耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属
【課題】入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属を提供する。
【解決手段】所定の化学成分組成を有し、大きさに応じた酸化物の個数を制御すると共に、下記式で規定されるＡ値が５．０以下である。Ａ値＝（１００×［Ｃ］−６×[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]−２×[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]−２４×[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]−１３×[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]）×（［Ｍｏ］−[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]）但し、[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]は、応力除去焼鈍後において化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
【解決手段】所定の化学成分組成を有し、大きさに応じた酸化物の個数を制御すると共に、下記式で規定されるＡ値が５．０以下である。Ａ値＝（１００×［Ｃ］−６×[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]−２×[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]−２４×[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]−１３×[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]）×（［Ｍｏ］−[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]）但し、[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]は、応力除去焼鈍後において化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼のような高強度鋼材の溶接に使用される溶接金属に関するものであり、耐焼戻し脆化特性を改善した溶接金属、およびこうした溶接金属を備えた溶接構造体に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ボイラーや化学反応容器において用いられる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼およびその溶接金属部は、高温高圧環境下において使用されるため、強度および靭性等の特性と共に、耐熱性（高温強度）、耐ＳＲ割れ性[応力除去焼鈍(ＳＲ焼鈍)時に粒界割れを起こさないこと]、および耐焼戻し脆化特性（高温環境での使用中に脆化が少ないこと）を高レベルで兼備することが必要とされる。特に近年において、装置大型化に伴う厚肉化により、施工効率の観点から溶接時の入熱量は増大しつつあり、一般に溶接入熱の増大は溶接金属部の組織を粗大化させ、靭性（耐焼戻し脆化特性）を劣化させるため、求められる靭性、耐焼戻し脆化特性はいっそう高い水準となっている。
【０００３】
高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼を溶接した場合に形成される溶接金属の靭性、耐焼戻し脆化特性に着目した技術として、これまでにも様々提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献１では、鋼板組成、溶接材料組成および溶接条件を詳細に規定することによって、諸特性を兼備した溶接金属が得られることが開示されている。この技術では、一部の実施例で、応力除去焼鈍（ＳＲ焼鈍：Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ焼鈍）後の靭性を示すｖＴｒ5.5（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５．５ｋｇｆ・ｍとなる温度）は、−５０℃と良好であるものの、焼戻し脆化処理（ステップクーリング）後の靭性を示すｖＴｒ’5.5（ステップクーリング後の吸収エネルギーが５．５ｋｇｆ・ｍとなる温度）は最良でも−４１℃であり、十分な水準とは言えない。
【０００５】
また特許文献２には、被覆アーク溶接棒において、心線および被覆の歩留まりを考慮しつつＣ，ＭｎおよびＮｉの含有量を関連させて規制することで、靭性、強度および耐熱性を改善することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性については考慮されていない。
【０００６】
ソリッドワイヤやボンドフラックスの成分、および溶接条件（入熱量）を考慮することによって、靭性、強度、耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性に優れる溶接金属が実現できる技術が提案されている（例えば、特許文献３、４）。これらの技術では、一部の実施例で、ＳＲ焼鈍後の靭性を示すｖＴｒ55（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）、焼戻し脆化処理（ステップクーリング）後の靭性を示すｖＴｒ’55（ステップクーリング後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）がともに−５０℃を下回る良好な靭性が得られているものの、焼戻し時の脆化の程度を示すΔｖＴｒ55（＝ｖＴｒ’55−ｖＴｒ55）はいずれも８℃以上と焼戻し脆化を十分抑制できているとは言い難い。
【０００７】
特許文献５には、溶接金属成分、特に不純物元素量を管理することで、靭性、強度および耐ＳＲ割れ性を改善する技術が提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性については考慮されていない。
【０００８】
特許文献６には、被覆アーク溶接において、溶接棒の心線および被覆材成分を制御することで、靭性、強度を改善することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性は考慮されていない。また、想定している溶接入熱が小さく、施工上の制約が大きいものとなっている。
【０００９】
一方、被覆アーク溶接において、溶接棒の心線および被覆材成分を制御することで、靭性、強度を改善ことも提案されている（例えば、特許文献７、８）。これらの技術では、靭性、耐焼戻し脆化特性のいずれも高いレベルにあるものの、推奨される溶接条件は、被覆アーク溶接による溶接金属を規定した特許文献７で溶接電流：１４０〜１９０Ａ程度（心線径φ４．０ｍｍ）であり、サブマージアーク溶接による溶接金属を規定した特許文献８で入熱量：２．０〜３．６ｋＪ／ｍｍ程度であり、溶接入熱量の増大傾向に十分対応しているとは言えない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平２−１８２３７８号公報
【特許文献２】特開平２−２２０７９７号公報
【特許文献３】特開平６−３２８２９２号公報
【特許文献４】特開平８−１５０４７８号公報
【特許文献５】特開２０００−３０１３７８号公報
【特許文献６】特開２００２−２６３８８３号公報
【特許文献７】特開２００８−２２９７１８号公報
【特許文献８】特開２００９−１０６９４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属、およびこのような溶接金属を備えた溶接構造体を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接金属とは、Ｃ：０．０５〜０．１５％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．３０％、Ｃｒ：１．８〜３．０％、Ｍｏ：０．８０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０２０〜０．０６０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、円相当直径で１μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り２０００個以下であると共に、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り１００個以下であり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が５．０以下である点に要旨を有する。
Ａ値＝（１００×［Ｃ］−６×[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]−２×[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]−２４×[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]−１３×[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]）×（［Ｍｏ］−[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]）
…（１）
但し、[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
【００１３】
本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含むことも好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
【００１４】
本発明は、上記のような溶接金属を備えた溶接構造体をも包含する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、化学成分組成と共に、所定大きさの酸化物の個数を規定し、且つ応力除去焼鈍後において化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）と、溶接金属中のＣおよびＭｏとの関係を適切に規定するようにしたので、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が実現できる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】ステップクーリング処理条件を示すグラフである。
【図２】引張試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図３】シャルピー衝撃試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図４Ａ】耐ＳＲ割れ性試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図４Ｂ】耐ＳＲ割れ性試験片の形状を示す概略説明図である。
【図４Ｃ】耐ＳＲ割れ性試験片の採取方法を示す概略説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明者らは、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、粗大な酸化物を低減すると共に、ＳＲ焼鈍後の溶接金属中の全Ｃ量、Ｍｏ量（上記［Ｃ］、［Ｍｏ］）、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶ量（上記[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]）を制御することで、上記諸特性を兼備できることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
即ち、本発明では、溶接金属の化学成分組成を適切に制御すると共に、溶接金属中に存在する円相当直径で１μｍ超の酸化物を１ｍｍ2当り２０００個以下（２０００個／ｍｍ2以下）、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り１００個以下（１００個／ｍｍ2以下）に低減するとともに、下記（１）式によって規定されるＡ値を５．０以下に制御することで、靭性、耐焼戻し脆化特性をはじめとする諸特性が兼備できることを見出した。
Ａ値＝（１００×［Ｃ］−６×[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]−２×[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]−２４×[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]−１３×[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]）×（［Ｍｏ］−[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]）
…（１）
但し、[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ,Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
【００１９】
上記「円相当直径」とは、光学顕微鏡の観察面上で認められる酸化物粒子の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径である。また、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）は、抽出残渣法によって求められるものである。尚、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示すが、これらの量は、応力除去焼鈍の前後において変化しないものである。
