技術資料＞ワイヤアーク積層造形に適した二相ステンレス溶接ワイヤ

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技術資料
Technical Data

ワイヤアーク積層造形に適した二相ステンレス溶接ワイヤ
山下正和＊

Duplex Stainless Steel Welding Wire for Wire Arc Additive
Manufacturing
Masakazu YAMASHITA
SynopsisWire arc additive manufacturing is known as a high-efficiency manufacturing method. To obtain the properties of duplex
stainless steel, it is important to control the fraction of austenite phase and ferrite phase to 1:1. However, in wire arc additive
manufacturing of conventional duplex stainless steel welding wire (YS329L4L), excess austenite phase is formed in the as-deposited
structure. In conventional wire manufacturing, the deposition process would be interrupted to achieve the required austenite phasefraction. In this study, we examined prototype duplex stainless steel welding wire that is designed to reduce excessive formation of
the austenite phase fraction. The wall structure of the prototype wire as deposited indicated a controlled austenite phase fractionof 40% to 60% without interrupting the deposition. In the as-deposited structure of the prototype wire, the strength is equivalent
to that of conventional wire, while the critical pitting temperature is improved from the 35 ℃ for conventional wire to 45 ℃ .
Furthermore, the Cu coating on the prototype wire has reduced tip wear on the welding contact. The reduced tip wear reduces thefrequency of tip replacement and improves productivity. The results indicated that the prototype welding wire of duplex stainlesssteel can achieve high-productivity manufacturing in wire arc additive manufacturing.

1．緒言

DED は，比較的単純な構造物の製作が可能であり，造形中に原料を変更することで，部分的な高機能化が可

金属積層造形技術は，造形装置とソフトウェアの急能なことから，適用範囲が拡大している 1），3），4）．DED

速な技術進展によって，各種産業での実用化が進んでの中で，アークを熱源にしてワイヤを溶融させるワイ1）

いる ．金属積層造形は，使用する原料や積層方式によって異なる特徴を有し，粉末床溶融結合法（PowderBed Fusion，PBF）と指向性エネルギー堆積法（Directed

ヤ ア ー ク 積 層 造 形（Wire Arc Additive Manufacturing，WAAM）は，優れた造形能率を有することから大型構造物の製造法として注目されている 5），6）．大型構造物にEnergy Deposition，DED）が注目されている．PBF は，適用される鋼種として二相ステンレス鋼に着目した 3），7）．

金属粉末を敷き詰め，造形部に熱を与えて溶融凝固させ二相ステンレス鋼は，オーステナイト相（γ 相）とフェる造形法である．PBF は，従来加工法で実現できないライト相（α 相）の相率が特性に影響を与える．その複雑な形状を製造できるため，主流の造形法として普及

相率が 40 % ～ 60 % の間で，優れた強度と耐食性が両している 2）．一方，DED は，ワイヤあるいは粉末と熱を同時に与えて造形部を溶融凝固させる造形法である．

立する 7）．これまで二相ステンレス溶接ワイヤを用いたWAAM の研究が多数報告されている． WAAM に既存

2023年 5月 8日 受付＊ 大同特殊鋼㈱技術開発研究所，技術士（金属）（P.E.Jp, Corporate Research & Development Center, Daido Steel Co., Ltd.）

電気製鋼 第 94 巻第 1 号 2023 年

下になるまで造形を一時停止している

8）～ 10）．造形の一時停止は有害相の生成抑制や γ 相と α 相の相率を適正化するのに有効な手段である．しかし，生産能率を阻害する要因となる．また，大型構造物を製造するには，長時間の造形が必要となる．長時間造形の懸念点として，1008060

品質に影響を与えるため，定期的にチップ交換が必要と

0800

そこで，本稿では，WAAM に適した溶接ワイヤを検討するため，γ 相率の調整と Cu めっきを施した二相ス
テンレス溶接ワイヤを試作し，WAAM によって作製された造形体の組織と各種特性を調査した．

1200

1400

1Liquid

α6040σ200800

1000

1200

14001600

Temperature (℃)(a) Conventional steel (YS329J4L), (b) Prototypesteel.
また，長時間造形におけるチップ磨耗の低減を目的に，試作材には，ワイヤの表面に Cu めっきを施した．

2.

