Ｐは、先の説明では「％」で規定している。従って、Ｐについては、下記の関係式（５）～（７）を計算するにあたって「ｐｐｍ」に換算する。なお、１％＝１００００ｐｐｍに換算される。
Ｘ＝１０×［Ｐ］Ｗ＋４×［Ｓｎ］Ｗ＋［Ａｓ］Ｗ＋５×［Ｓｂ］Ｗ　…（５）
Ｙ＝１０×［Ｐ］Ｆ＋４×［Ｓｎ］Ｆ＋［Ａｓ］Ｆ＋５×［Ｓｂ］Ｆ　…（６）
Ｘ＋０．２×Ｙ≦１５００ｐｐｍ　…（７）
　前記関係式（５）、（６）を代入して求められる関係式（７）は、本実施形態に係るワイヤにおいて、ワイヤ中及びフラックス中におけるＰ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂの歩留まりを考慮したものである。Ｐ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂは、焼戻しにより、結晶粒界に偏析し脆化する元素であり、著しく靭性を劣化させるおそれがある。よって、前記関係式（５）、（６）を代入して求められる関係式（７）で算出される値は１５００ｐｐｍ以下であるのが好ましい。前記関係式（７）で算出される値は１２００ｐｐｍ以下であるのがより好ましい。
（残部）
　本発明で用いることのできるフラックスの成分組成におけるその他の残部には、その他の金属として、例えば、金属Ｆｅ、金属Ｍｏ、金属Ｗ、金属Ｃｕなどを本発明の効果を妨げない範囲で含有してもよい。なお、これらの成分は、単体として存在してもよいし、合金として存在していてもよい。
　また、その他の残部は、不可避不純物である。不可避不純物として、例えば、Ｔａ、Ｂなどが本発明の効果を妨げない範囲で含有されていてもよい。これらの不可避不純物は、天然鉱物を原料とするため含有されるものである。不可避不純物は前記した所定の含有量を超えなければ、不可避不純物として含有される場合だけではなく、積極的に添加される場合であっても、本発明の効果を妨げない。
　また、必須元素ではない金属Ｆｅ、金属Ｍｏ、金属Ｗ、金属Ｃｕなどについては、積極的に添加してもよいが、不可避不純物として含まれていてもよい。
（第２実施形態に係るサブマージアーク溶接方法）
　第２実施形態に係るサブマージアーク溶接方法は、第２実施形態で説明したワイヤ及びフラックスを組み合わせて行えばよく、特定の条件に限定されないが、次のようにして行うことができる。
　例えば、２～４つの電極（ワイヤ）を用いた多電極法とすることができ、電極が１つである単電極法とすることもできる。ワイヤ径は２．４～４．８ｍｍφとすることができる。電源極性はＤＣＥＰ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ　Ｐｏｓｉｔｉｖｅ）、ＡＣ（Ａｌｔｅｒｎａｔｉｎｇ　Ｃｕｒｒｅｎｔ）のいずれでも構わない。ワイヤ送給速度は１００～１７０ｇ／ｍｉｎとすることができる。溶接速度は２０～６０ｃｍ／ｍｉｎとすることができる。溶接電流３５０～５００Ａとすることができる。アーク電圧は２９～３３Ｖとすることができる。溶接入熱は１５～２５ｋＪ／ｃｍとすることができる。フラックスの散布高さは２５～３５ｍｍとすることができる。チップ／母材間距離は２５～３５ｍｍとすることができる。
　第２実施形態に係るサブマージアーク溶接方法は、第２実施形態で説明したワイヤ及びフラックスを組み合わせて用いているので、クリープ性能、靭性、耐割れ性、溶接作業性に優れたものとすることができる。
＜第３実施形態＞
　第３実施形態に係るワイヤと第１実施形態に係るワイヤの化学成分はほぼ同じであるが、第３実施形態に係るワイヤのＣ量と、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量と、含有するＣ量とＮ量の合計量とを、所定の範囲としている点で、第１実施形態に係るワイヤと相違している。また、第３実施形態に係るワイヤは、ワイヤの成分のＶ量、Ｎｂ量、Ｃ量、Ｎ量、Ｎｉ量、Ｍｎ量、Ａｌ量から算出される所定の値が関係式（８）を満たすこととしている点で、第１実施形態に係るワイヤと相違している。
　具体的に、第３実施形態に係るワイヤは、ワイヤ全質量あたり、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％含有し、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．４０％、Ｃｒ：８．００～１０．５０％、Ｍｏ：０．８５～１．２０％、Ｖ：０．１５～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．０９％、Ｎ：０．０３～０．０９％含有し、且つ、Ｎｉ：０．７０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｂ：０．００１５％以下、Ｏ：０．０３０％以下であり、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０～１．７５％、含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、含有するＣ量とＮ量の合計量：０．０９～０．１５％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることとしている。
　つまり、第３実施形態に係るワイヤは、Ｃ：０．０３～０．０８％含有し、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０～１．７５％、含有するＣ量とＮ量の合計量：０．０９～０．１５％としている点で、第１実施形態に係るワイヤと相違している。第３実施形態に係るワイヤにおけるＣ量と、含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量とは、第１実施形態よりも数値範囲は狭くなっているものの、限定理由は第１実施形態に係るワイヤと同趣旨であるため、これらについての説明は省略し、ここでは含有するＣ量とＮ量の合計量について説明する。
（含有するＣ量とＮ量の合計量：０．０９～０．１５％）
　靭性の確保、クリープ強度確保の観点から、含有するＣ量とＮ量の合計量を管理することが有効である。本実施形態に係るワイヤの場合、Ｃ量とＮ量の合計量が０．０９％以上であると、クリープ強度が向上する。また、Ｃ量とＮ量の合計量が０．１５％以下であると、靱性が向上する。従って、含有するＣ量とＮ量の合計量は０．０９～０．１５％であるのが好ましい。含有するＣ量とＮ量の合計量の下限は０．１０％とするのがより好ましい。含有するＣ量とＮ量の合計量の上限は０．１４％とするのがより好ましい。
（Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、及びＡｌについて）
　また、第３実施形態に係るワイヤは、前記ワイヤの成分のＶ量（％）、Ｎｂ量（％）、Ｃ量（％）、Ｎ量（％）、Ｎｉ量（％）、Ｍｎ量（％）、Ａｌ量（％）をそれぞれ［Ｖ］Ｗ、［Ｎｂ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、［Ｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ａｌ］Ｗとした場合に、下記関係式（８）を満たすのが好ましい。
（［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｗ）×１００≧５％　…（８）
