(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ａ）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：８〜１２％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．４％、Ｖ：０．３〜１．０％の１種または２種以上をさらに含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
（ｂ）Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏをそれぞれの成分の重量％とし、Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９で定義されるパラメーターＰa の範囲が、０．８５以上、かつ１．１５以下であり、
（ｃ）オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が２００℃以上３５０℃以下であり、かつ、
（ｄ）オールデポ溶接継手の溶接金属の変態開始温度における降伏強度が６０kg/mm2 以上、１２０kg/mm2 以下である、ことを特徴とする溶接ワイヤ。
【請求項２】
重量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｃｏ：０．１〜２．０％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接ワイヤ。
【請求項３】
（ａ）重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：４〜８％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
（ｂ）Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏをそれぞれの成分の重量％とし、Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９で定義されるパラメーターＰa の範囲が、０．８５以上、かつ１．１５以下であり、
（ｃ）オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が２５３℃以上３５０℃以下であり、かつ、
（ｄ）オールデポ溶接継手の溶接金属の変態開始温度における降伏強度が６０kg/mm2 以上、１２０kg/mm2 以下である、ことを特徴とする溶接ワイヤ。
【請求項４】
重量％で、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．５％の１種または２種上をさらに含有する請求項3に記載の溶接ワイヤ。
【請求項５】
溶接用鋼と、請求項１〜４のいずれかに記載の溶接ワイヤを使用することを特徴とする溶接方法。
【請求項６】
前記溶接用鋼が、オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が２００℃以上３５０℃以下であり、かつ、変態開始温度における降伏強度が６０kg/mm2 以上、１２０kg/mm2 以下であることを特徴とする請求項５に記載の溶接方法。
【請求項７】
前記溶接用鋼が、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏをそれぞれの成分の重量％とし、Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９で定義されるパラメーターＰa の範囲が、０．８５以上、かつ１．１５以下であることを特徴とする請求項６に記載の溶接方法。
【請求項８】
前記溶接用鋼が、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：８〜１２％を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有し、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする請求項７に記載の溶接方法。
【請求項９】
前記溶接用鋼が、重量％で、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項８に記載の溶接方法。
【請求項１０】
前記溶接用鋼が、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：３〜７％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする請求項７に記載の溶接方法。
【請求項１１】
前記溶接用鋼が、重量％で、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１０に記載の溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接ワイヤおよびこれを用いた溶接方法に関し、特に溶接構造物の信頼性向上のために、溶接部の残留応力を低減し、残留応力が関わる溶接構造物の諸特性、すなわち、応力腐食割れ特性、疲労特性、脆性破壊特性等の向上に寄与する溶接ワイヤ、およびこれを用いた溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
これまで最も一般的な溶接部の残留応力低減方法は、溶接継手作製終了後、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を行うことであった。ＰＷＨＴは、単に残留応力を低減するだけでなく、冶金的な意味において特性向上も期待できるため、この方法は最も重要な方法である。一方、ＰＷＨＴは、溶接構造物のコストを押し上げる要因でもあり、ＰＷＨＴ無しで所定の特性を満足させることができれば、経済的なメリットが大きい。
【０００３】
ＰＷＨＴ無しで所定の特性を得るための方法には、大きく分けて２つの方法に分類できる。１つは、溶接部の残留応力を溶接材料や溶接方法を工夫することにより低減する方法である。これは、残留応力が圧縮状態であれば、応力腐食割れ特性などが向上することを利用した方法である。もう１つの方法は、母材や溶接材料そのものに改良を加え、溶接残留応力が引っ張り応力状態であっても充分な特性が得られるようにする方法である。
【０００４】
これら２つの方法のうち、母材や溶接材料に改良を加える方法は、多くの発明、改良がなされている。
一方、溶接材料や溶接方法に工夫を加え、特に圧縮残留応力にするという方法は、これまでにも、例えば溶接学会全国大会講演概要集（第５１集、２７８−２７９ページ、１９９２年）などにみられるように、検討が加えられている。残留応力を低減する従来の方法は、オーステナイトからマルテンサイトに変態が開始する温度（以降Ｍｓ温度と呼ぶ）に着目し、Ｍｓ温度を低くし、低温度での変態膨張を利用し残留応力を低減することを目的とするものである。これは、残留応力の発生原因が溶接部の熱収縮であることから、変態に伴う膨張により一時的に熱収縮を（温度が低下することにより体積が膨張するという）熱膨張に反転させることにより残留応力低減を達成させることを目的とするものである。しかしながら、かなりの低Ｍｓ温度材を用いても溶接残留応力を低減することは難しい。この理由は、Ｍｓ温度でマルテンサイト変態膨張し、その温度で一時的に圧縮状態になったとしても、変態終了後の熱収縮により再び高い引っ張り応力状態になってしまうことによる。