【００２０】
溶接金属の耐焼戻し脆化特性は、ＳＲ焼鈍後に、ステップクーリングと称する熱処理を施し、通常のＳＲ焼鈍を施した溶接金属と比較してどの程度靭性が劣化したかによって評価される。本発明者らは、このステップクーリング時に析出する微細炭化物Ｍｏ2Ｃが、析出強化により溶接金属を硬化させることで靭性劣化をもたらすことを新たに見出し、上記（１）式で規定されるＡ値を制御することによって、Ｍｏ2Ｃの析出を抑制し、ステップクーリング後の靭性劣化を抑制し、耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属が実現できたのである。
【００２１】
上記（１）式で規定されるＡ値は、ステップクーリング時のＭｏ2Ｃ析出に寄与する固溶Ｃ、固溶Ｍｏに関連する要件を規定したものであり、熱力学的にはＭｏ2Ｃ析出の駆動力を表現したものである。このＡ値が小さくなるほど、Ｍｏ2Ｃの析出量が少なくなる。従って、耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属を得るためには、Ａ値を所定の値以下に制御する必要がある。こうした観点から、Ａ値は５．０以下とする必要があり、５．０よりも大きくなると、Ｍｏ2Ｃの析出量が増加して耐焼戻し脆化特性が劣化する。このＡ値は、好ましくは４．５以下であり、より好ましくは４．０以下であり、更に好ましくは３．５以下である。
【００２２】
本発明の溶接金属においては、所定大きさの酸化物の個数を制御する必要がある。このように酸化物の形態を制御することによって、溶接金属の組織微細化が図れ、靭性の向上が図れる。こうした観点から、溶接金属中に存在する円相当直径で１μｍ超の酸化物を２０００個／ｍｍ2以下、円相当直径で２μｍ超の酸化物を１００個／ｍｍ2以下に低減する必要があり、これらの上限を超えて酸化物が存在すると、良好な靭性が確保できなくなる。尚、円相当直径で１μｍ超の酸化物は、好ましくは１５００個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは１２００個／ｍｍ2以下であり、本発明によれば１００個／ｍｍ2程度まで低減できる。また円相当直径で２μｍ超の酸化物は、好ましくは６０個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは４０個／ｍｍ2以下である。
【００２３】
本発明の溶接金属において、その化学成分組成を適切に制御することも重要な要件であるが、その範囲設定理由は以下の通りである。
【００２４】
［Ｃ：０．０５〜０．１５％］
Ｃは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％よりも低いと、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物の粗大化を招くことで、靭性低下の原因となるので０．１５％以下とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％以上であり、より好ましくは０．０９％以上であり、好ましい上限は０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
【００２５】
［Ｓｉ：０．１〜０．５０％］
Ｓｉは、溶接時の作業性を良好にする上で有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１％を下回ると、溶接作業性が劣化する。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇、またはマルテンサイト等の硬質組織増加をもたらし、靭性低下を招くので、０．５０％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％以上であり、より好ましくは０．１７％以上であり、好ましい上限は０．４０％以下、より好ましくは０．３２％以下である。
【００２６】
［Ｍｎ：０．６〜１．３０％］
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素であり、その含有量が０．６％を下回ると、室温での強度が低下するほか、耐ＳＲ割れ性にも悪影響を及ぼす。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、高温強度を低下させるので、１．３０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８％以上であり、より好ましくは１．０％以上であり、好ましい上限は１．２％以下、より好ましくは１．１５％以下である。
【００２７】
［Ｃｒ：１．８〜３．０％］
Ｃｒ含有量が１．８％よりも低くなると、旧γ粒界にフィルム状の粗大セメンタイトが析出するようになり、耐ＳＲ割れ性が劣化する。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、炭化物粗大化を招くことで靭性低下の原因となるので、３．０％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．９％以上であり、より好ましくは２．０％以上であり、好ましい上限は２．８％以下、より好ましくは２．６％以下である。
【００２８】
［Ｍｏ：０．８０〜１．２０％］
Ｍｏは、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｍｏ含有量が０．８０％よりも低いと、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇により靭性を低下させるとともに、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏの増加をもたらし、ステップクーリング時に微細Ｍｏ2Ｃが析出することで耐焼戻し脆化特性が劣化するので、１．２０％以下とする必要がある。尚、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．９％以上であり、より好ましくは０．９５％以上であり、好ましい上限は１．１５％以下、より好ましくは１．１％以下である。
【００２９】
［Ｖ：０．２５〜０．５０％］
Ｖは、炭化物（ＭＣ炭化物：Ｍは炭化物形成元素）を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｖ含有量が０．２５％を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．５０％以下とする必要がある。尚、Ｖ含有量の好ましい下限は０．２７％以上であり、より好ましくは０．３０％以上であり、好ましい上限は０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【００３０】
［Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％］
Ｎｂは、炭化物（ＭＣ炭化物）を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０％を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．０５０％以下とする必要がある。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１２％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上であり、好ましい上限は０．０４０％以下、より好ましくは０．０３５％以下である。
【００３１】
［Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、溶接金属のクリープ強度を確保する上で有用な元素であるが、Ｎ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．０２５％以下とする必要がある。尚、上記効果を発揮させる上で好ましい下限は、０．００４％以上（より好ましくは０．００５％以上）であり、好ましい上限は０．０２０％以下（より好ましくは０．０１８％以下）である。
【００３２】
[Ｏ：０．０２０〜０．０６０％]
Ｏは、酸化物を形成し、組織微細化に寄与することで靭性を向上させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ含有量が過剰になって０．０６０％を超えると、粗大な酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることでかえって靭性は低下する。尚、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０２５％以上（より好ましくは０．０２８％以上）であり、好ましい上限は０．０５０％以下（より好ましくは０．０４５％以下)である。
【００３３】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｐ，Ｓ等）の混入が許容され得る。
【００３４】
本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含有させることが好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。
【００３５】
［Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、組織微細化による靭性向上に有効な元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が過大となって靭性が低下するので、ＣｕまたはＮｉの含有量は、夫々１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）である。
【００３６】
［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｂは、粒界からのフェライト生成を抑制し、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以下（更に好ましくは０．００２５％以下)である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）である。
【００３７】
［Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）］
Ｗは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｗ含有量が過剰になると、粒界に析出する炭化物を粗大化させ、靭性に悪影響を及ぼすので、０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下（更に好ましくは、０．２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０８％以上（より好ましくは０．１％以上）である。
【００３８】
［Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、酸化物粗大化を招き靭性に悪影響を及ぼすので、０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下（更に好ましくは、０．０１５％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００１％以上（より好ましくは０．００１２％以上）である。
【００３９】
［Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＭＣ炭化物の析出強化が促進されることによる粒内強化の著しい上昇をもたらし、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下（更に好ましくは、０．０１２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００５％以上（より好ましくは０．００８％以上）である。
【００４０】
本発明の溶接金属を得るための溶接方法は、アーク溶接法であれば特に限定するものではないが、化学反応容器等を実際に溶接施工する際に多用される、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）の適用が好ましい。
【００４１】
但し、本発明の溶接金属を実現するためには、溶接材料および溶接条件を適切に制御する必要がある。溶接材料成分は、当然ながら必要とされる溶接金属成分により制約を受け、また所定の炭化物形態を得るためには、溶接条件および溶接材料成分が適切に制御されなければならない。
【００４２】
例えば、ＳＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が２．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで、且つ溶接時の予熱−パス間温度が１９０〜２５０℃程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接ワイヤ中のＭｏ含有量を１．３％以下、Ｖ含有量を０．３６％以上、Ｎｂ含有量を０．０１２％以上とした上で、これらＶとＮｂの合計含有量に対するＭｏ含有量の比[Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）]を２．８以下とし、更にボンドフラックスの金属ＣａおよびＡｌ2Ｏ3の濃度が、下記（２）式を満足するように制御すれば良い。
１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ2Ｏ3］）≧０．０１５ …（２）
