WO2011126121A1

WO2011126121A1 - 低温靭性および落重特性に優れた溶接金属

Info

Publication number: WO2011126121A1
Application number: PCT/JP2011/058939
Authority: WO
Inventors: 秀徳名古; 喜臣岡崎; 山下　賢; 穣大津; 英亮高内
Original assignee: 株式会社神戸製鋼所
Priority date: 2010-04-09
Filing date: 2011-04-08
Publication date: 2011-10-13
Also published as: US8992698B2; KR20120130015A; JP5457920B2; US20130028782A1; CN102869802A; KR101457776B1; CN102869802B; EP2557192A4; JP2011219821A; EP2557192A1

Abstract

　本発明の溶接金属は、化学成分組成を適切に制御し、所定の関係式で規定されるＡ値が３．８％以上、９．０％以下、所定の関係式で規定されるＸ値が０．５％以上を夫々満足すると共に、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率が４．０％以下、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物個数が１０００個／ｍｍ²以下である。そして、この溶接金属は、高い強度は勿論のこと、良好な低温靭性および落重特性を発揮でき、原子力プラントの圧力容器用素材として有用である。

Description

低温靭性および落重特性に優れた溶接金属

　本発明は、原子力分野におけるＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接構造体で適用される溶接金属に関し、殊に低温靭性と共に落重特性にも優れた溶接金属に関するものである。

　Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼材は優れた強度と靭性を有することが知られており、主に原子力発電プラントの圧力容器等の素材として用いられている。近年、安全性の観点から要求される靭性レベルは上昇の一途をたどっており、例えば原子炉使用済み燃料を貯蔵・輸送する際に用いるキャスクにおいては、より一層良好な低温靭性が必要とされる。また同様に破壊安全性を保障する落重特性においても低温での特性向上が望まれており、それに伴って、これらの用途に適用されるＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接金属においても、強度、低温靭性および落重特性の更なる改善が望まれている。

　上記のようなＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接金属を含んで構築される溶接構造体（Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接構造体）においては、溶接施工後に応力除去を目的とした長時間の焼鈍処理（以下、「ＳＲ焼鈍」と呼ぶことがある）が施されるが、このＳＲ焼鈍中に炭化物が析出することによって、溶接金属の特性が大きく変化するため、ＳＲ焼鈍条件に対応した強度、低温靭性および落重特性を改善する技術の確立が必要である。

　溶接金属の低温靭性の改善に対して、例えば特許文献１に示されるようなＮｉ基合金系溶接材料、特許文献２に示されるような９％Ｎｉ基合金系溶接材料の有効性が知られている。しかしながら、これらＮｉ基合金系溶接材料は、高価なＮｉを多量に含むためコストの点で不利であり、また９％Ｎｉ基合金系溶接材料はＳＲ焼鈍時に安定なオーステナイトが生成し、降伏応力が大幅に低下するという問題がある。そのため、Ｎｉ含有量を低レベルに抑制しつつ、強度、低温靭性および落重特性を更に向上させる技術が必要とされる。

　また、一般に含有酸素量の少ないＴＩＧ溶接は、高靭性が期待されるが、施工効率が低いという欠点を有しているため、工業的には含有酸素量が多いサブマージアーク溶接等の高効率溶接施工において、高い強度・低温靭性・落重特性を保証する技術が望まれている。

　これに対し、例えば特許文献３では、Ｔｉ系酸化物を起点とする微細アシキュラーフェライト組織の発現により、一定の低温靭性改善効果を得ている。しかしながら、この技術で得られる低温靭性は－６０℃のレベルにとどまっており、更なる低温靭性改善に対し、Ｔｉ系酸化物の分散は同時に破壊起点となる粗大酸化物増加をもたらすため、なお一層の工夫が必要である。また、特許文献４では、サブマージアーク溶接において、フラックス、ワイヤー成分を制御することで落重特性に優れた溶接金属を得る方法が開示されているが、この技術ではＳＲ焼鈍を想定しておらず、また落重特性は落重非破断温度が－９０℃にとどまっている。更に、特許文献５ではＮｉ含有量を制御することで、特許文献６ではＴｉを活用することで靭性に優れる溶接金属を実現しているが、同様にＳＲ焼鈍を想定していない。