【０００５】
以上のように溶接部の残留応力を制御し応力腐食割れ、疲労強度などが問題となる部分の残留応力を低減することで溶接構造物の特性を向上させるという方法は、まだ実用に適した方法とはいえない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
このように、溶接部の所定の部分（応力腐食割れなどが問題となる部分）の残留応力を低減することは、まだ達成されているとは言い難い状態にある。しかし、たとえ、母材や溶接材料に改良を加えたとしても、残留応力を制御することは継手信頼性を向上せしめる上でメリットが大きいことは明白である。従って、溶接部の残留応力を低減させる方法は、これまで母材や溶接材料に種々の改良を加えられている現在においても、その重要性は失われていない。特に、溶接部のように、応力集中が発生しやすく、全面的に引張り残留応力になる表面部分の残留応力を低減することができれば、信頼性向上の点から、その効果は絶大なものとなる。
【０００７】
すなわち、溶接構造物の信頼性確保の点やPWHTを省略するという点から、たとえ特性のよい母材や溶接材料を用いて溶接継手を作製する場合においても、残留応力を制御し、応力腐食割れ等が問題となる部分の残留応力状態を低減させることは、非常に効果が大きい。本発明は、溶接部の残留応力を低減できる溶接ワイヤおよびそれを用いた溶接方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、以上のような事情を鑑み、溶接部の残留応力を種々検討し、これまで鋭意研究を重ねてきた結果、本発明を完成させたもので、その要旨は、次の通りである。
（１）（ａ）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：８〜１２％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．４％、Ｖ：０．３〜１．０％の１種または２種以上をさらに含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
（ｂ）Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏをそれぞれの成分の重量％とし、Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９で定義されるパラメーターＰa の範囲が、０．８５以上、かつ１．１５以下であり、
（ｃ）オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が２００℃以上３５０℃以下であり、かつ、
（ｄ）オールデポ溶接継手の溶接金属の変態開始温度における降伏強度が６０kg/mm2 以上、１２０kg/mm2 以下である、ことを特徴とする溶接ワイヤ。
【０００９】
（２）重量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｃｏ：０．１〜２．０％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（１）に記載の溶接ワイヤ。
【００１０】
（３）（ａ）重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：４〜８％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
（ｂ）Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏをそれぞれの成分の重量％とし、Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９で定義されるパラメーターＰa の範囲が、０．８５以上、かつ１．１５以下であり、
（ｃ）オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が２５３℃以上３５０℃以下であり、かつ、
（ｄ）オールデポ溶接継手の溶接金属の変態開始温度における降伏強度が６０kg/mm2 以上、１２０kg/mm2 以下である、ことを特徴とする溶接ワイヤ。
（４）重量％で、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．５％の１種または２種上をさらに含有する前記（３）に記載の溶接ワイヤ。
【００１１】
（５）溶接用鋼と、前記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接ワイヤを使用することを特徴とする溶接方法。
【００１２】
（６）前記溶接用鋼が、オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が２００℃以上３５０℃以下であり、かつ、変態開始温度における降伏強度が６０kg/mm2 以上、１２０kg/mm2 以下であることを特徴とする前記（５）に記載の溶接方法。
【００１３】
（７）前記溶接用鋼が、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏをそれぞれの成分の重量％とし、Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９で定義されるパラメーターＰa の範囲が、０．８５以上、かつ１．１５以下であることを特徴とする前記（６）に記載の溶接方法。
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９
【００１４】
（８）前記溶接用鋼が、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：８〜１２％を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有し、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする前記（７）に記載の溶接方法。
【００１５】
（９）前記溶接用鋼が、重量％で、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（８）に記載の溶接方法。
【００１６】
（１０）前記溶接用鋼が、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：３〜７％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする前記（７）に記載の溶接方法。
【００１７】