2

造形試験

WAAM による造形試験の模式図を Fig. 2 に示す．ワークの形状は，単純な壁形状（壁造形体）とした．
Torch

2．実験方法
2.

1600

(b)
γFig. 1. The equilibrium phase diagram for welding wireの頻度を低減し，生産性を向上できる可能性がある 11）．
しかし，これまで二相ステンレス鋼に Cu めっきをした

1000

80

Temperature (℃)

なる．溶接ワイヤに Cu めっきを施すことでチップ交換溶接ワイヤはない．

σ20

溶接ワイヤがコンタクトチップ穴を通過することで生じるチップ穴の摩耗がある．摩耗による穴の拡大は造形

αγ

40

100

Liquid(a)Phase (mass %)の溶接ワイヤを適用した場合，1 層ごとに一定の温度以Phase (mass %)38

Contact tip
Work

溶接ワイヤ

(Duplex stainless steel)

Shielding gas
Melt Pool

本研究で用いた溶接ワイヤの化学組成を Table 1 に示

す．溶接ワイヤは，φ1.2 まで伸線加工された 25Cr 系二相ステンレスのソリッドワイヤ 2 種である．一つは，規格化された YS329J4L の二相ステンレス溶接ワイヤ（既存材）である．もう一つは，造形中の冷却過程において γ 相率最適化を目的に Ni，N を鋼材規格と同等とした

SUS329J4L 二相ステンレス溶接ワイヤ（試作材）である．
Table 1. Chemical composition of duplex stainless steelMn

壁 造 形 体 を 造 形 す る 条 件 概 略 を Table 2 に 示 す．

WAAM には，ワイヤ送給と電流波形を同期制御して造形できる Pulsed Dip Transfer Process（PDT 法）を適用しwelding wire (mass %).
WireCSi
Conventional
steel
0.02 0.4(YS329J4L)
Prototype 0.02 0.5
steel

Fig. 2. Schematic diagram of WAAM experiment.

CuNiCrMo

N

0.6 0.03 9.5 25.1 3.9 0.23
0.7 0.51 6.6 25.3 3.0 0.14

た 12）．造形条件は，シールドガス，チップと造形体の距離および走査速度を固定し，走査方向を一方向とした．入熱は以下の式にて計算し，電流と比例するワイヤ送給速度で調整した．

（1）には，JMatPro® ver11.1 を用いた．既存材では，α 相と γ

H = 60 × E × I / v × 10-3相が晶出し，その後，γ 相が析出する．試作材では，α（V），I は電流（A），v は走査速度（cm/min）である．

既存材と試作材の計算状態図を Fig. 1 に示す．計算

ここで，H は入熱（kJ/cm）であり，E はアーク電圧相のみ晶出し，γ 相が析出する．試作材は，既存材に比造形体の熱サイクルは次のように調整した．一つは，べて高温において γ 相の析出量が少なく，造形中の冷却1 層ごとに造形を一時停止せずに，連続で造形をした．入過程において γ 相の析出が抑制される．有害な σ 相の析熱は，低入熱（1.4 kJ/cm）と高入熱（2.8 kJ/cm）の 2 条件

出温度は，既存材よりも試作材の方が低温であり，造形とした．もう一つは，1 層ごとに層間の温度が 400 ℃以中の σ 相の生成が抑制される．

下となるまで造形を一時停止した．入熱は，高入熱（2.8技術資料＞ワイヤアーク積層造形に適した二相ステンレス溶接ワイヤkJ/cm）とした．

造形中の熱履歴は FLIR 社製の近赤外線ハイスピード

カメラを用いて計測した．放射率は，R 熱電対での実測結果と一致するように補正した．
Table 2. Overview of the process parameters for producing
the wall structures.
Parameter
Welding process
Shielding gas ﬂow rate
Contact tip work distance
Travel speed
Wire feed speed
Heat inputInterpass temperature