但し、［Ｃａ］、［Ａｌ2Ｏ3］は、夫々ボンドフラックスに含まれる金属Ｃａ、Ａｌ2Ｏ3の濃度（質量％）である。
【００４３】
溶接ワイヤ中の溶接ワイヤ中のＭｏ含有量、Ｖ含有量およびＮｂ含有量が上記の範囲を外れると、或は比[Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）]の値が２．８を超えると、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏ量、固溶Ｃ量が増加し、Ａ値を５．０以下に抑制できなくなる。溶接ワイヤ中のＭｏ含有量は、好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下である。溶接ワイヤ中のＶ含有量は、好ましくは０．３７％以上であり、より好ましくは０．３８％以上である。溶接ワイヤ中のＮｂ含有量は、好ましくは０．０１８％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。また上記比[Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）]の値は、好ましくは２．７以下であり、より好ましくは２．６以下である。
【００４４】
ボンドフラックスの金属ＣａおよびＡｌ2Ｏ3の濃度が、上記（２）式を満足しない場合には［１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ2Ｏ3］）＜０．０１５］、凝集・合体により粗大化しやすいＡｌ2Ｏ3酸化物が一部残存し、粗大酸化物が規定の範囲を超えてしまう。上記（１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ2Ｏ3］）の値は、好ましくは０．０１７以上であり、より好ましくは０．０１８以上である。
【００４５】
ＳＡＷにおける入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを下回るか、或は予熱−パス間温度が１９０℃を下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、冷却中に十分な炭化物が生成しなくなるため、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱量が５．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱−パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、ＳＲ焼鈍時の炭化物生成量が減少し、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。
【００４６】
一方、ＳＭＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が２．３〜３．０ｋＪ／ｍｍで、且つ溶接時の予熱−パス間温度が１９０〜２５０℃程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接棒を製造するに際し、心線のＭｏ含有量を１．２０％以下(好ましくは１．１％以下、より好ましくは１．０％以下)とすると共に、被覆剤のＶ含有量を０．８５％以上(好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．３％以上)、被覆剤のＮｂ含有量を０．１０％以上（好ましくは０．１１％以上、より好ましくは０．１３％以上)とした上で、被覆剤中のＭｇＯの含有量を２．０％以上とすれば良い。
【００４７】
心線のＭｏ含有量、被覆剤のＶ含有量およびＮｂ含有量は、Ａ値を適正な範囲に制御する上で重要な要件であり、これらが上記の範囲を外れると、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏ量、固溶Ｃ量が増加し、Ａ値を５．０以下に抑制できなくなる。被覆剤のＭｇＯは、粗大酸化物の生成を抑制する効果がある。その理由については、明らかではないが、溶接金属中における脱酸元素とフリー元素のバランスを変化させることで、微細酸化物の生成を促進するものと考えられる。こうした効果を発揮させるためには、被覆剤のＭｇＯ含有量は、２．０％以上とするのが良い。被覆剤のＭｇＯ含有量は、好ましくは２．１％以上であり、より好ましくは２．２％以上である。
【００４８】
ＳＭＡＷにおける入熱量が２．３ｋＪ／ｍｍを下回るか、或は予熱−パス間温度が１９０℃を下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、冷却中に十分な炭化物が生成しなくなるため、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱−パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、ＳＲ焼鈍時の炭化物生成量が減少し、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。
【００４９】
上記のような条件に従って溶接金属を形成することによって、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られ、このような溶接金属を備えた溶接構造体が実現できる。
【実施例】
【００５０】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５１】
下記の成分を有する母材を用い、後述の各溶接条件にて溶接金属を作製し、熱処理を施した後、各種特性を評価した。
［母材組成（質量％）］
Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．２３％、Ｍｎ：０．４８％、Ｐ：０．００４％、Ｓ：０．００５％、Ｃｕ：０．０４％、Ａｌ：＜０．００２％、Ｎｉ：０．０８％、Ｃｒ：２．２５％、Ｍｏ：０．９９％、Ｖ：０．００４％、Ｔｉ：０．００２％、Ｎｂ：０．００５％（残部：鉄および不可避的不純物）
【００５２】
［溶接条件（ＳＡＷ）］
溶接方法：サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）
母材板厚：２５ｍｍ
開先角度：１０°（Ｖ字型）
ルート間隔：２５ｍｍ
溶接姿勢：下向き
ワイヤ径：４．０ｍｍφ（ワイヤ組成は下記表１、２に示す）
入熱条件（ＡＣ−ＡＣタンデム）
ア）２．４ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４４０Ａ−２５Ｖ／Ｔ：４８０Ａ−２７Ｖ，１０ｍｍ／秒）
イ）２．６ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４８０Ａ−２５Ｖ／Ｔ：５００Ａ−２８Ｖ，１０ｍｍ／秒）
ウ）３．７ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：５８０Ａ−３０Ｖ／Ｔ：６００Ａ−３２Ｖ，１０ｍｍ／秒）
エ）４．８ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４４０Ａ−２５Ｖ／Ｔ：４８０Ａ−２７Ｖ，５ｍｍ／秒）
オ）５．２ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４８０Ａ−２５Ｖ／Ｔ：５００Ａ−２８Ｖ，５ｍｍ／秒）
但し、Ｌ：Ｌｅａｄｉｎｇ ｗｉｒｅ（先行電極）、Ｔ：Ｔｒａｉｌｉｎｇ ｗｉｒｅ
（後行電極）
予熱−パス間温度：１８０〜２６０℃
積層方法：１層２パス（計６層）
【００５３】
（使用フラックス組成）
組成Ａ（質量％） ＳｉＯ2：８％、Ａｌ2Ｏ3：１４％、ＭｇＯ：３１％、ＣａＦ2：２７％、ＣａＯ：１０％、Ｃａ：０．１３％、その他（ＣＯ2、ＡｌＦ3等）：１０％
組成Ｂ（質量％） ＳｉＯ2：８％、Ａｌ2Ｏ3：１４％、ＭｇＯ：３１％、ＣａＦ2：２７％、ＣａＯ：１０％、Ｃａ：０．０８％、その他（ＣＯ2、ＡｌＦ3等）：１０％
【００５４】
［溶接条件（ＳＭＡＷ）］
溶接方法：被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）
母材板厚：２０ｍｍ
開先角度：２０°（Ｖ字型）
ルート間隔：１９ｍｍ
溶接姿勢：下向き
心線径：５．０ｍｍφ（被覆剤の組成は下記表７に示す）
入熱条件
カ）２．１ｋＪ／ｍｍ（２１０Ａ−２７Ｖ，２．７ｍｍ／秒）
キ）２．３ｋＪ／ｍｍ（２１５Ａ−２７Ｖ，２．５ｍｍ／秒）
ク）２．７ｋＪ／ｍｍ（２１５Ａ−２７Ｖ，２．２ｍｍ／秒）
ケ）３．０ｋＪ／ｍｍ（２２０Ａ−２７Ｖ，２．０ｍｍ／秒）
コ）３．２ｋＪ／ｍｍ（２２５Ａ−２８Ｖ，２．０ｍｍ／秒）
予熱−パス間温度：１８０〜２６０℃
積層方法：１層２パス（計８層）
【００５５】
（使用心線組成）
組成ａ（質量％） Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４９％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．３１％、Ｍｏ：１．１０％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｂ（質量％） Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．５０％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．２８％、Ｍｏ：１．２２％（残部：鉄および不可避的不純物）
【００５６】
[熱処理]
（ＳＲ焼鈍処理）
得られた溶接金属に、ＳＲ焼鈍処理として７０５℃で８時間の熱処理を実施した。ＳＲ焼鈍処理は、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、昇温速度が毎時５５℃（５５℃／時）以下となるように加熱条件を調整し、供試材の温度が７０５℃に到達するまで加熱した。そして、７０５℃で８時間保持した後、供試材の温度が３００℃以下になるまで、冷却速度が５５℃／時以下となるように供試材を冷却した。尚、このＳＲ焼鈍処理において、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。
【００５７】
（ステップクーリング）
ＳＲ焼鈍処理後の供試材に脆化促進処理としてのステップクーリングを実施した。図１は、温度を縦軸にとり、時間を横軸にとって、ステップクーリング処理条件を示すグラフである。図１に示すように、ステップクーリングは、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、温度上昇が毎時５０℃（５０℃／時）以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度を５９３℃に到達するまで加熱し、その温度で１時間保持する。その後、同様の要領で、５３８℃で１５時間、５２４℃で２４時間、４９６℃で６０時間保持するが、これらの冷却段階においては毎時５．６℃の温度で試験片が冷却される様に調整する。更に、４９６℃で保持された試験片を、毎時２．８℃（２．８℃／時）で冷却して４６８℃とし、この温度で１００時間保持する。そして、供試材の温度が３００℃以下となるまで、温度降下が毎時２８℃（２８℃／時）以下となる様に供試材を冷却する。尚、このステップクーリング処理において、ＳＲ焼鈍処理と同様に、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。
【００５８】
［評価特性］
（円相当直径が１μｍ超の酸化物の個数、および円相当直径が２μｍ超の酸化物の個数）
上記で７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の最終パス中央部を鏡面研磨し、倍率：１０００倍で０．０３７μｍ2の画像を４枚撮影し、撮影した酸化物のサイズ、個数密度を画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により算出し、円相当直径が１μｍ超または円相当直径が２μｍ超の酸化物を選択したうえで（円相当直径が２μｍ超の酸化物の個数は、円相当直径が１μｍ超の酸化物の個数にも含まれる）、それらの個数を算出した。
【００５９】
（化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量）
７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中心部を、１０体積％アセチルアセトン−１体積％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液により電解抽出し、フィルター孔径：０．１μｍのフィルターで濾過して残渣を得た後、この残渣をＩＣＰ発光分析にかけ、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量を求めた。
【００６０】
（強度）
７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚表面から１０ｍｍ深さの位置より、図２に基づき溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ Ａ２号）を採取し、室温（２５℃）において、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で、引張強度ＴＳを測定した。引張強度ＴＳ＞６００ＭＰａを強度に優れると評価した。
【００６１】
（靭性）
７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中央部より、図３に基づき溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ ４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領で、シャルピー衝撃試験を実施し、３回の吸収エネルギーの平均値が５４Ｊとなる温度ｖＴｒ54を測定した。ｖＴｒ54が−５０℃以下のときに靭性に優れると評価した。また７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理後にステップクーリングを施した溶接金属について、同様の要領で、吸収エネルギーの平均値が５４Ｊとなる温度ｖＴｒ’54を測定した。ｖＴｒ’54が−５０℃以下のときに靭性に優れると評価した。