（１１）重量％で、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（１０）に記載の溶接方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
初めに、本発明の技術思想について述べる。
溶接金属および溶接熱影響部の残留応力を低減させるためには、マルテンサト変態のように、変態膨張を利用する方法が最も有望な方法である。従来の技術では、この考えに基づき、低Ｍｓ温度の材料に着目して検討が加えられていた。しかし、変態終了後には熱収縮が再び生じるため、結果的に残留応力を低減させることが困難であった。これは、変態に伴う膨張が、たとえ５  〜１０％あろうと、引っ張り降伏応力状態から圧縮降伏応力状態に必要な膨張量は、降伏強度が４０ｋｇ／ｍｍ２の場合は、線膨張に換算してせいぜい０．４  ％程度であり、残りの変態膨張は、溶接変形には影響を及ぼすが残留応力低減には寄与していないためである。
【００１９】
これは、マルテンサイト変態の特徴によるものと考えられる。すなわち、Ｍｓ温度直下でほとんど変態が終了してしまうという特徴によるものと考えられる。ここで、溶接部の冷却過程で温度がＭｓ温度になった時点で変態が一気に終了するとした場合、溶接部が室温に達しても圧縮応力状態になっているＭｓ温度はどの程度になるか考察してみる。
【００２０】
溶接部の温度がＭｓ温度に達すると、変態が始まり膨張する。この膨張により、溶接部は圧縮応力状態になり、その応力は圧縮降伏応力に達する。変態膨張は、圧縮降伏応力状態になってもさらに進むが、応力的には圧縮降伏応力にすでに達しているため応力状態はそのままで、溶接継手の変形が進む。変態が終了すると、温度低下に伴う熱収縮が再び発生し、それに伴い、圧縮降伏応力状態から次第に応力が増加し、ついには引張り応力状態に達する。このため、圧縮応力状態を保つためには、Ｍｓ温度から室温に至るまでの熱歪みが、圧縮降伏応力に対応する弾性歪みの絶対値より小さければよい。簡単のため、室温を２０℃とし、Ｍｓ温度をＴとおくと、降伏応力がσｙ  、ヤング率がＥ、熱膨張係数がαのとき、この条件を満たすためには、
α（Ｔ−２０  ）＜σｙ  ／Ｅ                  （１）
すなわち、
Ｔ＜２０＋σｙ  ／（  Ｅα）                    （２）
なお、（１）  式の左辺は温度がＴ℃から２０℃になるまでに生じる熱収縮量、右辺は、降伏応力状態に対応する弾性ひずみである。Ｅを２１０００ｋｇ  ／ｍｍ２  、αを１．５  ×１０−５とすれば、（２）  式より、
Ｔ＜１５０  ℃    （σｙ  ＝４０ｋｇ／ｍｍ２）        （３）
Ｔ＜１８０  ℃    （σｙ  ＝５０ｋｇ／ｍｍ２）        （４）
Ｔ＜２１０  ℃    （σｙ  ＝６０ｋｇ／ｍｍ２）        （５）
となる。すなわち、４９０ＭＰａ級高張力鋼（σｙ  〜４０ｋｇ／ｍｍ２）では、この考えによると、Ｍｓ温度を１５０  ℃以下にしない限りは、圧縮残留応力が得られないことになる。（１）  式は、溶接部が周囲より完全に拘束されている、１次元応力状態を考えている、などの仮定をおいているが、基本的には同じ現象が生じているものと考えることができる。従来の技術においてＭｓ温度を低温度にすることにより圧縮残留応力にするためには、Ｍｓ温度が２００℃を下回る必要があり、このような非常に低い温度にしない限りは圧縮応力状態にならないという事情があるため、これまで従来技術では溶接残留応力低減効果は充分なものではなかった。
【００２１】
このように、Ｍｓ温度を低減させることに着目した溶接残留応力低減方法は、あまり現実的ではないレベルにまでＭｓ温度を低くしなければならないという問題を抱えている。
しかし、前述の考察をふまえると、溶接部の残留応力を低減するための方針は、少なくとも２つあることがわかる。
【００２２】
１つは、Ｍｓ温度を低減する方法である。すなわち、できるだけ低い温度で変態膨張すれば、変態膨張後の熱収縮量も小さくなり、結果として残留応力を低減することが可能となるはずである。これは、まさしく従来技術が達成しようとしていた方法である。しかし、この方法は、すでに述べたとおり、非常に低いＭｓ温度でなければ充分な残留応力低減効果は得られない。
【００２３】
従来技術において、このような問題を抱えているのは、Ｍｓ温度に着目しすぎるあまり、変態膨張のほとんどが溶接変形という形で影響してしまうことを見落としている点にある。すなわち、引張降伏応力状態から圧縮降伏応力状態にするための弾性歪み変化は、降伏強度が４０ｋｇ／ｍｍ２の場合で変態膨張が線膨張に換算してせいぜい０．４  ％程度（σｙ  ＝４０ｋｇ／ｍｍ２の場合で、σｙ  ／Ｅ＝４０／２１０００（約０．２  ％）、従って引っ張り降伏強度レベルから圧縮降伏強度レベルに変化するには０．４  ％でよい）であり、残りの変態膨張は、応力には直接は関係ない、塑性ひずみになってしまう点を見落としている。
【００２４】
そこで、もう１つの方法として、むしろ、変態膨張が必ずしも全て圧縮弾性ひずみに変化するわけではないことに着目し、溶接金属や鋼材の降伏強度を高くすることにより、できるだけ、変態膨張によって得られる圧縮弾性ひずみを大きくするという方法が考えられる。得られる圧縮弾性ひずみが大きいと、その後の熱収縮が大きくとも（すなわちＭｓ温度が高くても）圧縮応力状態にとどまっている可能性も大きい。実際、鋼材や溶接金属がオーステナイト（面心構造）からフェライトまたはマルテンサイト（体心構造）に変態する場合、体積は約９  ％増加する。これは、線膨張に換算して、約３  ％膨張することを意味する。従って、引張応力状態から圧縮応力状態にするためには、変態に伴う全膨張の数割程度あれば充分であることがわかる。残りの変態膨張は、応力には寄与しない塑性ひずみに変化しているのである。従って、実際生じている変態膨張は、その半分以上が塑性ひずみになっていることになる。このことは、変態開始時の温度における降伏強度を従来以上に高くすることにより、圧縮弾性ひずみへの変化量を多くする可能性がまだ残されていることを意味するものである。
【００２５】
本発明者らは、これまでの技術を鋭意検討及び解析することにより、以上のような残留応力低減メカニズムを発見するに至った。本発明は、従来技術と異なり、Ｍｓ温度を低減することのみに頼らず、変態膨張を従来技術以上に有効に利用するために、すなわち変態膨張をできるだけ圧縮弾性ひずみに変化させるために、溶接金属の降伏強度、さらに好ましくは鋼材の降伏強度を新たにコントロールし、従来技術では残留応力低減を達し得なかったような高いＭｓ温度でも低減効果が得られるようにすることを目的とするものである。
【００２６】
本発明者らは、以上にような残留応力低減メカニズムを発見し、このメカニズムにより実際の溶接継手の残留応力を低減するためのＭｓ温度とその温度おける降伏強度の適正範囲を求めるべく研究を重ね、ついに、実用的なＭｓ温度範囲とその温度における降伏強度の範囲を決定するに至ったものである。次に、溶接ワイヤ及び鋼材のＭｓ温度範囲とＭｓ温度における降伏強度範囲を限定した理由を述べる。