Setting
GMAW-PDT
18 l/min(Argon)
12 mm
60 cm/min
2.7, 7.0 m/min
1.4, 2.8 kJ/cm
continuous< 400 ℃

Fig. 3 に高入熱（2.8 kJ/cm）の条件にて連続造形した壁造形体の外観とマクロ組織を示す．壁造形体は均一に整列しており，マクロ欠陥は認められない．なお，壁造形折 法（XRD） を 用 い た．α 相 と γ 相 の 相 率 は FischerPeriscope® を用いて評価した．

2.

5

壁造形体の特性評価

特性調査には，既存材，試作材ともに高入熱（2.8 kJ/cm）の条件で連続造形した壁造形体，および γ 相率を後熱処理にて約 50 % とした壁造形体を用いた．

機械的特性は，引張試験（寸法：2 × 20 × 50 mm）およびシャルピー衝撃試験（寸法：2.5 × 10 × 55 mm，2 mmV ノッチ，試験温度 -40 ℃）にて評価した．造形時に生じる異方性を考慮するため，試験片は走査方向と平行（H）と垂直（V）にて採取した．

耐 食 性 は，ASTM G48 method C 法 に よ る 臨 界 孔 食

温 度（Critical Pitting Temperature, CPT） に て 評 価 し た．
#600 のエメリー紙で表面研磨した 2 × 20 × 30 mm の試験片を用いた．6 % 塩化第 2 鉄に溶液に 1 % 塩酸を加えたものに，試験片を浸漬した．各試験温度で 72 h 保持した．試験温度は 5 ℃刻みで実施し，孔食が発生した

体の成分はワイヤと同一であった．
Sideview of the as-deposited wall structures

39Macrostructure

温度から 5 ℃低い温度を CPT とした．

2. 6 長時間造形によるチップ磨耗評価
Cu めっきの効果を検証するため，高入熱（2.8 kJ/cm）

Travel direction

Deposition directionの条件にて耐摩耗性に優れた W 合金入りチップを用い造形
組織て長時間造形を実施した．造形時間は，10 min，30 min，Observation
direction

60 min とした．各時間におけるチップ穴面積を画像解析により測定した．チップ穴拡大率は，以下の式にて評価した．

10 mm

Fig. 3. Appearance of the test specimen and demarcationof analyzed regions.
(Continuous, heat input of 2.8 kJ/cm, YS329J4L)

2.

3化熱処理（Solid Solution Treatment，ST）を施し，既存材と試作材に対して γ 相率の変化を把握した．ST は，950 ℃から 1350 ℃の範囲で 50 ℃刻みに実施し，各温度で 2 h 保持後に水冷した．

4

壁造形体の組織評価（2）

ここで，A はチップ穴の拡大率（%）であり，As は造形前のチップ穴面積（mm2），Af は各時間における造形後のチップ穴面積（mm2）である．

壁造形体の後熱処理

壁造形体から 10 × 10 mm に切り出した試験片に固溶

2.

A = (Af − As) / As × 1003．実験結果および考察
3.

1

壁造形体の組織Fig. 4 に高入熱（2.8 kJ/cm）の条件にて連続造形した

壁造形体の組織観察結果を示す．既存材および試作材ともに α 相と γ 相の二相構造であり，有害な σ 相や Cr2Nは認められない．既存材の γ 相は，粒界や粒内に関わらず析出しており，その相率は約 74 % となる．一方，試

壁 造 形 体 の 組 織 観 察 に は， 光 学 顕 微 鏡， 電 子 後 方

作材の γ 相は，針状と粒状があり，その相率は約 47 %散 乱 回 折 法（EBSD） お よ び 電 子 線 マ イ ク ロ ア ナ ラとなる．α 相の結晶粒は，造形高さ方向に伸長する粗大イ ザ（EPMA） を 用 い た． 構 成 相 の 同 定 に は X 線 回結晶粒であり，造形方向に対して優先成長する．