　ＳＲ焼鈍後の靭性を考慮した技術としては、特許文献７のような技術も提案されているが、ＳＲ焼鈍後に得られる靭性レベルは、最良のもので－７５℃の吸収エネルギーがおよそ５５Ｊと、なお改善の余地があり、しかも落重特性への効果は不明である。また特許文献８では、ワイヤー組成およびシールドガス成分を制御することによって、高強度ＭＩＧ溶接金属の靭性を改善しているが、保証される温度は－５０℃に留まっており、また落重特性への効果も不明である。更に、特許文献９では、溶接金属に焼入れ、焼戻し熱処理を施すことで、高い強度・靭性を達成しているが、溶接金属に焼入れを施すことは工程の著しい煩雑化を招くことになる。

日本国特開平１１－１３８２９３号公報日本国特開２００９－１０１４１４号公報日本国特開２００４－３１５９６２号公報日本国特開平１１－１９２５５５号公報日本国特開２００１－３３５８７９号公報日本国特開昭６０－１９６２８６号公報日本国特開昭６３－１５７７９５号公報日本国特開平３－２２１２９４号公報日本国特開昭５８－８６９９６号公報

　本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、高い強度は勿論のこと、良好な低温靭性および落重特性を発揮でき、原子力プラントの圧力容器用素材として有用な溶接金属を提供することにある。

　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：０．０２～０．１０％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：２．７～８．０％、Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５～０．８％、Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）およびＯ：０．０１５～０．０６０％を夫々含有すると共に、ＣｒとＭｏの合計含有量が０．８％以下（０％を含まない）であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が３．８％以上、９．０％以下、下記（２）式で規定されるＸ値が０．５以上を夫々満足すると共に、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率が４．０％以下、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物個数が１０００個／ｍｍ²以下である点に要旨を有する。

　Ａ値＝０．８×［Ｃ］－０．０５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｕ］＋
　　　　［Ｎｉ］－０．５×［Ｍｏ］＋０．２×［Ｃｒ］ …（１）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｍｏ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　Ｘ値＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）…（２）
　但し、［Ｔｉ］，［Ｏ］，［Ａｌ］および［Ｓｉ］は、夫々溶接金属中のＴｉ，Ｏ，ＡｌおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。

　本発明において「円相当直径」とは、炭化物の大きさに注目し、同一面積の円に換算したときの直径を意味する。

　本発明の溶接金属においては、下記（３）式で規定されるＢ値が０．３５％以下であることが好ましく、これによって円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率をより一層低減でき、低温靭性や落重特性を更に良好にできる。
　Ｂ値＝［Ｃ］×（２×［Ｍｎ］＋３×［Ｃｒ］） …（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。

　本発明の溶接金属においては、Ｃの含有量［Ｃ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］が、下記（４）式の関係を満足するものであることが好ましく、これによって円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物の個数をより一層低減でき、低温靭性や落重特性を更に良好にできる。
　０．０１＋２．２×［Ｃ］＜［Ｍｏ］＜０．２＋１５×［Ｃ］ …（４）

　本発明の溶接金属には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することで、その種類に応じて溶接金属の特性が更に改善されることになる。

　上記のような溶接金属を含んで構成されることによって、低温靭性および落重特性に優れた溶接金属を備えた溶接構造体が実現できる。

　本発明によれば、溶接金属において、上記（１）式および（２）式の関係を満足させつつ、化学成分組成を適切に制御することによって、高い強度（引張強度）を確保できると共に、良好な低温靭性および落重特性を発揮できる溶接金属が実現でき、このような溶接金属は原子力プラントの圧力容器用素材として、或はキャスク用素材として極めて有用である。

図１（ａ）は溶接金属の引張試験片の採取位置を表した概略図であり、図１（ｂ）は溶接金属のシャルピー衝撃試験片の採取位置を表した概略図であり、図１（ｃ）は溶接金属の落重試験片の採取位置を表した概略図である。

　本発明者らは、含有酸素量の高い溶接金属において優れた強度・靭性・落重性能を実現する手段について様々な角度から検討した。その結果、溶接時に形成される微細な再熱部組織を増加させると共に、酸化物起点のアシキュラーフェライト組織を発現することにより原質部組織（再熱されていない組織）を微細化し、更に粗大炭化物を低減することで強度・低温靭性・落重性能が向上することを見出し、本発明を完成した。