【００６２】
（耐焼戻し脆化特性）
上記で測定したｖＴｒ54とｖＴｒ’54の差ΔｖＴｒ54が５℃以下のときに［ΔｖＴｒ54＝ｖＴｒ’54−ｖＴｒ54≦５℃］、耐焼戻し脆化特性靭性に優れると評価した。尚、ΔｖＴｒ54が負の値となる場合には、「０℃」として表示した。これは、焼戻脆化がほとんど生じない優れた溶接金属である。
【００６３】
（耐ＳＲ割れ性）
溶接金属の最終パス（原質部）より、スリットサイズ＝０．５ｍｍのリング割れ試験片を下記に基づき採取した。６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、試験片６個（観察面３×試験数２）とも、ノッチ底部近傍に割れが発生しなかった場合を耐ＳＲ割れ性に優れる（評価○）と評価し、割れが発生した場合を耐ＳＲ割れ性に劣る（評価×）と評価した。
【００６４】
このとき、耐ＳＲ割れ性の評価方法として、リング割れ試験の概要を以下に示す。図４Ａに試験片の採取位置、図４Ｂに試験片の形状を示す。Ｕノッチ直下組織が原質部となるように、最終ビード表面直下から採取し、スリットサイズ（幅）は０．５ｍｍとする。スリット幅が０．０５ｍｍとなるまで押し縮め、スリット部をＴＩＧ溶接し、ノッチ底部に引っ張り残留応力を負荷する。ＴＩＧ溶接後の試験片をマッフル炉にて６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、ＳＲ焼鈍処理後、図４Ｃに示すように、試験片を３等分して採取し（観察面１〜３）、その断面（ノッチ底部付近）を光学顕微鏡にて観察し、ＳＲ割れ発生状況を観察した。
【００６５】
［実施例１］
ＳＡＷで溶接金属を形成したときに用いた各種溶接ワイヤ（Ｗ１〜４４）の化学成分組成を、比［（Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］の値と共に、下記表１、２に示す。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（溶接ワイヤＮｏ．入熱条件、使用フラックス、予熱−パス間温度）およびＡ値と共に、下記表３、４に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果［各大きさの酸化物個数、引張強度ＴＳ、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、耐ＳＲ割れ性］を下記表５、６に示す。
【００６６】
【表１】
【００６７】
【表２】
【００６８】
【表３】
【００６９】
【表４】
【００７０】
【表５】
【００７１】
【表６】
【００７２】
表１〜６から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表３〜６の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜３０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。
【００７３】
一方、Ｎｏ．３１〜４９は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．３１は、入熱条件に原因して（入熱量が２．４ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．３２は、入熱条件に原因して（入熱量が５．２ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。
【００７４】
Ｎｏ．３３は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも低く、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．３４は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも高く、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。
【００７５】
Ｎｏ．３５は、使用フラックスの金属ＣａおよびＡｌ2Ｏ3の濃度が、上記（２）式の関係を満足しない組成Ｂを用いた例であり、粗大な酸化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．３６は、Ｃ含有量が不足しており、強度が低下している。
【００７６】
Ｎｏ．３７は、Ｃ含有量が過剰になっており、またＣｒ炭化物の含有量が不足しており、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、および耐ＳＲ割れ性が劣化している。Ｎｏ．３８は、溶接ワイヤ中の比［Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］の値が高く（２．９３）、また溶接金属中のＳｉ含有量が過剰でＭｎ含有量が不足しており、Ａ値が大きくなっており、強度が低下すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、および耐ＳＲ割れ性のいずれも劣化している。
【００７７】
Ｎｏ．３９は、Ｍｎ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．４０は、溶接金属中のＮｉ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００７８】
Ｎｏ．４１は、Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量が過剰であると共に、Ｃｕ含有量も過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．４２は、溶接金属中のＭｏ含有量が不足しており、またＡｌ含有量が過剰になっており、粗大酸化物の個数が増加し、強度が低下すると共に靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．４３は、溶接ワイヤの組成に原因して溶接金属中のＶ含有量が不足すると共に、Ｂ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、強度が低下すると共に、靭性（ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
【００７９】
Ｎｏ．４４は、溶接金属中のＶ含有量およびＷ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．４５は、溶接金属中のＮｂ含有量およびＴｉ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
【００８０】
Ｎｏ．４６は、溶接ワイヤの組成に原因して溶接金属中のＮｂ含有量が不足すると共に、Ｏ含有量も不足しており、またＡ値が大きくなっており、強度が低下すると共に靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．４７は、溶接金属中のＮ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。
【００８１】
Ｎｏ．４８は、溶接金属中のＯ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、各酸化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．４９は、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００８２】
［実施例２］
ＳＭＡＷで溶接金属を形成したときに用いた各種被覆剤の化学成分組成を、下記表７に示す（被覆剤Ｎｏ．Ｂ１〜２４）。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（被覆剤Ｎｏ．入熱条件、心線種類、予熱−パス間温度）およびＡ値と共に、下記表８に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果［各大きさの酸化物個数、引張強度ＴＳ、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、耐ＳＲ割れ性］を下記表９に示す。
【００８３】
【表７】
【００８４】
【表８】
【００８５】
【表９】
【００８６】
表７〜９から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表８、９の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．５０〜６３は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。
【００８７】
一方、Ｎｏ．６４〜７７は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．６４は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも低く、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．６５は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも高く、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００８８】
Ｎｏ．６６は、入熱条件に原因して（入熱量が２．１ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．６７は、入熱条件に原因して（入熱量が３．２ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００８９】
Ｎｏ．６８は、心線の成分組成が適切でないｂを用いたため、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．６９は、Ｃ含有量が不足すると共に、強度が不足している。Ｎｏ．７０は、Ｍｎ含有量が不足すると共に、Ｃｒ含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
【００９０】
Ｎｏ．７１は、Ｍｎ含有量およびＶ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．７２は、Ｃ含有量およびＭｏ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００９１】
Ｎｏ．７３は、被覆剤のＮｂ含有量に原因してＡ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．７４は、被覆剤のＶ含有量に原因してＡ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．７５は、Ｓｉ含有量が過剰になると共にＮｂ含有量が不足しており、またＡ値が大きくなっており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００９２】
Ｎｏ．７６は、Ｖ含有量が不足してＡ値が大きくなっており、また被覆剤中のＭｇＯ含有量に原因して粗大な酸化物が増加しており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．７７は、Ｎｂ含有量およびＢ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼のような高強度鋼材の溶接に使用される溶接金属に関するものであり、耐焼戻し脆化特性を改善した溶接金属、およびこうした溶接金属を備えた溶接構造体に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ボイラーや化学反応容器において用いられる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼およびその溶接金属部は、高温高圧環境下において使用されるため、強度および靭性等の特性と共に、耐熱性（高温強度）、耐ＳＲ割れ性[応力除去焼鈍(ＳＲ焼鈍)時に粒界割れを起こさないこと]、および耐焼戻し脆化特性（高温環境での使用中に脆化が少ないこと）を高レベルで兼備することが必要とされる。特に近年において、装置大型化に伴う厚肉化により、施工効率の観点から溶接時の入熱量は増大しつつあり、一般に溶接入熱の増大は溶接金属部の組織を粗大化させ、靭性（耐焼戻し脆化特性）を劣化させるため、求められる靭性、耐焼戻し脆化特性はいっそう高い水準となっている。
【０００３】
高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼を溶接した場合に形成される溶接金属の靭性、耐焼戻し脆化特性に着目した技術として、これまでにも様々提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献１では、鋼板組成、溶接材料組成および溶接条件を詳細に規定することによって、諸特性を兼備した溶接金属が得られることが開示されている。この技術では、一部の実施例で、応力除去焼鈍（ＳＲ焼鈍：Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ焼鈍）後の靭性を示すｖＴｒ5.5（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５．５ｋｇｆ・ｍとなる温度）は、−５０℃と良好であるものの、焼戻し脆化処理（ステップクーリング）後の靭性を示すｖＴｒ’5.5（ステップクーリング後の吸収エネルギーが５．５ｋｇｆ・ｍとなる温度）は最良でも−４１℃であり、十分な水準とは言えない。
【０００５】