　前記関係式（８）は、長時間ＰＷＨＴ後のクリープ性能を確保することを考慮したものである。本実施形態に係るワイヤは、ＮｂやＶを主体とした炭窒化物を積極的に析出させるように設計されている。これらの炭窒化物は、長時間ＰＷＨＴ後でも微細に保たれており、クリープ性能の確保に有効である。本式の分子は、有効な析出物の量を表す項であり、分母は、析出物の粗大化に影響を及ぼす項である。つまり、前記関係式（８）で算出される値が大きいほど、クリープ性能に有効な析出物の量、サイズを確保できる。関係式（８）で算出される値は、好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上である。
（フラックス）
　第３実施形態においても前記したフラックスを同様に好適に用いることができる。
　第３実施形態に係るワイヤと共に前記したフラックスを用いる場合、ワイヤとフラックスの化学成分の関係は、下記の関係式を満たすことが好ましい。
　第３実施形態に係るワイヤは、前記したフラックスの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｆ、［Ｎｉ］Ｆとした場合に、以下の関係式（９）～（１２）を満たすことが好ましい。なお、［Ｖ］Ｗ、［Ｎｂ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、［Ｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ａｌ］Ｗは関係式（８）と同義である。
０．５５％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ≦１．００％　…（９）
［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦０．７０％　…（１０）
０．６０％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦１．４５％　…（１１）
（［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ）×１００≧５％　…（１２）
　前記関係式（９）は、第２実施形態で説明した関係式（１）と全く同様である。
　前記関係式（１０）は、関係式（２）よりも数値範囲は広くなっているものの、これを規定した趣旨は第２実施形態で説明した関係式（２）と同じ理由による。すなわち、前記関係式（１０）は、第３実施形態において、ワイヤ及びフラックス中のＮｉの歩留まりを考慮したものである。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おそれがある。よって、第３実施形態における前記関係式（１０）で示すように、算出される値は０．７０％以下であるのが好ましい。前記関係式（１０）で算出される値は０．５０％以下であるのがより好ましい。前記関係式（１０）で算出される値は０．３０％以下であるのがさらに好ましい。
　前記関係式（１１）は、関係式（３）よりも数値範囲は広くなっているものの、これを規定した趣旨は第２実施形態で説明した関係式（３）と同じ理由による。すなわち、前記関係式（１１）は、第３実施形態において、ワイヤ及びフラックス中のＭｎ、Ｎｉの歩留まりを考慮したものである。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のが好ましく、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量の合計量の上限を規定するのが好ましい。よって、第３実施形態における前記関係式（１１）で示すように、算出される値の範囲は０．６０～１．４５％であるのが好ましい。第３実施形態における前記関係式（１１）で算出される値の下限は０．７０％であるのがより好ましい。第３実施形態における前記関係式（１１）で算出される値の上限は１．３５％であるのがより好ましい。
　関係式（１２）を規定した趣旨は、関係式（８）と同じ理由による。なお、関係式（１２）は、関係式（８）について、ワイヤ及びフラックス中のＭｎ、Ｎｉの歩留まりをさらに考慮したものである。前記関係式（１２）を満たすようにすると、リアクタなどの製作において、ワイヤとフラックスとを組み合わせて溶接した場合であっても、長時間行われるＰＷＨＴによってクリープ強度が低下し難い。すなわち、前記関係式（１２）を満たすワイヤ及びフラックスとすると、リアクタの製作に好適に用いることができる。
（Ｃｏ）
　第３実施形態に係るワイヤは、第２実施形態と同様、Ｃｏ：０．０５～０．８０％を含有していてもよい。Ｃｏを含有する意義及び含有量を限定する理由は第２実施形態で述べたとおりである。
　なお、第３実施形態に係るワイヤがＣｏを含有する場合、前記したフラックスを組み合わせて用いることができる。その場合、以下の関係式（１３）を満たすのが好ましい。なお、［Ｃｏ］Ｗはワイヤの成分のＣｏ量（％）を示す。［Ｖ］Ｗ、［Ｎｂ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、［Ｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ａｌ］Ｗは関係式（８）と同義であり、［Ｍｎ］Ｆ、［Ｎｉ］Ｆは関係式（１２）と同義である。
（［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ＋［Ｃｏ］Ｗ）×１００≧５％　…（１３）
　関係式（１３）を規定した趣旨は、関係式（８）と同じ理由による。なお、関係式（１３）は、関係式（８）について、ワイヤ及びフラックス中のＭｎ、Ｎｉの歩留まりと共に、ワイヤのＣｏの歩留まりを考慮したものである。前記関係式（１３）を満たすようにすると、リアクタなどの製作において、ワイヤとフラックスとを組み合わせて溶接した場合であっても、長時間行われるＰＷＨＴによってクリープ強度が低下し難い。すなわち、前記関係式（１３）を満たすワイヤ及びフラックスとすると、リアクタの製作に好適に用いることができる。
（第３実施形態に係るサブマージアーク溶接方法）
　第３実施形態に係るサブマージアーク溶接方法は、第３実施形態で説明したワイヤ及びフラックスを組み合わせて行えばよい。第３実施形態に係るサブマージアーク溶接方法は、例えば前記した第２実施形態に係るサブマージアーク溶接方法と同一の条件を用いることができる。
　第３実施形態に係るサブマージアーク溶接方法は、第３実施形態で説明したワイヤ及びフラックスを組み合わせて用いているので、クリープ性能、靭性、耐割れ性、溶接作業性に優れたものとすることができる。また、第３実施形態に係るサブマージアーク溶接方法によって溶接されると、長時間行われるＰＷＨＴによってクリープ強度が低下し難い。従って、第３実施形態に係るサブマージアーク溶接方法は、特にリアクタの製作に好適に適用することができる。
〔第１実施例〕
　以下に、本発明の効果を示す実施例と比較例を参照し、本発明の内容を具体的に説明する。
　表１に示した化学成分を有するワイヤと、表２に示した化学成分を有するフラックスとを製造した。
　溶接ワイヤは、高周波溶解炉にて溶解後に、押出し、焼鈍、伸線を実施し、２．４ｍｍφとした。ワイヤ番号１～１３は、実施例であり、ワイヤ番号１４～３７は、比較例である。