電気製鋼 第 94 巻第 1 号 2023 年

40

400 ℃以下に管理した場合では，蓄熱の影響はなく，測Conventional steel(YS329J4L)

γ︓74 %

Prototype steel

定点から離れるに従い，温度は低下する．

γ︓47 %

1800

Continuous, heat input of 1.4 kJ/cm

α Phaseγ PhaseTemperature (℃)

Phase

1600

Continuous, heat input of 2.8 kJ/cm
Interpass temperature＜400 ℃

1400
1200

1000
800
600

IPF

400

050

100

150

200Time (s)100 μmFig. 6. Instance of temperature cycle in WAAM wallstructure (YS329J4L, measurement position:

Fig. 4. The microstructure of the wall structure built byFig. 5).

WAAM. (Continuous, heat input of 2.8 kJ/cm)
Fig. 5 に高入熱（2.8 kJ/cm）の条件にて連続造形した

壁造形体の温度分布を示す．造形時の温度は，上層からFig. 7 に壁造形体の冷却時間と γ 相率の関係を示す．

冷却時間は，γ 相が析出する 1200 ℃から 800 ℃までの下層に向かって低下しており，走査方向に対する温度勾積算時間を用いた 13）．既存材，試作材ともに冷却時間配はほとんど認められない．造形時は，造形の高さ方向が長いほど，γ 相がより多く析出した．既存材の γ 相率に熱が移動しており，上層になるほど冷却されにくい．

は，層間の温度を 400 ℃以下にした場合では 60 % 程度

なお，条件が異なっても同様の温度分布となる．

であるが，連続造形の場合では 80 % を超える．

一方，試作材の γ 相率は，層間の温度を 400 ℃以下にした場合では 40 % 程度と少ないが，連続造形の場合でTravel direction

は，40 % ～ 60 % の範囲にある．
Deposition direction

Torch

赤外線カメラ

WireMeasurement position

Wall structure

以上より，適正な γ 相率を得るためには，既存材は 1層ごとに造形を一時停止させる必要があり，造形能率は低い．一方，試作材は連続造形においても適正な γ 相率を得ることができ，積層造形の高能率化を図れる可能性がある．
100

Fig. 5. Instance of temperature distribution in WAAM wallstructure (Continuous, heat input of 2.8 kJ/cm,YS329J4L).
Fig. 6 に既存材の各入熱条件における壁造形体の熱サイクルを示す．測定位置は，造形体の中心位置で計測した．
いずれの条件でも，加熱・冷却・再加熱の繰り返しとなる．
連続造形した壁造形体の温度は，高入熱（2.8 kJ/cm）よりも低入熱（1.4 kJ/cm）の方が高温で保持される．これは，低入熱（1.4 kJ/cm）では，ワイヤ供給速度が遅く，1 層あたりの積層高さが低くなるために，積層回数が多くなり，測定点においてアークの熱影響を高入熱（2.8 kJ/cm）よりも多く受けるためである．一方で，層間の温度を

γ phase fraction (%)

Substrate80● Conventional steel (YS329J4L)〇 Prototype steel

60Interpass<400 ℃

40

Heat input(1.4 kJ/cm)

Heat input(2.8 kJ/cm)

Preferred phase ratio range

200050

100

150

200

Cooling time (1200 ℃→800 ℃) (s)Fig. 7. Relationship between cooling time (1200 °C ～ 800°C) and γ phase fraction of the wall structure.

41

技術資料＞ワイヤアーク積層造形に適した二相ステンレス溶接ワイヤ

2

後熱処理によるγ相率の適正化

Fig. 8 に高入熱（2.8 kJ/cm）の条件にて連続造形した

壁造形体を後熱処理したミクロ組織を示す．既存材と試作材ともに，後熱処理の温度によって γ 相と α 相の境界に有害な σ 相が生成する場合がある．σ 相の生成を抑制する観点から，試作材は，既存材よりも低温で後熱処理できる．

100
γ phase fraction (%)

3.