　本発明者らは、溶接金属の化学成分組成を所定の範囲に制御すると共に、成分により求まる下記Ａ値［（１）式］を３．８％以上、９．０％以下、下記Ｘ値［（２）式］を０．５％以上となるように制御し、且つ溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率を４．０％以下、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物個数を１０００個／ｍｍ²以下とすることによって、強度、低温靭性および落重特性に優れる溶接金属が実現されることを見出した。

　また必要によって化学成分組成より求められる下記Ｂ値［（３）式］を０．３５％以下とすることによって、円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率が更に低減でき、或はＣの含有量［Ｃ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］が、下記（４）式の関係を満足するものとすることによって、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物の個数をより一層低減でき、強度、低温靭性および落重特性がより一層向上することを明らかにした。
　Ｂ値＝［Ｃ］×（２×［Ｍｎ］＋３×［Ｃｒ］） …（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　０．０１＋２．２×［Ｃ］＜［Ｍｏ］＜０．２＋１５×［Ｃ］ …（４）

　本発明の溶接金属を実現するためには、溶接材料成分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、しかも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る必要がある。例えば、溶接入熱量が２．５～４．０ｋＪ／ｍｍの範囲で予熱／パス間温度が１５０～２４０℃の場合には、下記（５）式で表されるβ値を０．４０％以下に制御することが好ましい。これによって、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率を４．０％以下に制御することが容易となる。
　β値＝（Ｃ）×｛１．５×（Ｍｎ）＋２．３×（Ｃｒ）｝ …（５）
　但し、（Ｃ），（Ｍｎ）および（Ｃｒ）は、夫々溶接材料中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。

　炭化物のサイズは、溶接金属マトリクスの組織にも影響を受けることになる。即ち、溶接金属マトリクスが微細なほど炭化物生成サイトが増加するため、炭化物サイズは微細となるのが一般的である。従って、溶接入熱量が上記の範囲を下回るか、或は予熱／パス間温度が低くなる場合には、溶接時の冷却速度が上昇し、マトリクス組織が微細となるため、β値の満たすべき範囲はより広くなる。逆に、溶接入熱量が大きくなるか、或は予熱／パス間温度が高くなる場合には、β値はより狭い範囲に制御することが好ましい。溶接入熱量および予熱／パス間温度は、強度等の特性に影響を及ぼすパラメータであり、必要な特性に応じて適切な範囲に制御される。

　また、炭化物形態に対しては、ＳＲ焼鈍条件も影響を及ぼすが、本発明の溶接金属では、下記（６）式で示わされるラーソン・ミラー・パラメータ（ＬＭＰ）にして、１７×１０³～１９×１０³の範囲でＳＲ焼鈍時の温度、時間を制御すればよい。
　ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）…（６）
　但し、Ｔ：ＳＲ焼鈍温度（℃）
　　　　ｔ：ＳＲ焼鈍時間（ｈｒ）

　ＬＭＰが１９×１０³よりも大きくなると、炭化物の成長が進行し、所定の炭化物形態が得られない。またＬＭＰが１７×１０³よりも小さくなると、強度が過大となって良好な低温靭性および落重特性が確保できない。例えば５６５℃で４時間（ｈｒ）のＳＲ焼鈍を行なったときのＬＭＰは１７．３×１０³となり、６１５℃で１２時間（ｈｒ）のＳＲ焼鈍を行なったときのＬＭＰは１８．７×１０³となる。

　本発明の溶接金属では、化学成分組成を適切に制御すると共に、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒ等の元素含有量によって下記（１）式で規定されるＡ値が、３．８％以上、９．０％以下である要件を満足することが必要である。
　Ａ値＝０．８×［Ｃ］－０．０５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］－０．５×［Ｍｏ］＋０．２×［Ｃｒ］ …（１）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｍｏ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。

　尚、上記（１）式には、必要によって含有される元素も含まれるものとなるが（例えばＣｕ）、この元素を含まないときには、その項目がないものとしてＡ値を計算し、その元素を含むときには、上記（１）式からＡ値を計算すれば良い。