なお、溶接ワイヤのＭｓ温度における降伏強度とは、ワイヤから作製されるオールデポ継ぎ手の溶接金属の値である。
【００２７】
Ｍｓ温度は、通常の鋼材および溶接金属においても、５００℃以下の値を示しており、多くの場合は４５０℃以下である。この値は、成分に依存し、例えば日本鉄鋼協会が出している溶接構造用鋼の溶接ＣＣＴ図集からわかるように、Ｎｉを５％程度添加すればＭｓ温度を３５０℃程度まで下げることができる。しかし、Ｎｉを９％以上添加してもＭｓ温度は必ずしも２００℃を下回ることにはならない。すなわち、従来技術が要求するＭｓ温度が２００℃を下回る鋼材及び溶接金属は、非常に限定されるものであり、工業的価値は低いといわざるを得ない。一方、Ｍｓ温度を２００〜３５０℃にするには、工業的価値のある材料で実現可能であることを考えると、この範囲内のＭｓ温度で残留応力を低減効果が期待できる技術でなければ実用的な技術とは言い難い。Ｍｓ温度の下限２００℃は、工業的価値のある材料で実現可能である値として設定した。Ｍｓ温度の上限３５０℃は、この値が３５０℃より高くとも降伏強度が充分高ければ残留応力低減効果が期待できるが、高すぎる降伏強度もまた工業的価値のある材料で実現可能かどうかという問題もあるため、その上限を３５０℃とした。なお、Ｍｓ温度はより低い方が残留応力低減には好ましくことから、好ましくは３００℃以下になるように設定することが望ましい。
【００２８】
次に、降伏強度の範囲を限定した理由について述べる。
下限の６０ｋｇ／ｍｍ２は、降伏強度がこれ未満であると、残留応力低減効果が確実に期待できるようになるためには、Ｍｓ温度が２００℃より低くならなければならない。Ｍｓ温度がこれより低い場合は、前述の通り、工業的価値に低い材料に限定されてしまい、このことは本発明の本意に反するため、下限を６０ｋｇ／ｍｍ２とした。なお好ましくは、降伏強度の下限は７０ｋｇ／ｍｍ２以上であることが望ましい。上限の１２０ｋｇ／ｍｍ２  は、これ以上高い降伏強度を得るためには、多くの特殊合金元素を添加しなければならず、やはり工業的価値が低くなるため上限を１２０ｋｇ／ｍｍ２  とした。
【００２９】
次に、下記式に示されるパラメーターＰを導入し、その値の範囲を限定した理由について述べる。
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９                    （ｉ）
パラメーターＰａは、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの成分値で計算される。これら成分は、鋼材や溶接金属に添加することにより強度を向上させ、かつＭｓ温度を低下させる働きを持つ。特に、Ｍｓ温度を低減させる元素という意味では、これらＣ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、最も有効利用すべき元素である。強度を向上させるという観点からは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどのような炭化物を形成する元素の有効利用も考えられるが、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどでＭｓ温度が充分低くなるほど添加すると、継手特性上大きな問題が生じ好ましくない。一方、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏのＭｓ温度を低減し残留応力を下げる働きは、必ずしも同一ではないため、それぞれの働きに応じた係数を定め、４つの元素全体としてその効果を表す指標を作成することは、工業的価値が高いと判断し、式（ｉ）で示されるようなＰａを作成したものである。但し、Ｐａの値にもその適正範囲がある。例えば、Ｐａが小さすぎるとＭｓ温度を低減することが難しく、たとえ他の元素を添加することにより可能になったとしても、溶接継手特性の確保の点から好ましくない。逆に、Ｐａが大きいことは、Ｍｓ温度がより低減され、残留応力も低減されることを意味するが、低すぎるＭｓ温度は、既に述べたとおり、従来技術の範疇で残留応力を低減することであり、それは、本発明の本意に反するものである。本発明の本意は、従来技術では成しえなかった範囲のＭｓ温度で、強度を高める効果を有効利用することにより残留応力を低減することを目的とするものだからである。以上のことにより、Ｐａの範囲を０．８５以上、１．１５以下とした。
【００３０】
次に、溶接用鋼（溶接母材）の成分範囲限定理由について述べる。溶接部の残留応力を低減するために必要な、上記Ms温度や降伏強度を得るための成分系は、必ずしも１つではない。それは、Ms温度を下げることのできる成分はＮｉ、Ｃｒなど複数存在することによる。本発明における溶接用鋼は、前記（８）〜（９）に記述されているＮｉを主として用いる成分系と、前記（１０）〜（１１）に記述されているＣｒを主として用いる成分系の２つに分けることができ、以降、前者をＮｉ系溶接用鋼、後者をＣｒ系溶接用鋼と呼ぶことにする。
【００３１】
まず、Ｎｉ系溶接用鋼における成分範囲限定理由について説明する。
Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接割れの問題や靱性劣化の問題を引き起こすため、その上限を０．２％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．０１％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。
【００３２】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。  まず、Ｓｉの下限についてであるが、Ｓｉは、本発明における降伏強度を確保する意味から、ある程度の添加は望ましい。母材の下限０．０１％は、強度確保という効果を引き起こす最低限の値として定めた。一方、過度の添加は母材靱性確保上問題が多い。Ｓｉの上限、０．４％は母材靱性確保の観点より決定した。
【００３３】
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における残留応力低減メカニズムである変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．２％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、母材の靱性劣化を引き起こすためその上限を１．５％とした。
【００３４】
ＰおよびＳは、本発明では不純物である。しかし、これら元素は、母材および溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属であり、鋼材に添加することによりオーステナイトの状態をより安定な状態にする元素である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鋼の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。Ｎｉの下限、８％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量という意味で決定した。Ｎｉの上限、１２％は、残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためである。