● Conventional steel〇 Prototype steel

80

Holding time: 2 hrs

6040

Preferred phase ratio range

20

Holding time: 2 hrs

0600
As-build

800

1000

1200

1400

Temperature (℃)

Fig. 9. Relationship between post-weld heat treatment

σγtemperature and γ phase fraction in an instance ofhigh heat input wall structure.

α25 µmαασγ

3

壁造形体の特性評価

3.

3.

1

造形体の機械的特性Fig. 10(a)，(b) に壁造形体の 0.2 % 耐力と引張強さを

γ25 µm

3.

25 µm示す．造形したままの場合，0.2 % 耐力は，試作材と既存材は同等であり，試作材の α 相に生じた異方性の影

響を受けない 5），14）．引張強さに関しては，試作材がわ

α
γ

25 µm

Fig. 8. Microstructure after post-weld heat treatment.

ずかに低い．また，後熱処理した場合，0.2 % 耐力と引張強さは，試作材，既存材ともに造形したままと同等である．
Fig. 10(c) に 壁 造 形 体 の シ ャ ル ピ ー 衝 撃 値（2 mmVノッチ，-40 ℃）を示す．シャルピー衝撃値は，造形したままの場合，試作材，既存材ともに，V 方向に比べてFig. 9 に壁造形体の γ 相率におよぼす熱処理温度の影H 方向が低い傾向にある．また，後熱処理によって造形響を示す．既存材，試作材ともに，後熱処理の温度上昇したままに比べて改善される．しかし，H 方向が低い傾に伴い γ 相率が低下する．γ 相率が約 50 % となる温度は，向は同じである．特に試作材の衝撃値は，後熱処理の有既存材では，約 1300 ℃であり，試作材では約 1050 ℃である．既存材では，γ 相率を調整するために 1300 ℃の無によらず，H 方向の低下が大きい．これは，α 相の伸長方向と衝撃方向が一致したためと推察される．

後熱処理が必要である．一方，試作材の γ 相率は，造形以上より，試作材の機械的特性は既存材とおおむね同したままと，1050 ℃の後熱処理ではほぼ同等であり，γ等であるが，衝撃値にしては，試作材に異方性があるた

相率を調整する後熱処理は不要といえる．

め造形体を設計する際に留意する必要がある．

電気製鋼 第 94 巻第 1 号 2023 年

4280

CPT (℃)

0.2% yield strength70

Conventional steel

65

Prototype steel

60

55

50

40

45
35

30
As-built,continuous,heat input of 2.8 kJ/cm

20
Conventional 1300 ℃/2 hrs,
prototype 1050 ℃/2 hrs

As-built,

STcontinuous,

Conventional 1300 ℃/2 hrs,

heat input of 2.8 kJ/cm

prototype 1050 ℃/2 hrs

Fig. 11. CPT of the wall structures.
造形したままの試作材の CPT が既存材より優れた理Tensile strength

由を耐孔食指数 7）（Pitting Resistance Equivalent Number，PREN）の観点で調査した．

PREN が高いほど優れた耐孔食性を有する．PREN は以下の式で評価し，γ 相と α 相ごとに PREN の大小による整理を試みた 15）．
As-built,continuous,heat input of 2.8 kJ/cm

Conventional 1300 ℃/2 hrs,
prototype 1050 ℃/2 hrs

PREN=Cr ( % ) +3.3Mo ( % ) +16N ( % )（3）Fig. 12 に造形したままの壁造形体における Cr，Moの濃度分布を示す． Cr，Mo 濃度は，既存材，試作材と2もに γ 相よりも α 相が高い．γ 相の Cr，Mo 濃度は，既存材に比べ，試作材の方が高い．
γ 相の N 濃度については，以下の式で推定した 16）．
Nγ = ( N − Nn ) / (1 − α)（4），N は 全 N 濃 度
こ こ で，Nγ は γ 相 中 の N 濃 度（%）（%），Nn は窒化物として固定された N 濃度（%），α はAs-built,continuous,heat input of 2.8 kJ/cm

α 相率（%）である．α 相に N はほぼ固溶しないため，

Conventional 1300 ℃/2 hrs,
prototype 1050 ℃/2 hrs

Fig. 10. Mechanical properties of the wall structures.
(a) 0.2%Yeild strength, (b) Tensile strength and(c) Charpy impact value.