　上記Ａ値は溶接金属の変態温度の指標となるパラメータであり、この値が大きいほど変態温度が低く、溶接時の逆変態を促進することで微細再熱部増加をもたらす。このＡ値が３．８％より小さくなると、十分な効果が発揮できない。また、Ａ値が９．０％を超えると、ＳＲ焼鈍によりフレッシュマルテンサイトが生成するようになり、低温靭性および落重特性が低下する。尚、このＡ値の好ましい下限は４．５％以上であり、好ましい上限は８．０％以下である。

　本発明の溶接金属では、Ｔｉ，Ｏ，Ａｌ，Ｓｉ等の元素含有量によって下記（２）式で規定されるＸ値が、０．５以上である要件を満足することも必要である。
　Ｘ値＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）…（２）
　但し、［Ｔｉ］，［Ｏ］，［Ａｌ］および［Ｓｉ］は、夫々溶接金属中のＴｉ，Ｏ，ＡｌおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。

　尚、上記（２）式には、必要によって含有される元素も含まれるものとなるが（例えばＡｌ）、この元素を含まないときには、その項目がないものとしてＸ値を計算し、その元素を含むときには、上記（２）式からＸ値を計算すれば良い。

　上記Ｘ値は、アシキュラーフェライトの起点となるＴｉ酸化物を規定するパラメータであり、この値が０．５よりも小さいと、Ｔｉ酸化物表面にＳｉ酸化物が形成され、アシキュラーフェライト生成能が低下することになる。このＸ値の好ましい下限は０．６以上である。

　本発明の溶接金属においては、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率が４．０％以下であることが必要である。この面積分率が４．０％よりも大きくなると、粗大炭化物が破壊亀裂の進展を助長し、低温靭性および落重特性が劣化することになる。この面積分率は好ましくは３．５％以下とするのが良い。

　下記（３）式で規定されるＢ値は、炭化物の安定性を示すパラメータであり、このＢ値を０．３５％以下に制御することによって、粗大炭化物の生成が抑制され、低温靭性および落重特性が更に向上するので好ましい。このＢ値のより好ましい上限は０．３０％以下である。
　Ｂ値＝［Ｃ］×（２×［Ｍｎ］＋３×［Ｃｒ］） …（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。

　また溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が１．０μｍ以上のものの個数を１０００個／ｍｍ²以下とする必要がある。円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物が多数存在すると、破壊起点として作用し、低温靭性および落重特性が劣化することになる。こうした観点から、この炭化物の個数は１０００個／ｍｍ²以下とする必要があるが、好ましくは１００個／ｍｍ²以下（より好ましくは５０個／ｍｍ²以下）とするのが良い。

　下記（４）式は、炭化物の形態を制御するパラメータであり、Ｃの含有量［Ｃ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］が下記（４）式の関係を満足することによって、円相当直径が１．０μｍ以上の粗大な炭化物は形成され難くなり、低温靭性および落重特性が更に向上するので好ましい。
　０．０１＋２．２×［Ｃ］＜［Ｍｏ］＜０．２＋１５×［Ｃ］ …（４）

　尚、溶接金属の組成は、厳密には母材のＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼の組成と溶け込み量、溶接材料（溶接ワイヤー）の組成と溶け込み量、溶接において使用するフラックスの塩基度によってほぼ決まり、溶け込み量は母材の溶接接合部の組成と溶接施工時のフラックスの塩基度によって概ね決まり、他方、溶接材料の組成は、目標とする溶接金属の組成とフラックスの塩基度によって概ね決定することができる。通常、フラックスの塩基度を２．５～２．６程度に保つようにして溶接する。

　次に、本発明の溶接金属における基本成分組成について説明する。本発明の溶接金属は、その化学成分組成において上記（１）式で規定されるＡ値、上記（２）式で規定されるＸ値が夫々所定の範囲内にあっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、優れた機械的特性を達成することができない。従って、本発明の溶接金属では、適正量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒで規定されるＡ値［上記（１）式の値］、Ｔｉ，Ｏ，ＡｌおよびＳｉで規定されるＸ値［上記（２）式の値］が所定の範囲に制御されることに加えて、夫々の化学成分の量が、以下に示すような適正範囲内にあることも必要である。これらの成分の範囲限定理由は、下記の通りである。