　フラックスは、所定原料（フッ化物、金属炭酸塩を含む鉱石粉、溶融フラックス）を混合し、攪拌した後、水ガラスを用いて造粒し、５００℃で約１時間焼結した。フラックス番号１～５は、実施例であり、フラックス番号６～１０は、比較例である。なお、表１、２中、「－」は、検出限界値未満であることを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１に示した番号１～３７に係るワイヤと、表２に示した番号１～１０に係るフラックスとを表４に示すようにして組み合わせ、溶接した。溶接電源は、垂下特性を示す株式会社ダイヘン製ＫＲＵＭＣ－１０００を使用した。表３に、サブマージアーク溶接の溶接条件を示す。また、図１に、溶接試験を実施した試験板の開先形状を示す。なお、試験板の母材はＡＳＴＭ　Ａ３８７　Ｇｒ．２２を用いた。開先面内はワイヤで厚さ１０ｍｍ程度にバタリングした。溶接は、初層から１層２パスで積層し、溶接作業性の確認試験として、最終層におけるビード外観、スラグ剥離性を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　また、溶接試験体を作製後、７６０℃×４ｈｒのＰＷＨＴを施した。溶接試験体の溶着金属部のクリープ性能及び衝撃性能を評価した。試験片の採取部は、デポ中央（溶着金属中央）及び板厚中央部とした。
（溶接作業性）
　溶接作業性の確認試験は、ビード外観に優れ、スラグが容易に剥離したものを「〇」、ビード外観が劣っていたり、スラグが付着し、剥離が困難だったりしたものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
（耐高温割れ性）
　図２のようなＵ溝に２層３パスの溶接を実施し、最終パスにおける割れの有無を確認した。なお、試験板の母材はＡＳＴＭ　Ａ３８７　Ｇｒ．９１を用いた。割れの評価方法は、表面における割れ発生の有無をＪＩＳ　Ｚ　２３４３：２００１に準じて浸透探傷試験で評価した。割れが発生していないものを「○」、発生しているものを「×」と評価した。○が合格、×が不合格である。
（靭性）
　全溶着金属の靭性を評価するためＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準じて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の試験片採取位置１０及びクリープ試験片の試験片採取位置２０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（ｖＥ＋２０℃）の３点平均が６５Ｊ以上のものを「◎」、４５Ｊ以上６５Ｊ未満のものを「○」、４５Ｊ未満のものを「×」と評価した。◎及び○が合格、×が不合格である。
（クリープ性能）
　全溶着金属のクリープ性能を評価するためＪＩＳ　Ｚ　２２７１：２０１０に準じてクリープ試験を行った。
　全溶着金属のクリープ性能の評価には、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４Ａ及び図４Ｂ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１０００ｈ以上のものを「◎」、６００ｈ以上１０００ｈ未満のものを「○」、６００ｈ未満のものを「×」と評価した。◎及び○が合格、×が不合格である。
　表４に、溶接に用いたワイヤとフラックスの組み合わせを示すと共に、溶接作業性、耐高温割れ性、靭性、クリープ性能の評価結果を示す。なお、表４中、「－」は、関係式に関する元素が検出限界未満であったため算出できなかったことを示す。
　ここで、溶接作業性、耐高温割れ性の評価結果が「○」であり、靭性、クリープ性能の評価結果が「◎」であるものを総合評価「◎」と評価した。
　溶接作業性、耐高温割れ性の評価結果が「○」であり、靭性又はクリープ性能の評価結果が「○」であるものを総合評価「○」と評価した。
　溶接作業性、耐高温割れ性、靭性、クリープ性能の評価結果のうちで少なくとも１つ「×」があるものを総合評価「×」と評価した。
　なお、今回の検討中に、ワイヤ及びフラックス中のＭｎとＮｉに関する知見（すなわち、所定の関係式）が見出されたので、当該知見についても併せて示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４のＮｏ．１～１４に係る溶接試験体は、本発明の要件を満たしていたので、溶接作業性、耐高温割れ性、靭性、クリープ性能の評価結果が優れていた（実施例）。
　特に、Ｎｏ．１～４、６～８、１０に係る溶接試験体は、ワイヤ成分及びフラックス成分が好適であり、ワイヤの成分のＭｎ量（％（質量％の意味である。以下同じ。））、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗとし、フラックスの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｆ、［Ｎｉ］Ｆとした場合に、以下の関係式（１）～（３）を満たしていた。これらの溶接試験体は、特に、関係式（１）を満たしており、また、ワイヤの成分にＣｏを含有していた。
０．５５％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ≦１．００％　…（１）
［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦０．５０％　…（２）
０．６０％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦１．１５％　…（３）
　そのため、Ｎｏ．１～４、６～８、１０に係る溶接試験体は、溶接作業性、耐高温割れ性の評価結果が「○」、靭性、クリープ性能の評価結果が「◎」であり、総合評価が「◎」となった。つまり、これらはより良好な態様であることが分かった。
　その一方で、Ｎｏ．１５～４３に係る溶接試験体は、本発明の要件を満たしていなかったので、溶接作業性、耐高温割れ性、靭性、クリープ性能のうちのいずれかの評価結果が劣っていた（比較例）。これらは総合評価が「×」であった。
　具体的には、Ｎｏ．１５に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号１４に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．１５に係る溶接試験体は、ワイヤのＣ量が多過ぎたので、耐高温割れ性、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．１６に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号１５に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．１６に係る溶接試験体は、ワイヤのＳｉ量が少な過ぎたので、溶接作業性、靭性、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．１７に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号１６に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．１７に係る溶接試験体は、ワイヤのＳｉ量が多過ぎたので、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．１８に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号１７に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．１８に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ量が少な過ぎたので、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．１９に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号１８に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．１９に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ量が多過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。なお、ワイヤ番号１８に係るワイヤは、ワイヤの含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量（Ｍｎ＋Ｎｉ量）が請求項１を満たすものの、請求項２は満たさない例である。