3.

3.

2

壁造形体の耐孔食性

Fig. 11 に壁造形体の CPT を示す．造形したままでは，試作材の CPT は 45 ℃であり，既存材の 35 ℃よりも優れている．後熱処理した試作材の CPT は 55 ℃であり，既存材の CPT は 65 ℃である．後熱処理した壁造形体は造形したままに比べて優れた CPT となる．ただし，大型構造物への後熱処理に水冷が必要となる可能性があり，冷却速度の管理が必要である．

ワイヤの全 N 濃度と造形体の α 相率から求めた．Nγ は既存材では，0.29 % であり，試作材では 0.32 % となる．
γ 相と α 相ごとに PREN を求め，試作材の CPT が優れた理由を推察した．既存材と試作材ともに，α 相よりγ 相が相対的に低い．γ 相の PREN は，既存材が 24 であり，試作材が 29 となる．α 相よりも相対的に PREN が劣る γ 相において，試作材の PREN が既存材よりも高く，耐孔食性に優れていた可能性がある．

技術資料＞ワイヤアーク積層造形に適した二相ステンレス溶接ワイヤ

3.

543

複雑造形体への適用

複雑形状への適用として，スクリュ形状（φ100 × 150

γ (Cr 20 %)L）の造形を試みた．スクリュ形状は，軸部と羽部で構γ (Cr 17 %)成される．まず，軸部を造形し，室温まで冷却した．次α (Cr 30 %)

Mapに，軸部に対して螺旋状に羽を造形した．造形時間は 3 hα (Cr 33 %)を要し，造形中の入熱は形状を確認しながら調整した．
Fig. 14 にスクリュ造形体の外観および断面マクロをγ (Mo 1.0 %)示す．得られたスクリュ造形体は，ハンピングなどの外γ (Mo 0.7 %)Map

α (Mo 4.5 %)観不良は認められない．また，スクリュ造形体の断面マクロに，融合不良やブローホールなどの内部欠陥も認め

α (Mo 7 %)
µγ

γ(a)

γγ
α

Cられない．

150 mm(Continuous, Heat input 2.8 kJ/cm)

4Shaft parts

γαC

Fig. 12. EPMA of the wall structures built by the WAAM.

3.

(b)

Shaft parts

長時間造形時のチップ磨耗評価

Wing parts
Wing parts

Fig. 13(a)，(b) に 60 min 後 の チ ッ プ 穴 断 面 を 示 す．

Cu めっき有りのワイヤでは，チップの拡大はほぼない

が，Cu めっき無しのワイヤでは，チップ穴が拡大していることがわかる．
Fig. 13(c) に チ ッ プ 穴 拡 大 率 の 経 時 変 化 を 示 す．Cu
めっき有無に関わらず，チップ穴拡大率は時間経過に伴い増加した．60 min 後のチップ拡大率は，Cu めっき無しでは，約 19 % となるが，Cu めっき有りでは，1 % に満たない．
Cu めっきのワイヤは，長時間の造形でもチップ摩耗(a) Without Cu coating
After testing

Before testing

1 mm(b) With Cu coating

Tip hole expansion rate (%)

が生じにくく，チップ交換頻度の低減が期待できる．
30(c)25WAAM.
(a) Specimen geometry, (b) Cross-sectional
macrostructure.
Fig. 15 にスクリュ造形体に分布する γ 相率を示す．