また特許文献２には、被覆アーク溶接棒において、心線および被覆の歩留まりを考慮しつつＣ，ＭｎおよびＮｉの含有量を関連させて規制することで、靭性、強度および耐熱性を改善することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性については考慮されていない。
【０００６】
ソリッドワイヤやボンドフラックスの成分、および溶接条件（入熱量）を考慮することによって、靭性、強度、耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性に優れる溶接金属が実現できる技術が提案されている（例えば、特許文献３、４）。これらの技術では、一部の実施例で、ＳＲ焼鈍後の靭性を示すｖＴｒ55（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）、焼戻し脆化処理（ステップクーリング）後の靭性を示すｖＴｒ’55（ステップクーリング後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）がともに−５０℃を下回る良好な靭性が得られているものの、焼戻し時の脆化の程度を示すΔｖＴｒ55（＝ｖＴｒ’55−ｖＴｒ55）はいずれも８℃以上と焼戻し脆化を十分抑制できているとは言い難い。
【０００７】
特許文献５には、溶接金属成分、特に不純物元素量を管理することで、靭性、強度および耐ＳＲ割れ性を改善する技術が提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性については考慮されていない。
【０００８】
特許文献６には、被覆アーク溶接において、溶接棒の心線および被覆材成分を制御することで、靭性、強度を改善することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性は考慮されていない。また、想定している溶接入熱が小さく、施工上の制約が大きいものとなっている。
【０００９】
一方、被覆アーク溶接において、溶接棒の心線および被覆材成分を制御することで、靭性、強度を改善ことも提案されている（例えば、特許文献７、８）。これらの技術では、靭性、耐焼戻し脆化特性のいずれも高いレベルにあるものの、推奨される溶接条件は、被覆アーク溶接による溶接金属を規定した特許文献７で溶接電流：１４０〜１９０Ａ程度（心線径φ４．０ｍｍ）であり、サブマージアーク溶接による溶接金属を規定した特許文献８で入熱量：２．０〜３．６ｋＪ／ｍｍ程度であり、溶接入熱量の増大傾向に十分対応しているとは言えない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平２−１８２３７８号公報
【特許文献２】特開平２−２２０７９７号公報
【特許文献３】特開平６−３２８２９２号公報
【特許文献４】特開平８−１５０４７８号公報
【特許文献５】特開２０００−３０１３７８号公報
【特許文献６】特開２００２−２６３８８３号公報
【特許文献７】特開２００８−２２９７１８号公報
【特許文献８】特開２００９−１０６９４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属、およびこのような溶接金属を備えた溶接構造体を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接金属とは、Ｃ：０．０５〜０．１５％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．３０％、Ｃｒ：１．８〜３．０％、Ｍｏ：０．８０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０２０〜０．０６０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、円相当直径で１μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り２０００個以下であると共に、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り１００個以下であり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が５．０以下である点に要旨を有する。
Ａ値＝（１００×［Ｃ］−６×[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]−２×[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]−２４×[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]−１３×[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]）×（［Ｍｏ］−[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]）
…（１）
但し、[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
【００１３】
本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含むことも好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
【００１４】
本発明は、上記のような溶接金属を備えた溶接構造体をも包含する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、化学成分組成と共に、所定大きさの酸化物の個数を規定し、且つ応力除去焼鈍後において化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）と、溶接金属中のＣおよびＭｏとの関係を適切に規定するようにしたので、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が実現できる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】ステップクーリング処理条件を示すグラフである。
【図２】引張試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図３】シャルピー衝撃試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図４Ａ】耐ＳＲ割れ性試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図４Ｂ】耐ＳＲ割れ性試験片の形状を示す概略説明図である。
【図４Ｃ】耐ＳＲ割れ性試験片の採取方法を示す概略説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明者らは、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、粗大な酸化物を低減すると共に、ＳＲ焼鈍後の溶接金属中の全Ｃ量、Ｍｏ量（上記［Ｃ］、［Ｍｏ］）、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶ量（上記[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]）を制御することで、上記諸特性を兼備できることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
即ち、本発明では、溶接金属の化学成分組成を適切に制御すると共に、溶接金属中に存在する円相当直径で１μｍ超の酸化物を１ｍｍ2当り２０００個以下（２０００個／ｍｍ2以下）、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り１００個以下（１００個／ｍｍ2以下）に低減するとともに、下記（１）式によって規定されるＡ値を５．０以下に制御することで、靭性、耐焼戻し脆化特性をはじめとする諸特性が兼備できることを見出した。
Ａ値＝（１００×［Ｃ］−６×[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]−２×[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]−２４×[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]−１３×[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]）×（［Ｍｏ］−[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]）
…（１）
但し、[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ,Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
【００１９】
上記「円相当直径」とは、光学顕微鏡の観察面上で認められる酸化物粒子の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径である。また、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）は、抽出残渣法によって求められるものである。尚、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示すが、これらの量は、応力除去焼鈍の前後において変化しないものである。
【００２０】
溶接金属の耐焼戻し脆化特性は、ＳＲ焼鈍後に、ステップクーリングと称する熱処理を施し、通常のＳＲ焼鈍を施した溶接金属と比較してどの程度靭性が劣化したかによって評価される。本発明者らは、このステップクーリング時に析出する微細炭化物Ｍｏ2Ｃが、析出強化により溶接金属を硬化させることで靭性劣化をもたらすことを新たに見出し、上記（１）式で規定されるＡ値を制御することによって、Ｍｏ2Ｃの析出を抑制し、ステップクーリング後の靭性劣化を抑制し、耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属が実現できたのである。
【００２１】
上記（１）式で規定されるＡ値は、ステップクーリング時のＭｏ2Ｃ析出に寄与する固溶Ｃ、固溶Ｍｏに関連する要件を規定したものであり、熱力学的にはＭｏ2Ｃ析出の駆動力を表現したものである。このＡ値が小さくなるほど、Ｍｏ2Ｃの析出量が少なくなる。従って、耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属を得るためには、Ａ値を所定の値以下に制御する必要がある。こうした観点から、Ａ値は５．０以下とする必要があり、５．０よりも大きくなると、Ｍｏ2Ｃの析出量が増加して耐焼戻し脆化特性が劣化する。このＡ値は、好ましくは４．５以下であり、より好ましくは４．０以下であり、更に好ましくは３．５以下である。
【００２２】
本発明の溶接金属においては、所定大きさの酸化物の個数を制御する必要がある。このように酸化物の形態を制御することによって、溶接金属の組織微細化が図れ、靭性の向上が図れる。こうした観点から、溶接金属中に存在する円相当直径で１μｍ超の酸化物を２０００個／ｍｍ2以下、円相当直径で２μｍ超の酸化物を１００個／ｍｍ2以下に低減する必要があり、これらの上限を超えて酸化物が存在すると、良好な靭性が確保できなくなる。尚、円相当直径で１μｍ超の酸化物は、好ましくは１５００個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは１２００個／ｍｍ2以下であり、本発明によれば１００個／ｍｍ2程度まで低減できる。また円相当直径で２μｍ超の酸化物は、好ましくは６０個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは４０個／ｍｍ2以下である。
【００２３】
本発明の溶接金属において、その化学成分組成を適切に制御することも重要な要件であるが、その範囲設定理由は以下の通りである。
【００２４】
［Ｃ：０．０５〜０．１５％］
Ｃは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％よりも低いと、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物の粗大化を招くことで、靭性低下の原因となるので０．１５％以下とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％以上であり、より好ましくは０．０９％以上であり、好ましい上限は０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
【００２５】
［Ｓｉ：０．１〜０．５０％］
Ｓｉは、溶接時の作業性を良好にする上で有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１％を下回ると、溶接作業性が劣化する。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇、またはマルテンサイト等の硬質組織増加をもたらし、靭性低下を招くので、０．５０％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％以上であり、より好ましくは０．１７％以上であり、好ましい上限は０．４０％以下、より好ましくは０．３２％以下である。
【００２６】
［Ｍｎ：０．６〜１．３０％］
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素であり、その含有量が０．６％を下回ると、室温での強度が低下するほか、耐ＳＲ割れ性にも悪影響を及ぼす。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、高温強度を低下させるので、１．３０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８％以上であり、より好ましくは１．０％以上であり、好ましい上限は１．２％以下、より好ましくは１．１５％以下である。