　Ｎｏ．２０に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号１９に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２０に係る溶接試験体は、ワイヤのＮｉ量が多過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。なお、ワイヤ番号１９に係るワイヤは、Ｍｎ＋Ｎｉ量が請求項１を満たすものの、請求項２は満たさない例である。
　Ｎｏ．２１に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２０に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２１に係る溶接試験体は、ワイヤの含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量（Ｍｎ＋Ｎｉ量）が少な過ぎたので、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．２２に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２１に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２２に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ＋Ｎｉ量が多過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。なお、ワイヤ番号２１に係るワイヤは、Ｍｎ量及びＮｉ量がそれぞれ請求項１を満たすものの、請求項２は満たさない例である。
　Ｎｏ．２３に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２２に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２３に係る溶接試験体は、ワイヤのＳ量が多過ぎると共に、ワイヤの含有するＭｎ量とＳ量の比率（Ｍｎ／Ｓ）が低過ぎたので、耐高温割れ性、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．２４に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２３に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２４に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ／Ｓが低過ぎたので、耐高温割れ性が劣っていた。
　Ｎｏ．２５に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２４に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２５に係る溶接試験体は、ワイヤのＰ量が多過ぎたので、耐高温割れ性、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．２６に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２５に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２６に係る溶接試験体は、ワイヤのＣｕ量が多過ぎたので、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．２７に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２６に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２７に係る溶接試験体は、ワイヤのＣｒ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．２８に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２７に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２８に係る溶接試験体は、ワイヤのＣｒ量が多過ぎたので、耐高温割れ性、靭性、クリープ性能が劣っていた。また、Ｎｏ．２８に係る溶接試験体は、焼付きが多く、スラグ剥離性が劣化した。そのため、Ｎｏ．２８に係る溶接試験体は、溶接作業性が劣っていた。
　Ｎｏ．２９に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２８に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．２９に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｏ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．３０に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号２９に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３０に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｏ量が多過ぎたので、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．３１に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号３０に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３１に係る溶接試験体は、ワイヤのＶ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．３２に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号３１に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３２に係る溶接試験体は、ワイヤのＶ量が多過ぎたので、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．３３に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号３２に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３３に係る溶接試験体は、ワイヤのＡｌ量が多過ぎたので、溶接作業性、靭性、クリープ性能が劣っていた。なお、ワイヤ番号３２に係るワイヤは、Ｍｎ＋Ｎｉ量が請求項１を満たすものの、請求項２は満たさない例である。