スクリュ造形体の γ 相率は，壁造形体と同等であった．
スクリュ造形体の γ 相は，既存材の場合，69 % ～ 76 %であり，試作材の場合，47 % ～ 54 % であった．羽部と軸部の接合境界の軸部では，既存材，試作材ともに γ 相の比率が低下する傾向が認められたが，試作材は 40 %● Welding wire without Cu coating〇 Welding wire with Cu coating～ 50 % の範囲であった．

造形形状および組織の観点から，試作材は高能率造形20の実現が期待される．

15105001 mm

φ100Fig. 14. The screw structure of prototype steel formed by

10203040506070Time (min)Fig. 13. Picture of tip after 60 min test (a) Without Cu
coating, (b) With coating and (c) Change overtime in tip hole expansion rate.

電気製鋼 第 94 巻第 1 号 2023 年

44γ phase fraction (%)

100（文● Conventional steel (YS329J4L)〇 Prototype steel801）京極秀樹：型技術，38（2023），3，24．

2）A. Vafadar，F. Guzzomi，A. Rassau and K. Hayward：Preferred phase ratio range

60

Applied Sciences，11（2021），3，1213．

3）A. Reichardt，A. A. Shapiro，R. Otis，R. P. Dillon，
J. P. Borgonia，B. W. McEnerney，P. Hosemann and40

A. M. Beese：Int. Mater. Rev.，66（2021）
，1，1．

200献）

4）S. Chandrasekaran，S. Hari and M. Amirthalingam：Mater.
Sci. Eng. A，792（2020），139530．

02040

60

80

100120140Distance from top (mm)Fig. 15. γ phase fraction for each part of the screw
structures.

4.

5）L. Gardner：Structures，47（2023），2178．

6）T. A. Rodrigues，V. Duarte，R. M. Miranda，T. G. Santos
and J. P. Oliveira：Materials，12（2019），7，1121．

7）日本材料学会腐食防食部門委員会編：二相ステンレ

結言

γ 相率を調整した二相ステンレス溶接ワイヤを試作し，ワイヤアーク積層造形を実施した結果，連続造形した壁造形体において，以下の特徴が明らかとなった．
（1）試作材の γ相率は 40 %～ 55 %であり，既存材の γ相率は 70 %以上である．試作材では，冷却のため 1層ごとに造形の一時停止は不要であり，造形能率の向上が期待できる．

（2）試作材では，造形したままで，γ相率は適正な約50 %であり，後熱処理による γ相率の調整が不要である．一方，既存材では，後熱処理の温度は 1300 ℃以上となる．
（3）試作材の機械的特性は，後熱処理の有無によらず既存材と同等である．
（4）試作材の臨界孔食温度は，45 ℃であり，既存材の35 ℃より優れている．
（5）Cuめっきワイヤを積層造形に適用すると，Cuめっス鋼の上手な使い方，日本材料学会，1999，4．
8）B. Wittig，M. Zinke and S. Jüttner：Welding in the World，
65（2021），47．

9）P. P. N i k a m ， D . A r u n ， K . D . R a m k u m a r a n d

N. Sivashanmugam：Mater. Charact.，169（ 2020），
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13）B. Varbai，T. Pickle and K. Májlinger：Int. J. Press.
Vessel. Pip.，176（2019），103952．

14）F. Hejripour，F. Binesh，M. Hebel and D. K. Aidun：J.
Mater. Process. Technol.，272（2019），58．

15）山本涼太郎，八鍬浩，宮坂松甫，原信義：エバラ時
報，262（2021），53．

16）三浦実，高祖正志，工藤赳夫，柘植宏之：溶接学会
論文集，7（1989），1，94．

き無しのワイヤに比べて造形中のチップ摩耗を大幅に抑制できる．このため，チップ交換頻度を抑えて長時間造形できる．
Cu めっきと γ 相率を調整した二相ステンレス溶接ワイヤは，既存の溶接ワイヤに比べて造形能率と耐孔食性の向上に寄与できるため，ワイヤアーク積層造形などのDED 用途への適用が期待できる．

山下正和