【００２７】
［Ｃｒ：１．８〜３．０％］
Ｃｒ含有量が１．８％よりも低くなると、旧γ粒界にフィルム状の粗大セメンタイトが析出するようになり、耐ＳＲ割れ性が劣化する。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、炭化物粗大化を招くことで靭性低下の原因となるので、３．０％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．９％以上であり、より好ましくは２．０％以上であり、好ましい上限は２．８％以下、より好ましくは２．６％以下である。
【００２８】
［Ｍｏ：０．８０〜１．２０％］
Ｍｏは、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｍｏ含有量が０．８０％よりも低いと、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇により靭性を低下させるとともに、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏの増加をもたらし、ステップクーリング時に微細Ｍｏ2Ｃが析出することで耐焼戻し脆化特性が劣化するので、１．２０％以下とする必要がある。尚、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．９％以上であり、より好ましくは０．９５％以上であり、好ましい上限は１．１５％以下、より好ましくは１．１％以下である。
【００２９】
［Ｖ：０．２５〜０．５０％］
Ｖは、炭化物（ＭＣ炭化物：Ｍは炭化物形成元素）を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｖ含有量が０．２５％を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．５０％以下とする必要がある。尚、Ｖ含有量の好ましい下限は０．２７％以上であり、より好ましくは０．３０％以上であり、好ましい上限は０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【００３０】
［Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％］
Ｎｂは、炭化物（ＭＣ炭化物）を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０％を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．０５０％以下とする必要がある。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１２％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上であり、好ましい上限は０．０４０％以下、より好ましくは０．０３５％以下である。
【００３１】
［Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、溶接金属のクリープ強度を確保する上で有用な元素であるが、Ｎ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．０２５％以下とする必要がある。尚、上記効果を発揮させる上で好ましい下限は、０．００４％以上（より好ましくは０．００５％以上）であり、好ましい上限は０．０２０％以下（より好ましくは０．０１８％以下）である。
【００３２】
[Ｏ：０．０２０〜０．０６０％]
Ｏは、酸化物を形成し、組織微細化に寄与することで靭性を向上させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ含有量が過剰になって０．０６０％を超えると、粗大な酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることでかえって靭性は低下する。尚、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０２５％以上（より好ましくは０．０２８％以上）であり、好ましい上限は０．０５０％以下（より好ましくは０．０４５％以下)である。
【００３３】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｐ，Ｓ等）の混入が許容され得る。
【００３４】
本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含有させることが好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。
【００３５】
［Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、組織微細化による靭性向上に有効な元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が過大となって靭性が低下するので、ＣｕまたはＮｉの含有量は、夫々１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）である。
【００３６】
［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｂは、粒界からのフェライト生成を抑制し、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以下（更に好ましくは０．００２５％以下)である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）である。
【００３７】
［Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）］
Ｗは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｗ含有量が過剰になると、粒界に析出する炭化物を粗大化させ、靭性に悪影響を及ぼすので、０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下（更に好ましくは、０．２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０８％以上（より好ましくは０．１％以上）である。
【００３８】
［Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、酸化物粗大化を招き靭性に悪影響を及ぼすので、０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下（更に好ましくは、０．０１５％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００１％以上（より好ましくは０．００１２％以上）である。
【００３９】
［Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＭＣ炭化物の析出強化が促進されることによる粒内強化の著しい上昇をもたらし、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下（更に好ましくは、０．０１２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００５％以上（より好ましくは０．００８％以上）である。
【００４０】
本発明の溶接金属を得るための溶接方法は、アーク溶接法であれば特に限定するものではないが、化学反応容器等を実際に溶接施工する際に多用される、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）の適用が好ましい。
【００４１】
但し、本発明の溶接金属を実現するためには、溶接材料および溶接条件を適切に制御する必要がある。溶接材料成分は、当然ながら必要とされる溶接金属成分により制約を受け、また所定の炭化物形態を得るためには、溶接条件および溶接材料成分が適切に制御されなければならない。
【００４２】
例えば、ＳＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が２．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで、且つ溶接時の予熱−パス間温度が１９０〜２５０℃程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接ワイヤ中のＭｏ含有量を１．３％以下、Ｖ含有量を０．３６％以上、Ｎｂ含有量を０．０１２％以上とした上で、これらＶとＮｂの合計含有量に対するＭｏ含有量の比[Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）]を２．８以下とし、更にボンドフラックスの金属ＣａおよびＡｌ2Ｏ3の濃度が、下記（２）式を満足するように制御すれば良い。
１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ2Ｏ3］）≧０．０１５ …（２）
但し、［Ｃａ］、［Ａｌ2Ｏ3］は、夫々ボンドフラックスに含まれる金属Ｃａ、Ａｌ2Ｏ3の濃度（質量％）である。
【００４３】
溶接ワイヤ中の溶接ワイヤ中のＭｏ含有量、Ｖ含有量およびＮｂ含有量が上記の範囲を外れると、或は比[Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）]の値が２．８を超えると、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏ量、固溶Ｃ量が増加し、Ａ値を５．０以下に抑制できなくなる。溶接ワイヤ中のＭｏ含有量は、好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下である。溶接ワイヤ中のＶ含有量は、好ましくは０．３７％以上であり、より好ましくは０．３８％以上である。溶接ワイヤ中のＮｂ含有量は、好ましくは０．０１８％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。また上記比[Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）]の値は、好ましくは２．７以下であり、より好ましくは２．６以下である。
【００４４】
ボンドフラックスの金属ＣａおよびＡｌ2Ｏ3の濃度が、上記（２）式を満足しない場合には［１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ2Ｏ3］）＜０．０１５］、凝集・合体により粗大化しやすいＡｌ2Ｏ3酸化物が一部残存し、粗大酸化物が規定の範囲を超えてしまう。上記（１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ2Ｏ3］）の値は、好ましくは０．０１７以上であり、より好ましくは０．０１８以上である。
【００４５】
ＳＡＷにおける入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを下回るか、或は予熱−パス間温度が１９０℃を下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、冷却中に十分な炭化物が生成しなくなるため、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱量が５．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱−パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、ＳＲ焼鈍時の炭化物生成量が減少し、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。
【００４６】
一方、ＳＭＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が２．３〜３．０ｋＪ／ｍｍで、且つ溶接時の予熱−パス間温度が１９０〜２５０℃程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接棒を製造するに際し、心線のＭｏ含有量を１．２０％以下(好ましくは１．１％以下、より好ましくは１．０％以下)とすると共に、被覆剤のＶ含有量を０．８５％以上(好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．３％以上)、被覆剤のＮｂ含有量を０．１０％以上（好ましくは０．１１％以上、より好ましくは０．１３％以上)とした上で、被覆剤中のＭｇＯの含有量を２．０％以上とすれば良い。
【００４７】
心線のＭｏ含有量、被覆剤のＶ含有量およびＮｂ含有量は、Ａ値を適正な範囲に制御する上で重要な要件であり、これらが上記の範囲を外れると、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏ量、固溶Ｃ量が増加し、Ａ値を５．０以下に抑制できなくなる。被覆剤のＭｇＯは、粗大酸化物の生成を抑制する効果がある。その理由については、明らかではないが、溶接金属中における脱酸元素とフリー元素のバランスを変化させることで、微細酸化物の生成を促進するものと考えられる。こうした効果を発揮させるためには、被覆剤のＭｇＯ含有量は、２．０％以上とするのが良い。被覆剤のＭｇＯ含有量は、好ましくは２．１％以上であり、より好ましくは２．２％以上である。
【００４８】
ＳＭＡＷにおける入熱量が２．３ｋＪ／ｍｍを下回るか、或は予熱−パス間温度が１９０℃を下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、冷却中に十分な炭化物が生成しなくなるため、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱−パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、ＳＲ焼鈍時の炭化物生成量が減少し、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。