　Ｎｏ．３４に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号３３に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３４に係る溶接試験体は、ワイヤのＢ量が多過ぎたので、耐高温割れ性が劣っていた。
　Ｎｏ．３５に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号３４に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３５に係る溶接試験体は、ワイヤのＮｂ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．３６に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号３５に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３６に係る溶接試験体は、ワイヤのＮｂ量が多過ぎたので、靭性が劣っていた。また、Ｎｏ．３６に係る溶接試験体は、焼付きが多く、スラグ剥離性が劣化した。そのため、Ｎｏ．３６に係る溶接試験体は、溶接作業性が劣っていた。
　Ｎｏ．３７に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号３６に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３７に係る溶接試験体は、ワイヤのＮ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．３８に係る溶接試験体は、表１のワイヤ番号３７に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．３８に係る溶接試験体は、ワイヤのＯ量が多過ぎたので、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．３９に係る溶接試験体は、表２のフラックス番号６に係るフラックスを使用している。Ｎｏ．３９に係る溶接試験体は、フラックスのＭｎ量が多過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．４０に係る溶接試験体は、表２のフラックス番号７に係るフラックスを使用している。Ｎｏ．４０に係る溶接試験体は、フラックスのＮｉ量が多過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．４１に係る溶接試験体は、表２のフラックス番号８に係るフラックスを使用している。Ｎｏ．４１に係る溶接試験体は、フラックスのＳ量が多過ぎたので、耐高温割れ性が劣っていた。
　Ｎｏ．４２に係る溶接試験体は、表２のフラックス番号９に係るフラックスを使用している。Ｎｏ．４２に係る溶接試験体は、フラックスのＣａ、Ｓｉ、Ａｌの合計量が少な過ぎたので、ポックマークが多く、溶接作業性が劣っていた。
　Ｎｏ．４３に係る溶接試験体は、表２のフラックス番号１０に係るフラックスを使用している。Ｎｏ．４３に係る溶接試験体は、フラックスのＣａ、Ｓｉ、Ａｌの合計量が多過ぎたので、焼付きが多く、スラグ剥離性が劣化した。そのため、Ｎｏ．４３に係る溶接試験体は、溶接作業性が劣っていた。
〔第２実施例〕
　表５に示した化学成分を有するワイヤと、表６に示した化学成分を有するフラックスとを製造した。
　溶接ワイヤは、高周波溶解炉にて溶解後に、押出し、焼鈍、伸線を実施し、３．２ｍｍφとした。ワイヤ番号３８～５２は、実施例であり、ワイヤ番号５３～６６は、比較例である。
　フラックスは、所定原料（フッ化物、金属炭酸塩を含む鉱石粉、溶融フラックス）を混合し、攪拌した後、水ガラスを用いて造粒し、５００℃で約１時間焼結した。フラックス番号１１～１３は、実施例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５に示した番号３８～６６に係るワイヤと、表６に示した番号１１～１３に係るフラックスと、を表８に示すようにして組み合わせ、溶接した。表７に、サブマージアーク溶接の溶接条件を示す。溶接電源は、〔第１実施例〕と同様のものを用いた。また、溶接試験を実施した試験板の開先形状も〔第１実施例〕で述べたのと同様とした（図１参照）。溶接は、初層から１層２パスで積層し、溶接作業性の確認試験として、最終層におけるビード外観、スラグ剥離性を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　溶接試験体を作製後、各溶接試験体につき、７５０℃×８ｈｒのＰＷＨＴを施した群と、７５０℃×３２ｈｒのＰＷＨＴを施した群と、を用意した。そして、溶接試験体の溶着金属部の衝撃性能は、７５０℃×８ｈｒのＰＷＨＴを施した群を用いて評価した。また、溶接試験体のクリープ性能は、７５０℃×３２ｈｒのＰＷＨＴを施した群を用いて評価した。なお、試験片の採取部は、デポ中央（溶着金属中央）及び板厚中央部とした。
　溶接作業性及び耐高温割れ性の評価を〔第１実施例〕と同様にして行った。
　靭性及びクリープ性能については、以下のようにして評価した。
（靭性）
　全溶着金属の靭性を評価するためＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準じて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０℃、試験数は３としてその平均値を求めた。なお、〔第１実施例〕と同様にして、シャルピー衝撃試験片及びクリープ試験片を採取した（図３参照）。
　全溶着金属の靭性は、０℃におけるシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー（ｖＥ＋０℃）の３点平均が、５０Ｊ以上のものを「◎」、３８Ｊ以上５０Ｊ未満のものを「○」、３８Ｊ未満のものを「×」と評価した。◎及び○が合格、×が不合格である。
（クリープ性能）
　全溶着金属のクリープ性能を評価するためＪＩＳ　Ｚ　２２７１：２０１０に準じてクリープ試験を行った。
　全溶着金属のクリープ性能の評価には、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。クリープ試験片の形状は、〔第１実施例〕と同様とした（図４Ａ及び図４Ｂ参照）。
　クリープ試験は、試験温度を５７５℃、初期負荷応力を１７０ＭＰａとし、クリープ破断時間（Ｔｒ）が５００ｈ以上のものを「◎」、２００ｈ以上５００ｈ未満のものを「○」、２００ｈ未満のものを「×」と評価した。◎及び○が合格、×が不合格である。
　表８に、溶接に用いたワイヤとフラックスの組み合わせを示すと共に、溶接作業性、耐高温割れ性、靭性、クリープ性能の評価結果を示す。
　ここで、溶接作業性、耐高温割れ性の評価結果が「○」であり、靭性、クリープ性能の評価結果が「◎」であるものを総合評価「◎」と評価した。