【００３５】
Ｎｂは、母材中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で母材の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における残留応力低減技術である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．０１％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．３％とした。
【００３６】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．０５％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために０．５％とした。
【００３７】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．００５％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．３％は靱性劣化を考慮して決定した。
Ｃｒは、Ｎｉと異なり、フェライトフォーマーである。しかし、Ｃｒは、それを鉄に添加すると、高温度域ではフェライトであるものの、中温度域ではオーステナイトを形成し、さらに温度が低くなると再びフェライトを形成する。溶接部の場合、溶接入熱量による熱履歴で、低い温度側のフェライトは一般的に得られず、マルテンサイトが得られることになる。これは、Ｃｒを添加することの利点は、焼入性の増加が原因であることを意味する。すなわち、Ｃｒを添加することによるマルテンサイト変態は、焼入性が増加することによるフェライト変態が生じない点と、Ｍｓ温度そのものが低くなるという２つの点が存在する。また、Ｃｒは析出元素であり、これを添加することにより強度増加も期待できるため、有効に活用することを望ましい。Ｃｒ添加範囲の下限は、産業上これら両方の効果を満たしながら残留応力を低減するための変態膨張を有効利用できる範囲として０．１％を設定した。上限３．０％は、Ｎｉ系溶接用鋼では、すでにＮｉ添加によりＭｓ温度が低減されているうえ、これを上回る量を添加してもその効果が大きくならなく、経済的にもデメリットが大きくなるため、この値を設定した。
【００３８】
Ｍｏも、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化が期待できる元素である。しかし、Ｍｏは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと同等な効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ以上に添加する必要がある。Ｍｏ添加量の下限０．１％は、析出硬化による降伏強度増加が期待できる最低値として設定した。また、上限の３．０％は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様、靱性劣化を考慮して決定した。
【００３９】
次に、Ｃｒ系溶接用鋼の成分範囲限定理由について説明する。
Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接割れの問題や靱性劣化の問題を引き起こすため、その上限を０．０５％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．００５％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。
【００４０】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、本発明における降伏強度を確保する意味から、ある程度の添加は望ましい。下限０．０５％は、強度確保という効果を引き起こす最低限の値として定めた。Ｓｉの上限、０．５％は母材靱性確保の観点より決定した。
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における残留応力低減メカニズムである変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．４％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、母材および溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を２．５％とした。
【００４１】
ＰおよびＳは、本発明では不純物でる。しかし、これら元素は、母材および溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属であり、鋼材に添加することによりオーステナイトの状態をより安定な状態にする元素である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鋼の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。また、Ｎｉはそれを添加することにより母材や溶接金属の靱性を改善するという効果を持つ。Ｎｉの下限、３％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量および靱性確保の観点から決定した。Ｎｉの上限７％は、次に述べるＣｒが本発明におけるＣｒ系溶接用鋼では既に添加されていることによりある程度Ｍｓ温度が低くなっていることから、残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためこの値を設定した。
【００４２】
Ｃｒは、Ｎｉと異なり、フェライトフォーマーである。しかし、Ｃｒは、それを鉄に添加すると、高温度域ではフェライトであるものの、中温度域ではオーステナイトを形成し、さらに温度が低くなると再びフェライトを形成する。溶接部の場合、溶接入熱量により熱履歴で、低い温度側のフェライトは一般的に得られず、マルテンサイトが得られることになる。これは、Ｃｒを添加することの利点は、焼入性の増加が原因である。すなわち、Ｃｒを添加することによるマルテンサイト変態は、焼入性が増加することによるフェライト変態が生じない点と、Ｍｓ温度そのものが低くなるという２つの点が存在する。これら両方の効果を満たしながら残留応力を低減するための変態膨張を有効利用するＣｒ添加範囲として、下限１０％を設定した。上限１５％は、これを上回る量を添加してもその効果が大きくならない上、経済的にもデメリットが大きくなるため、この値を設定した。
【００４３】