【００４９】
上記のような条件に従って溶接金属を形成することによって、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られ、このような溶接金属を備えた溶接構造体が実現できる。
【実施例】
【００５０】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５１】
下記の成分を有する母材を用い、後述の各溶接条件にて溶接金属を作製し、熱処理を施した後、各種特性を評価した。
［母材組成（質量％）］
Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．２３％、Ｍｎ：０．４８％、Ｐ：０．００４％、Ｓ：０．００５％、Ｃｕ：０．０４％、Ａｌ：＜０．００２％、Ｎｉ：０．０８％、Ｃｒ：２．２５％、Ｍｏ：０．９９％、Ｖ：０．００４％、Ｔｉ：０．００２％、Ｎｂ：０．００５％（残部：鉄および不可避的不純物）
【００５２】
［溶接条件（ＳＡＷ）］
溶接方法：サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）
母材板厚：２５ｍｍ
開先角度：１０°（Ｖ字型）
ルート間隔：２５ｍｍ
溶接姿勢：下向き
ワイヤ径：４．０ｍｍφ（ワイヤ組成は下記表１、２に示す）
入熱条件（ＡＣ−ＡＣタンデム）
ア）２．４ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４４０Ａ−２５Ｖ／Ｔ：４８０Ａ−２７Ｖ，１０ｍｍ／秒）
イ）２．６ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４８０Ａ−２５Ｖ／Ｔ：５００Ａ−２８Ｖ，１０ｍｍ／秒）
ウ）３．７ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：５８０Ａ−３０Ｖ／Ｔ：６００Ａ−３２Ｖ，１０ｍｍ／秒）
エ）４．８ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４４０Ａ−２５Ｖ／Ｔ：４８０Ａ−２７Ｖ，５ｍｍ／秒）
オ）５．２ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４８０Ａ−２５Ｖ／Ｔ：５００Ａ−２８Ｖ，５ｍｍ／秒）
但し、Ｌ：Ｌｅａｄｉｎｇ ｗｉｒｅ（先行電極）、Ｔ：Ｔｒａｉｌｉｎｇ ｗｉｒｅ
（後行電極）
予熱−パス間温度：１８０〜２６０℃
積層方法：１層２パス（計６層）
【００５３】
（使用フラックス組成）
組成Ａ（質量％） ＳｉＯ2：８％、Ａｌ2Ｏ3：１４％、ＭｇＯ：３１％、ＣａＦ2：２７％、ＣａＯ：１０％、Ｃａ：０．１３％、その他（ＣＯ2、ＡｌＦ3等）：１０％
組成Ｂ（質量％） ＳｉＯ2：８％、Ａｌ2Ｏ3：１４％、ＭｇＯ：３１％、ＣａＦ2：２７％、ＣａＯ：１０％、Ｃａ：０．０８％、その他（ＣＯ2、ＡｌＦ3等）：１０％
【００５４】
［溶接条件（ＳＭＡＷ）］
溶接方法：被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）
母材板厚：２０ｍｍ
開先角度：２０°（Ｖ字型）
ルート間隔：１９ｍｍ
溶接姿勢：下向き
心線径：５．０ｍｍφ（被覆剤の組成は下記表７に示す）
入熱条件
カ）２．１ｋＪ／ｍｍ（２１０Ａ−２７Ｖ，２．７ｍｍ／秒）
キ）２．３ｋＪ／ｍｍ（２１５Ａ−２７Ｖ，２．５ｍｍ／秒）
ク）２．７ｋＪ／ｍｍ（２１５Ａ−２７Ｖ，２．２ｍｍ／秒）
ケ）３．０ｋＪ／ｍｍ（２２０Ａ−２７Ｖ，２．０ｍｍ／秒）
コ）３．２ｋＪ／ｍｍ（２２５Ａ−２８Ｖ，２．０ｍｍ／秒）
予熱−パス間温度：１８０〜２６０℃
積層方法：１層２パス（計８層）
【００５５】
（使用心線組成）
組成ａ（質量％） Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４９％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．３１％、Ｍｏ：１．１０％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｂ（質量％） Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．５０％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．２８％、Ｍｏ：１．２２％（残部：鉄および不可避的不純物）
【００５６】
[熱処理]
（ＳＲ焼鈍処理）
得られた溶接金属に、ＳＲ焼鈍処理として７０５℃で８時間の熱処理を実施した。ＳＲ焼鈍処理は、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、昇温速度が毎時５５℃（５５℃／時）以下となるように加熱条件を調整し、供試材の温度が７０５℃に到達するまで加熱した。そして、７０５℃で８時間保持した後、供試材の温度が３００℃以下になるまで、冷却速度が５５℃／時以下となるように供試材を冷却した。尚、このＳＲ焼鈍処理において、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。
【００５７】
（ステップクーリング）
ＳＲ焼鈍処理後の供試材に脆化促進処理としてのステップクーリングを実施した。図１は、温度を縦軸にとり、時間を横軸にとって、ステップクーリング処理条件を示すグラフである。図１に示すように、ステップクーリングは、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、温度上昇が毎時５０℃（５０℃／時）以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度を５９３℃に到達するまで加熱し、その温度で１時間保持する。その後、同様の要領で、５３８℃で１５時間、５２４℃で２４時間、４９６℃で６０時間保持するが、これらの冷却段階においては毎時５．６℃の温度で試験片が冷却される様に調整する。更に、４９６℃で保持された試験片を、毎時２．８℃（２．８℃／時）で冷却して４６８℃とし、この温度で１００時間保持する。そして、供試材の温度が３００℃以下となるまで、温度降下が毎時２８℃（２８℃／時）以下となる様に供試材を冷却する。尚、このステップクーリング処理において、ＳＲ焼鈍処理と同様に、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。
【００５８】
［評価特性］
（円相当直径が１μｍ超の酸化物の個数、および円相当直径が２μｍ超の酸化物の個数）
上記で７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の最終パス中央部を鏡面研磨し、倍率：１０００倍で０．０３７μｍ2の画像を４枚撮影し、撮影した酸化物のサイズ、個数密度を画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により算出し、円相当直径が１μｍ超または円相当直径が２μｍ超の酸化物を選択したうえで（円相当直径が２μｍ超の酸化物の個数は、円相当直径が１μｍ超の酸化物の個数にも含まれる）、それらの個数を算出した。
【００５９】
（化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量）
７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中心部を、１０体積％アセチルアセトン−１体積％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液により電解抽出し、フィルター孔径：０．１μｍのフィルターで濾過して残渣を得た後、この残渣をＩＣＰ発光分析にかけ、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量を求めた。
【００６０】
（強度）
７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚表面から１０ｍｍ深さの位置より、図２に基づき溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ Ａ２号）を採取し、室温（２５℃）において、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で、引張強度ＴＳを測定した。引張強度ＴＳ＞６００ＭＰａを強度に優れると評価した。
【００６１】
（靭性）
７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中央部より、図３に基づき溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ ４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領で、シャルピー衝撃試験を実施し、３回の吸収エネルギーの平均値が５４Ｊとなる温度ｖＴｒ54を測定した。ｖＴｒ54が−５０℃以下のときに靭性に優れると評価した。また７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理後にステップクーリングを施した溶接金属について、同様の要領で、吸収エネルギーの平均値が５４Ｊとなる温度ｖＴｒ’54を測定した。ｖＴｒ’54が−５０℃以下のときに靭性に優れると評価した。
【００６２】
（耐焼戻し脆化特性）
上記で測定したｖＴｒ54とｖＴｒ’54の差ΔｖＴｒ54が５℃以下のときに［ΔｖＴｒ54＝ｖＴｒ’54−ｖＴｒ54≦５℃］、耐焼戻し脆化特性靭性に優れると評価した。尚、ΔｖＴｒ54が負の値となる場合には、「０℃」として表示した。これは、焼戻脆化がほとんど生じない優れた溶接金属である。
【００６３】
（耐ＳＲ割れ性）
溶接金属の最終パス（原質部）より、スリットサイズ＝０．５ｍｍのリング割れ試験片を下記に基づき採取した。６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、試験片６個（観察面３×試験数２）とも、ノッチ底部近傍に割れが発生しなかった場合を耐ＳＲ割れ性に優れる（評価○）と評価し、割れが発生した場合を耐ＳＲ割れ性に劣る（評価×）と評価した。
【００６４】
このとき、耐ＳＲ割れ性の評価方法として、リング割れ試験の概要を以下に示す。図４Ａに試験片の採取位置、図４Ｂに試験片の形状を示す。Ｕノッチ直下組織が原質部となるように、最終ビード表面直下から採取し、スリットサイズ（幅）は０．５ｍｍとする。スリット幅が０．０５ｍｍとなるまで押し縮め、スリット部をＴＩＧ溶接し、ノッチ底部に引っ張り残留応力を負荷する。ＴＩＧ溶接後の試験片をマッフル炉にて６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、ＳＲ焼鈍処理後、図４Ｃに示すように、試験片を３等分して採取し（観察面１〜３）、その断面（ノッチ底部付近）を光学顕微鏡にて観察し、ＳＲ割れ発生状況を観察した。
【００６５】
［実施例１］
ＳＡＷで溶接金属を形成したときに用いた各種溶接ワイヤ（Ｗ１〜４４）の化学成分組成を、比［（Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］の値と共に、下記表１、２に示す。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（溶接ワイヤＮｏ．入熱条件、使用フラックス、予熱−パス間温度）およびＡ値と共に、下記表３、４に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果［各大きさの酸化物個数、引張強度ＴＳ、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、耐ＳＲ割れ性］を下記表５、６に示す。
【００６６】
【表１】
【００６７】
【表２】
【００６８】
【表３】
【００６９】
【表４】
【００７０】
【表５】
【００７１】
【表６】
【００７２】
表１〜６から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表３〜６の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜３０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。
【００７３】
一方、Ｎｏ．３１〜４９は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．３１は、入熱条件に原因して（入熱量が２．４ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．３２は、入熱条件に原因して（入熱量が５．２ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。
【００７４】
Ｎｏ．３３は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも低く、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．３４は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも高く、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。
【００７５】
Ｎｏ．３５は、使用フラックスの金属ＣａおよびＡｌ2Ｏ3の濃度が、上記（２）式の関係を満足しない組成Ｂを用いた例であり、粗大な酸化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．３６は、Ｃ含有量が不足しており、強度が低下している。
【００７６】