　溶接作業性、耐高温割れ性の評価結果が「○」であり、靭性又はクリープ性能の評価結果が「○」であるものを総合評価「○」と評価した。
　溶接作業性、耐高温割れ性、靭性、クリープ性能の評価結果のうちで少なくとも１つ「×」があるものを総合評価「×」と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８のＮｏ．４４～５８に係る溶接試験体は、本発明の要件を満たしていたので、溶接作業性、耐高温割れ性、靭性が優れていると共に、長時間のＰＷＨＴを施した後のクリープ性能の評価結果が優れていた（実施例）。特に、Ｎｏ．４４、４５、４７～４９、５１、５２、５４、５５、５７、５８に係る溶接試験体は、長時間のＰＷＨＴを施した後のクリープ性能の評価結果が優れていた。
　その一方で、Ｎｏ．５９～７２に係る溶接試験体は、本発明の要件を満たしていなかったので、溶接作業性、耐高温割れ性、靭性、クリープ性能のうちのいずれかの評価結果が劣っていた（比較例）。これらは総合評価が「×」であった。
　具体的には、Ｎｏ．５９に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号５３に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．５９に係る溶接試験体は、ワイヤのＣ量が多過ぎたので、耐高温割れ性が劣っていた。また、Ｎｏ．５９に係る溶接試験体は、ワイヤの含有するＣ量とＮ量の合計量（Ｃ＋Ｎ量）が多過ぎたので、これによっても耐高温割れ性が劣っていた。
　Ｎｏ．６０に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号５４に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６０に係る溶接試験体は、ワイヤのＣ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．６１に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号５５に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６１に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ量が多過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。また、Ｎｏ．６１に係る溶接試験体は、関係式（８）を満たさなかったので、これによってもクリープ性能が劣ることになった。
　Ｎｏ．６２に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号５６に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６２に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ量が少な過ぎると共に、ワイヤの含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量（Ｍｎ＋Ｎｉ量）が少な過ぎたので、靭性が劣っていた。また、Ｎｏ．６２に係る溶接試験体は、クリープ性能も劣っていた。
　Ｎｏ．６３に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号５７に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６３に係る溶接試験体は、ワイヤのＮｂ量が多過ぎたので、靭性が劣っていた。また、Ｎｏ．６３に係る溶接試験体は、焼付きが多く、スラグ剥離性が劣化した。そのため、Ｎｏ．６３に係る溶接試験体は、溶接作業性が劣っていた。
　Ｎｏ．６４に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号５８に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６４に係る溶接試験体は、ワイヤのＮｂ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。また、Ｎｏ．６４に係る溶接試験体は、関係式（８）を満たさなかったので、これによってもクリープ性能が劣ることになった。
　Ｎｏ．６５に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号５９に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６５に係る溶接試験体は、ワイヤのＮ量が多過ぎたので、靭性が劣っていた。また、Ｎｏ．６５に係る溶接試験体は、溶接作業性も劣っていた。
　Ｎｏ．６６に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号６０に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６６に係る溶接試験体は、ワイヤのＮ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。
　Ｎｏ．６７に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号６１に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６７に係る溶接試験体は、フラックスのＮｉ量が多過ぎたので、耐高温割れ性が劣っていた。
　Ｎｏ．６８に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号６２に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６８に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ＋Ｎｉ量が多過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。また、Ｎｏ．６８に係る溶接試験体は、関係式（８）を満たさなかったので、これによってもクリープ性能が劣ることになった。
　Ｎｏ．６９に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号６３に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．６９に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ＋Ｎｉ量が少な過ぎたので、靭性が劣っていた。
　Ｎｏ．７０に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号６４に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．７０に係る溶接試験体は、ワイヤの含有するＣ量とＮ量の合計量（Ｃ＋Ｎ量）が多過ぎたので、耐高温割れ性が劣っていた。
　Ｎｏ．７１に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号６５に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．７１に係る溶接試験体は、ワイヤの含有するＣ＋Ｎ量が少な過ぎたので、クリープ性能が劣っていた。また、Ｎｏ．７１に係る溶接試験体は、関係式（８）を満たさなかったので、これによってもクリープ性能が劣ることになった。