Ｎｂは、母材および溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で母材および溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における残留応力低減技術である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．００５％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．３％とした。
【００４４】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．０５％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために０．５％とした。
【００４５】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．００５％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．３％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００４６】
Ｍｏも、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化が期待できる元素である。しかし、Ｍｏは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと同等な効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ以上に添加する必要がある。Ｍｏ添加量の下限０．１％は、析出硬化による降伏強度増加が期待できる最低値として設定した。また、上限の２．０％は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様、靱性劣化を考慮して決定した。
【００４７】
Ｎは、オーステナイトフォーマーとして知られている元素である。Ｎも添加することによりマルテンサイトが得られやすくなるため、最低限の添加は必要である。Ｎの下限、０．００１％は、Ｃ同様、低Ｍｓ温度が得られるための最低値として定めた。しかし、過大な添加は窒化物を形成し、靱性劣化や延性劣化の問題が発生するためその上限を０．０５％とした。
【００４８】
ＣとＮは、それぞれ炭化物、窒化物を形成する、オーステナイトフォーマーであるなど、その働きが似ており、それら合計、すなわちＣ＋Ｎの量も上限、下限を設定する必要がある。Ｃ＋Ｎの下限、０．００１％は、マルテンサイトを得やすくし、かつＭｓ温度を低くするための最低限の値として、また上限の０．０６％は、炭化物、窒化物による靱性劣化および延性劣化の問題が発生しない限界値として定めた。
【００４９】
次に、溶接ワイヤの成分範囲限定理由を説明する。溶接用鋼と同様に溶接ワイヤについても、前述のMs温度や降伏強度を得るための成分系は、必ずしも１つではない。本発明における溶接ワイヤは、前記（１）、（２）に記述されているＮｉを主として用いる成分系と、前記（３）、（４）に記述されているＣｒを主として用いる成分系の２つに分けることができ、以降、前者をＮｉ系溶接ワイヤ、後者をＣｒ系溶接ワイヤと呼ぶことにする。
【００５０】
まず、Ｎｉ系溶接ワイヤについて、その成分範囲限定理由について説明する。Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化および溶接金属割れの問題を引き起こすため、その上限を０．２％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．０１％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。なお、Ｃの上限は、溶接金属割れの観点から、好ましくは０．１５％に設定することが望ましい。
【００５１】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、溶接金属の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工中においては、溶接中に空気が混入する危険性があるため、Ｓｉ量を適切な値にコントロールすることはきわめて重要である。まず、Ｓｉの下限についてであるが、溶接ワイヤに添加するＳｉ量として０．１％に満たない場合、脱酸効果が薄れ溶接金属中の酸素レベルが高くなりすぎ、機械的特性、特に靱性の劣化を引き起こす危険性がある。そのため、溶接ワイヤについては、その下限を０．１％とした。一方、過度のＳｉ添加も靱性劣化を発生せしめるため、その上限を０．５％とした。
【００５２】
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における残留応力低減メカニズムである変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．０１％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、母材および溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を１．５％とした。
【００５３】
ＰおよびＳは、本発明では不純物である。しかし、これら元素は、溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属であり、溶接ワイヤに添加することによりオーステナイトの状態をより安定な状態にする元素である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鉄の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。Ｎｉの下限、８％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量という意味で決定した。Ｎｉの上限、１  ２％は、残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためである。
【００５４】
Ｃｕは、溶接ワイヤにメッキすることにより通電性をよくする効果があるため、溶接作業性を改善するために有効な元素である。また、Ｃｕは焼入性元素でもあるため、マルテンサイト変態を促進させるという効果も期待できる。Ｃｕの下限０．０５％は作業性改善やマルテンサイト変態促進のために必要な最低限の値として設定した。しかし、過度の添加は、作業性改善の効果がないだけでなく、ワイヤ製造コストを上げるため産業上も好ましくはない。Ｃｕの上限、０．４％はこのような理由により設定した。
【００５５】
Ｎｂは、溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で母材および溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における残留応力低減技術である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．０１％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．４％とした。