Ｎｏ．３７は、Ｃ含有量が過剰になっており、またＣｒ炭化物の含有量が不足しており、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、および耐ＳＲ割れ性が劣化している。Ｎｏ．３８は、溶接ワイヤ中の比［Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］の値が高く（２．９３）、また溶接金属中のＳｉ含有量が過剰でＭｎ含有量が不足しており、Ａ値が大きくなっており、強度が低下すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、および耐ＳＲ割れ性のいずれも劣化している。
【００７７】
Ｎｏ．３９は、Ｍｎ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．４０は、溶接金属中のＮｉ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００７８】
Ｎｏ．４１は、Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量が過剰であると共に、Ｃｕ含有量も過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．４２は、溶接金属中のＭｏ含有量が不足しており、またＡｌ含有量が過剰になっており、粗大酸化物の個数が増加し、強度が低下すると共に靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．４３は、溶接ワイヤの組成に原因して溶接金属中のＶ含有量が不足すると共に、Ｂ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、強度が低下すると共に、靭性（ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
【００７９】
Ｎｏ．４４は、溶接金属中のＶ含有量およびＷ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．４５は、溶接金属中のＮｂ含有量およびＴｉ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
【００８０】
Ｎｏ．４６は、溶接ワイヤの組成に原因して溶接金属中のＮｂ含有量が不足すると共に、Ｏ含有量も不足しており、またＡ値が大きくなっており、強度が低下すると共に靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．４７は、溶接金属中のＮ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。
【００８１】
Ｎｏ．４８は、溶接金属中のＯ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、各酸化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．４９は、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００８２】
［実施例２］
ＳＭＡＷで溶接金属を形成したときに用いた各種被覆剤の化学成分組成を、下記表７に示す（被覆剤Ｎｏ．Ｂ１〜２４）。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（被覆剤Ｎｏ．入熱条件、心線種類、予熱−パス間温度）およびＡ値と共に、下記表８に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果［各大きさの酸化物個数、引張強度ＴＳ、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、耐ＳＲ割れ性］を下記表９に示す。
【００８３】
【表７】
【００８４】
【表８】
【００８５】
【表９】
【００８６】
表７〜９から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表８、９の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．５０〜６３は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。
【００８７】
一方、Ｎｏ．６４〜７７は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．６４は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも低く、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．６５は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも高く、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００８８】
Ｎｏ．６６は、入熱条件に原因して（入熱量が２．１ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．６７は、入熱条件に原因して（入熱量が３．２ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００８９】
Ｎｏ．６８は、心線の成分組成が適切でないｂを用いたため、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．６９は、Ｃ含有量が不足すると共に、強度が不足している。Ｎｏ．７０は、Ｍｎ含有量が不足すると共に、Ｃｒ含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
【００９０】
Ｎｏ．７１は、Ｍｎ含有量およびＶ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．７２は、Ｃ含有量およびＭｏ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００９１】
Ｎｏ．７３は、被覆剤のＮｂ含有量に原因してＡ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．７４は、被覆剤のＶ含有量に原因してＡ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．７５は、Ｓｉ含有量が過剰になると共にＮｂ含有量が不足しており、またＡ値が大きくなっており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００９２】
Ｎｏ．７６は、Ｖ含有量が不足してＡ値が大きくなっており、また被覆剤中のＭｇＯ含有量に原因して粗大な酸化物が増加しており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．７７は、Ｎｂ含有量およびＢ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ ：０．０５〜０．１５％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．６〜１．３０％、
Ｃｒ：１．８〜３．０％、
Ｍｏ：０．８０〜１．２０％、
Ｖ ：０．２５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０２０〜０．０６０％を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
円相当直径で１μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り２０００個以下であると共に、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り１００個以下であり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が５．０以下であることを特徴とする耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属。
Ａ値＝（１００×［Ｃ］−６×[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]−２×[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]−２４×[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]−１３×[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]）×（［Ｍｏ］−[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]）
…（１）
但し、[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
更に他の元素として、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の溶接金属。
【請求項３】
更に他の元素として、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の溶接金属。
【請求項４】
更に他の元素として、Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項５】
更に他の元素として、Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項６】
更に他の元素として、Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の溶接金属を備えた溶接構造体。
【請求項１】
Ｃ ：０．０５〜０．１５％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．６〜１．３０％、
Ｃｒ：１．８〜３．０％、
Ｍｏ：０．８０〜１．２０％、
Ｖ ：０．２５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．０２０〜０．０６０％を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
円相当直径で１μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り２０００個以下であると共に、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ2当り１００個以下であり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が５．０以下であることを特徴とする耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属。
Ａ値＝（１００×［Ｃ］−６×[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]−２×[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]−２４×[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]−１３×[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]）×（［Ｍｏ］−[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]）
…（１）
但し、[ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ]，[ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ]および[ｉｎｓｏｌ．Ｖ]は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
更に他の元素として、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の溶接金属。
【請求項３】
更に他の元素として、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の溶接金属。
【請求項４】
更に他の元素として、Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項５】
更に他の元素として、Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項６】
更に他の元素として、Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の溶接金属を備えた溶接構造体。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４Ａ】
【図４Ｂ】
【図４Ｃ】
【図２】
【図３】
【図４Ａ】
【図４Ｂ】
【図４Ｃ】
【公開番号】特開２０１２−１８７６１９（Ｐ２０１２−１８７６１９Ａ）
【公開日】平成２４年１０月４日（２０１２．１０．４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−５４６４８（Ｐ２０１１−５４６４８）
【出願日】平成２３年３月１１日（２０１１．３．１１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年１０月４日（２０１２．１０．４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年３月１１日（２０１１．３．１１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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