　Ｎｏ．７２に係る溶接試験体は、表５のワイヤ番号６６に係るワイヤを使用している。Ｎｏ．７２に係る溶接試験体は、ワイヤのＭｎ／Ｓが低過ぎたので、耐高温割れ性が劣っていた。
〔第３実施例；不純物成分の影響〕
　表１のワイヤ番号１と、表２のフラックス番号３の成分をベースとして、不純物量を変化させたワイヤ及びフラックスを作製した。表９に示すワイヤ番号１－２とワイヤ番号１－３、及び、表１０に示すフラックス番号３－２とフラックス番号３－３は、意図的に不純物を増加させた成分系である。なお、表９に示すワイヤ番号１－１は、ワイヤ番号１の不純物成分を示しており、表１０に示すフラックス番号３－１は、フラックス番号１の不純物成分を示している。表９に示すＸ及び表６に示すＹはそれぞれ後記する関係式（５）、（６）により算出した値である。
　表９に示した番号１－１～１－３に係るワイヤと、表１０に示した番号３－１～３－３に係るフラックスとを表１１に示すようにして組み合わせて溶接し、ＰＷＨＴを施して表１１のＮｏ．７３～７５に係る溶接試験体を得た。なお、溶接及びＰＷＨＴは〔第１実施例〕で述べたのと同様にして行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　そして、〔第１実施例〕で述べたのと同様の方法により、靭性の評価を行った。その結果を表１１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　表１１に示すように、Ｎｏ．７３に係る溶接試験体は、ワイヤの成分のＰｂ量（ｐｐｍ）、Ｂｉ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐｂ］Ｗ、［Ｂｉ］Ｗとし、フラックスの成分のＰｂ量（ｐｐｍ）、Ｂｉ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐｂ］Ｆ、［Ｂｉ］Ｆとした場合に、以下の関係式（４）を満たしていた。
［Ｐｂ］Ｗ＋［Ｂｉ］Ｗ＋０．２×［Ｐｂ］Ｆ＋０．２×［Ｂｉ］Ｆ≦２．０ｐｐｍ　…（４）
　また、Ｎｏ．７３に係る溶接試験体は、ワイヤの成分のＰ量（ｐｐｍ）、Ｓｎ量（ｐｐｍ）、Ａｓ量（ｐｐｍ）、Ｓｂ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐ］Ｗ、［Ｓｎ］Ｗ、［Ａｓ］Ｗ、［Ｓｂ］Ｗとし、フラックスの成分のＰ量（ｐｐｍ）、Ｓｎ量（ｐｐｍ）、Ａｓ量（ｐｐｍ）、Ｓｂ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐ］Ｆ、［Ｓｎ］Ｆ、［Ａｓ］Ｆ、［Ｓｂ］Ｆとした場合に、以下の関係式（５）～（７）を満たしていた。そのため、Ｎｏ．７３に係る溶接試験体は、靭性が優れていた。
Ｘ＝１０×［Ｐ］Ｗ＋４×［Ｓｎ］Ｗ＋［Ａｓ］Ｗ＋５×［Ｓｂ］Ｗ　…（５）
Ｙ＝１０×［Ｐ］Ｆ＋４×［Ｓｎ］Ｆ＋［Ａｓ］Ｆ＋５×［Ｓｂ］Ｆ　…（６）
Ｘ＋０．２×Ｙ≦１５００ｐｐｍ　…（７）
　一方、Ｎｏ．７４に係る溶接試験体は、前記した関係式（４）を満たしていなかった。そのため、Ｎｏ．７４に係る溶接試験体は、靭性が劣っていた。
　また、Ｎｏ．７５に係る溶接試験体は、前記した関係式（７）を満たしていなかった。そのため、Ｎｏ．７５に係る溶接試験体は、靭性が劣っていた。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１５年９月４日出願の日本特許出願（特願２０１５－１７５２１８）、２０１６年４月２８日出願の日本特許出願（特願２０１６－０９１９０２）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明のサブマージアーク溶接用ワイヤは、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）等の溶接に有用である。

Claims (9)

  1. 　フラックスと組み合わせて使用するサブマージアーク溶接用ワイヤであって、
    　前記ワイヤが、前記ワイヤ全質量あたり、質量％で、
    　Ｃ：０．０３～０．１３％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．４０％、
    　Ｃｒ：８．００～１０．５０％、
    　Ｍｏ：０．８５～１．２０％、
    　Ｖ：０．１５～０．３０％、
    　Ｎｂ：０．０２～０．０９％、
    　Ｎ：０．０３～０．０９％含有し、且つ、
    　Ｎｉ：０．７０％以下、
    　Ｐ：０．０１０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｃｕ：０．３０％以下、
    　Ａｌ：０．０４％以下、
    　Ｂ：０．００１５％以下、
    　Ｏ：０．０３０％以下であり、
    　含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．５０～１．７５％、
    　含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とするサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  2. 　フラックスと組み合わせて使用するサブマージアーク溶接用ワイヤであって、
    　前記ワイヤが、前記ワイヤ全質量あたり、質量％で、
    　Ｃ：０．０７～０．１３％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．００％、
    　Ｃｒ：８．００～１０．５０％、
    　Ｍｏ：０．８５～１．２０％、
    　Ｖ：０．１５～０．３０％、
    　Ｎｂ：０．０２～０．０８％、
    　Ｃｏ：０．０５～０．８０％、
    　Ｎ：０．０３～０．０７％含有し、且つ、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　Ｐ：０．０１０％以下、
    　Ｓ：０．００２～０．０１０％、
    　Ｃｕ：０．３０％以下、
    　Ａｌ：０．０４％以下、
    　Ｂ：０．００１５％以下、
    　Ｏ：０．０３０％以下であり、
    　含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．５０～１．１５％、
    　含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とするサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  3. 　前記フラックスが、前記フラックス全質量あたり、質量％で、
    　金属フッ化物（Ｆに換算した値）：１．５～１１％、
    　金属炭酸塩（ＣＯ２に換算した値）：３～１５％、
    　ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２のうちの１種又は２種以上の合計：１０～６０％、
    　ＳｉＯ２：５～２０％、
    　Ｍｎ：２．５％以下、
    　Ｎｉ：０．１０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計：０．５～２．５％を含有し、