【００５６】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．３％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために１．０％とした。
【００５７】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．０１％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．４％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００５８】
Ｃｒは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化元素である。また、ＣｒはＭｓ温度を低減する効果も合わせ持つので有効活用すべき元素である。しかし、本発明における溶接ワイヤは、主としてＮｉ添加によりＭｓ温度低減を達成しているため、Ｃｒ添加量はＮｉより少なくすべきである。過度のＣｒ添加は必ずしも残留応力低減効果を向上させず、Ｃｒが高価であるため産業上好ましくはない。Ｃｒ添加量の下限０．１％は、これを添加し、残留応力低減効果が得られる最低限の値として設定した。Ｃｒ添加量の上限３．０％は、Ｎｉ系溶接ワイヤについては、Ｍｓ温度がＮｉ添加によりすでに低減されていること、他の析出元素により強度も確保されていることから、これ以上添加しても残留応力低減効果があまり変わらなくなる、靱性劣化が顕著になることにより設定した。
【００５９】
ＭｏもＣｒ同様の効果を持つ元素である。しかし、Ｍｏは、Ｃｒ以上に析出硬化が期待できる元素である。そのため、添加範囲はＣｒより狭く設定した。下限の０．１％は、Ｍｏ添加の効果が期待できる最低限の値として設定した。上限の３．０％は、これ以上添加すると、硬化しすぎるため靱性劣化が顕著になってくるため設定した。
【００６０】
Ｃｏは、Ｔｉ等と異なり、強い析出硬化を生じせしめる元素ではない。しかし、Ｃｏは、それを添加することにより強度増加をもたらし、かつ強度増加を期待しながら靱性を確保するという観点からは、Ｎｉより好ましい元素であることから有効利用すべき元素である。しかし、Ｎｉは、残留応力低減効果を期待できる程度の低Ｍｓ温度を確保するために溶接ワイヤに添加しているため、Ｃｏ添加量の下限０．１％は、Ｃｏ添加の効果が期待できる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、強度増加が過大となり靱性劣化をもたらすためその上限を２．０％とした。
【００６１】
次に、Ｃｒ系溶接ワイヤについて、その成分範囲限定理由について説明する。Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接割れの問題や靱性劣化の問題を引き起こすため、その上限を０．０５％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．００５％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。
【００６２】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、溶接金属や鋼材の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接金属では、溶接中に空気が混入する危険性があるため、Ｓｉ量を適切な値にコントロールすることはきわめて重要である。まず、Ｓｉの下限についてであるが、溶接ワイヤに添加するＳｉ量として０．１％に満たない場合、脱酸効果が薄れ溶接金属中の酸素レベルが高くなりすぎ、機械的特性、特に靱性の劣化を引き起こす危険性がある。そのため、溶接ワイヤについては、その下限を０．１％とした。一方、過度のＳｉ添加も靱性劣化を発生せしめるため、その上限を０．７％とした。
【００６３】
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における残留応力低減メカニズムである変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．４％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、母材および溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を２．５％とした。
【００６４】
ＰおよびＳは、本発明では不純物であしかし、これら元素は、母材および溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鉄の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。また、Ｎｉはそれを添加することにより溶接金属の靱性を改善するという効果を持つ。Ｃｒ系溶接ワイヤにおけるＮｉ添加量の下限４％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量および靱性確保の観点から決定した。Ｎｉ添加量の上限８％は、Ｃｒ系溶接ワイヤにおいては、次に述べるＣｒ添加によりある程度Ｍｓ温度が低減されていることおよび、残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためこの値を設定した。
【００６５】
Ｃｒは、Ｎｉと異なり、フェライトフォーマーである。しかし、Ｃｒは、それを鉄に添加すると、高温度域ではフェライトであるものの、中温度域ではオーステナイトを形成し、さらに温度が低くなると再びフェライトを形成する。溶接部の場合、溶接入熱量により熱履歴で、低い温度側のフェライトは一般的に得られず、マルテンサイトが得られることになる。これは、Ｃｒを添加することの利点は、焼入性の増加が原因である。すなわち、Ｃｒを添加することによるマルテンサイト変態は、焼入性が増加することによるフェライト変態が生じない点と、Ｍｓ温度そのものが低くなるという２つの点が存在する。これら両方の効果を満たしながら残留応力を低減するための変態膨張を有効利用するＣｒ添加範囲として、下限１０％を設定した。上限１５％は、これを上回る量を添加してもその効果が大きくならない上、経済的にもデメリットが大きくなるため、この値を設定した。
【００６６】
Ｃｕは、溶接ワイヤにメッキすることにより通電性をよくする効果があるため、溶接作業性を改善するために有効な元素である。また、Ｃｕは焼入性元素でもあるため、マルテンサイト変態を促進させるという効果も期待できる。Ｃｕの下限０．０５％は作業性改善やマルテンサイト変態促進のために必要な最低限の値として設定した。しかし、過度の添加は、作業性改善の効果がないだけでなく、ワイヤ製造コストを上げるため産業上も好ましくはない。Ｃｕの上限、０．４％はこのような理由により設定した。