    　前記ワイヤの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗとし、前記フラックスの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｆ、［Ｎｉ］Ｆとした場合に、
    ０．５５％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ≦１．００％、
    ［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦０．５０％、
    ０．６０％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦１．１５％
    　であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  4. 　前記ワイヤ及び前記フラックスがＰｂ及びＢｉのうちの少なくとも１種を含んでおり、
    　前記ワイヤの成分のＰｂ量（ｐｐｍ）、Ｂｉ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐｂ］Ｗ、［Ｂｉ］Ｗとし、前記フラックスの成分のＰｂ量（ｐｐｍ）、Ｂｉ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐｂ］Ｆ、［Ｂｉ］Ｆとした場合に、
    ［Ｐｂ］Ｗ＋［Ｂｉ］Ｗ＋０．２×［Ｐｂ］Ｆ＋０．２×［Ｂｉ］Ｆ≦２．０ｐｐｍ
    　であることを特徴とする請求項２に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  5. 　前記ワイヤ及び前記フラックスがＰ、Ｓｎ、Ａｓ及びＳｂのうちの少なくとも１種を含んでおり、
    　前記ワイヤの成分のＰ量（ｐｐｍ）、Ｓｎ量（ｐｐｍ）、Ａｓ量（ｐｐｍ）、Ｓｂ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐ］Ｗ、［Ｓｎ］Ｗ、［Ａｓ］Ｗ、［Ｓｂ］Ｗとし、前記フラックスの成分のＰ量（ｐｐｍ）、Ｓｎ量（ｐｐｍ）、Ａｓ量（ｐｐｍ）、Ｓｂ量（ｐｐｍ）をそれぞれ［Ｐ］Ｆ、［Ｓｎ］Ｆ、［Ａｓ］Ｆ、［Ｓｂ］Ｆとした場合に、
    Ｘ＝１０×［Ｐ］Ｗ＋４×［Ｓｎ］Ｗ＋［Ａｓ］Ｗ＋５×［Ｓｂ］Ｗ、
    Ｙ＝１０×［Ｐ］Ｆ＋４×［Ｓｎ］Ｆ＋［Ａｓ］Ｆ＋５×［Ｓｂ］Ｆ、
    Ｘ＋０．２×Ｙ≦１５００ｐｐｍ
    　であることを特徴とする請求項２に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  6. 　フラックスと組み合わせて使用するサブマージアーク溶接用ワイヤであって、
    　前記ワイヤが、前記ワイヤ全質量あたり、質量％で、
    　Ｃ：０．０３～０．０８％含有し、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．４０％、
    　Ｃｒ：８．００～１０．５０％、
    　Ｍｏ：０．８５～１．２０％、
    　Ｖ：０．１５～０．３０％、
    　Ｎｂ：０．０２～０．０９％、
    　Ｎ：０．０３～０．０９％含有し、且つ、
    　Ｎｉ：０．７０％以下、
    　Ｐ：０．０１０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｃｕ：０．３０％以下、
    　Ａｌ：０．０４％以下、
    　Ｂ：０．００１５％以下、
    　Ｏ：０．０３０％以下であり、
    　含有するＭｎ量とＮｉ量の合計量：０．６０～１．７５％、
    　含有するＭｎ量とＳ量の比率Ｍｎ／Ｓ：８７以上、
    　含有するＣ量とＮ量の合計量：０．０９～０．１５％、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とするサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  7. 　前記ワイヤの成分のＶ量（％）、Ｎｂ量（％）、Ｃ量（％）、Ｎ量（％）、Ｎｉ量（％）、Ｍｎ量（％）、Ａｌ量（％）をそれぞれ［Ｖ］Ｗ、［Ｎｂ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、［Ｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ａｌ］Ｗとした場合に、
    （［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｗ）×１００≧５％
    　であることを特徴とする請求項６に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  8. 　前記フラックスが、前記フラックス全質量あたり、質量％で、
    　金属フッ化物（Ｆに換算した値）：１．５～１１％、
    　金属炭酸塩（ＣＯ２に換算した値）：３～１５％、
    　ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２のうちの１種又は２種以上の合計：１０～６０％、
    　ＳｉＯ２：５～２０％、
    　Ｍｎ：２．５％以下、
    　Ｎｉ：０．１０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の合計：０．５～２．５％を含有し、
    　前記ワイヤの成分のＶ量（％）、Ｎｂ量（％）、Ｃ量（％）、Ｎ量（％）、Ｎｉ量（％）、Ｍｎ量（％）、Ａｌ量（％）をそれぞれ［Ｖ］Ｗ、［Ｎｂ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、［Ｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ａｌ］Ｗとし、前記フラックスの成分のＭｎ量（％）、Ｎｉ量（％）をそれぞれ［Ｍｎ］Ｆ、［Ｎｉ］Ｆとした場合に、
    ０．５５％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ≦１．００％、
    ［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦０．７０％、
    ０．６０％≦［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ≦１．４５％、
    （［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ）×１００≧５％
    　であることを特徴とする請求項６又は請求項７に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  9. 　前記ワイヤが、さらにＣｏ：０．０５～０．８０％を含有し、
    　前記ワイヤの成分のＣｏ量（％）を［Ｃｏ］Ｗとした場合に、
    （［Ｃ］Ｗ＋１．５×［Ｎ］Ｗ）×（［Ｖ］Ｗ＋１０×［Ｎｂ］Ｗ－［Ａｌ］Ｗ）／（［Ｍｎ］Ｗ＋０．１×［Ｍｎ］Ｆ＋［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｆ＋［Ｃｏ］Ｗ）×１００≧５％
    　であることを特徴とする請求項８に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤ。
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