【００６７】
Ｎｂは、溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における残留応力低減技術である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．００５％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．３％とした。
【００６８】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．０５％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために０．５％とした。
【００６９】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．００５％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．３％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００７０】
Ｍｏも、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化が期待できる元素である。しかし、Ｍｏは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと同等な効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ以上に添加する必要がある。Ｍｏ添加量の下限０．１％は、析出硬化による降伏強度増加が期待できる最低値として設定した。また、上限の２．０％は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様、靱性劣化を考慮して決定した。
【００７１】
Ｎは、オーステナイトフォーマーとして知られている元素である。Ｎも添加することによりマルテンサイトが得られやすくなるため、最低限の添加は必要である。Ｎの下限、０．００１％は、Ｃ同様、低Ｍｓ温度が得られるための最低値として定めた。しかし、過大な添加は窒化物を形成し、靱性劣化や延性劣化の問題が発生するためその上限を０．０５％とした。
【００７２】
ＣとＮは、それぞれ炭化物、窒化物を形成する、オーステナイトフォーマーであるなど、その働きが似ており、それら合計、すなわちＣ＋Ｎの量も上限、下限を設定する必要がある。Ｃ＋Ｎの下限、０．００１％は、マルテンサイトを得やすくし、かつＭｓ温度を低くするための最低限の値として、また上限の０．０６％は、炭化物、窒化物による靱性劣化および延性劣化の問題が発生しない限界値として定めた。
【００７３】
【実施例】
表１に残留応力測定に用いたＮｉ系溶接用鋼の成分、Ｍｓ温度、およびＭｓ温度における降伏強度を示した。表２はＮｉ系溶接ワイヤの成分を示した。表３はＣｒ系溶接用鋼の成分、Ｍｓ温度、およびＭｓ温度における降伏強度を、表４はＣｒ系溶接ワイヤの成分を示している。表２および４における溶接ワイヤのＭｓ温度及びＭｓ温度における降伏強度は、ワイヤから直接試験片を採取して測定したものではなく、表２におけるワイヤを用い、オールデポ継ぎ手を作製し、その溶接金属より試験片を採取して試験した値である。すなわち、表２および４におけるＭｓ温度とＭｓ温度における降伏強度は、表２および４のワイヤから作製されるオールデポ継ぎ手の溶接金属の値である。次に、図１に、これら鋼板と溶接ワイヤを用いて溶接継手を作製するための開先形状を示す。この開先を用い、２５０Ａ−１２Ｖ−１１ｃｍ／ｍｉｎの条件でＴＩＧ多層溶接を行い、その後溶接残留応力を測定した。また、残留応力測定溶接継手の溶接金属より試験片を採取してＭｓ温度及びその温度における降伏強度を測定した。Ｍｓ温度とその温度における降伏強度は表２および４に示した通りである。残留応力測定方法は、溶接金属部表面や溶接熱影響部表面に歪みゲージを貼り付け、歪みゲージ貼り付け部分を機械切断することにより残留応力を解放し、解放されたひずみを歪みゲージで測定するという、いわゆる応力弛緩法を用いて測定した。
【００７４】
表５にＮｉ系溶接ワイヤを用いたときの溶接金属の表面における残留応力測定結果を示す。測定位置は、溶接ビード中央である。表５からわかるように、本発明例は全て残留応力は10kg/mm2 未満であり、さらにその中でもＭｓ温度が低く、かつ降伏強度が高い、5-4、5-5 の例は、残留応力は圧縮状態になっている。次に、Ｎｉ系溶接用鋼とＮｉ系溶接ワイヤを用いたときの溶接金属と溶接熱影響部（以降ＨＡＺと記す）両方における残留応力測定結果を表７に示す。なお、ＨＡＺの残留応力の測定位置は、ＨＡＺのビード止端側である。本発明の範囲内にある鋼材および溶接ワイヤの組み合わせで溶接継手を作製した7-2 、7-3のみ残留応力が10kg/mm2 未満の値、より詳しくは圧縮応力状態になっているが、他は全て大きな引っ張り残留応力が測定された。
【００７５】
表８は、Ｃｒ系溶接ワイヤを用いたときの溶接金属の残留応力測定結果である。本発明例は、全て残留応力が10kg/mm2 未満であり、残留応力低減効果があることがわかる。また、表１０は、Ｃｒ系溶接用鋼とＣｒ系溶接ワイヤを用いたときのHAZ および溶接金属の残留応力測定結果であるが、本発明例では全て残留応力は10kg/mm2 未満という低い値を示している。
【００７６】
表１１はＣｒ系溶接用鋼とＮｉ系溶接ワイヤを用いた場合の残留応力を、表１２はＮｉ系溶接用鋼およびＣｒ系溶接ワイヤを用いたときの残留応力測定結果を示しているが、いずれの場合にも、本発明例では残留応力は１０ｋｇ／ｍｍ２未満と低減されていることがわかる。
以上、表５から表１２に示した実施例から理解できるように、本発明により、溶接部、すなわち、溶接金属及びＨＡＺの残留応力を効果的に低減するすることが可能である。
【００７７】
【表１】
0003545610.tif 000002
【００７８】
【表２】
0003545610.tif 000003
【００７９】
【表３】
0003545610.tif 000004
【００８０】
【表４】
0003545610.tif 000005
【００８１】
【表５】
0003545610.tif 000006
【００８３】
【表７】
0003545610.tif 000007
【００８４】
【表８】
0003545610.tif 000008
【００８６】
【表１０】
0003545610.tif 000009
【００８７】
【表１１】
0003545610.tif 000010
【００８８】
【表１２】
0003545610.tif 000011
【００８９】
【発明の効果】
本発明により、溶接部に発生する残留応力を低減することが可能となり、これにより応力腐食割れ特性、脆性破壊特性、疲労特性の改善が可能となり、溶接構造物の信頼性向上に寄与することが大きく、産業上のメリットはきわめて大である。
【図の簡単な説明】
【図１】図１は、溶接継手を作製したときの開先形状を示す断面図である。
【図１】
0003545610.tif 000012