［Ｃ：０．０２～０．１０％］
　Ｃは、溶接金属の強度を確保する上で必須の元素である。また、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで低温靭性および落重特性を向上させる上でも有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、０．０２％以上含有させる必要がある。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き、低温靭性および落重特性を劣化させる原因となるので、０．１０％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％以上（より好ましくは０．０５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％以下（より好ましくは０．０７％以下）である。

［Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｓｉは、溶接金属の強度を確保する上で重要な元素である。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を招き、或はマルテンサイト等の硬質組織増加をもたらし、低温靭性および落重特性の劣化を招くので、０．５％以下とする必要がある。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％以上であり、好ましい上限は０．４０％以下（更に好ましくは０．３０％以下）である。

［Ｍｎ：１．０～１．９％］
　Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素である。また、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで、低温靭性および落重特性を向上させる上でも有効に作用する。これらの効果を有効に発揮させるには、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上（より好ましくは１．３％以上）である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると強度の過大な上昇や炭化物粗大化を招き、低温靭性および落重特性劣化の原因となる。こうしたことから、Ｍｎ含有量は１．９％以下とする必要がある。好ましくは１．８％以下（より好ましくは１．７％以下）である。

［Ｎｉ：２．７～８．０％］
　Ｎｉは、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで低温靭性および落重特性を向上させる上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｉは２．７％以上含有させる必要がある。好ましくは３．０％以上（より好ましくは４．０％以上）である。しかしながら、Ｎｉの含有量が過剰になると、ＳＲ焼鈍によってフレッシュマルテンサイトが生じ、低温靭性および落重特性を却って低下させるので、８．０％以下にする必要がある。好ましくは７．０％以下（より好ましくは６．０％以下）である。

［Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）］
　Ｃｒは、溶接金属の強度確保に有効な元素である。また、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで、低温靭性および落重特性を向上させる。しかしながら、その含有量が過剰になると、炭化物粗大化が促進され、低温靭性および落重特性が却って低下する。こうしたことから、Ｃｒ含有量は０．７％以下とする必要がある。好ましくは０．６％以下（より好ましくは０．５％以下）である。尚、Ｃｒによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）である。

［Ｍｏ：０．０５～０．８％］
　Ｍｏは、ＳＲ焼鈍時に微細炭化物を形成し、強度を向上させる上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｍｏは０．０５％以上含有させる必要があり、Ｍｏ含有量が不足すると、ＳＲ焼鈍後の強度が低下すると共に、粗大セメンタイトが安定化し、低温靭性および落重特性が劣化する。好ましくは０．１％以上（より好ましくは０．２％以上）である。しかしながら、その含有量が過剰になると、炭化物粗大化が促進され、低温靭性および落重特性が却って低下する。こうしたことから、Ｍｏ含有量は０．８％以下にする必要がある。好ましくは０．６％以下（より好ましくは０．５％以下）である。

［Ｃｒ＋Ｍｏ：０．８％以下（０％を含まない）］
　ＣｒおよびＭｏは炭化物形成元素であり、ＳＲ焼鈍時に微細炭化物を形成し、強度を向上させる作用を発揮するが、合計含有量で０．８％を超えて過剰になると、多量に炭化物が生成し、低温靭性および落重特性を却って劣化させることになる。この合計含有量の好ましい下限は０．１０％以上（より好ましくは０．１５％以上）であり、好ましい上限は０．７％以下（より好ましくは０．６５％以下）である。

［Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％］
　ＴｉはＴｉ酸化物を形成し、微細アシキュラーフェライト組織を発現することで、ＳＲ焼鈍後の溶接金属強度、低温靭性および落重特性を向上させる上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０１０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、酸化物の粗大化を招き、低温靭性および落重特性が劣化するので、０．０６０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下（更に好ましくは０．０４％以下）である。

［Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
　Ｎは、Ｔｉ或は必要によって含有されるＮｂ、Ｖ等の元素と窒化物（または炭窒化物）を形成し、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、Ｎが過剰に含有されると、窒化物を形成せずに単独で存在するＮ（固溶Ｎ）が増加し、靭性に悪影響を及ぼすことになる。こうしたことから、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする必要がある。好ましくは０．００８０％以下である。

［Ｏ：０．０１５～０．０６０％］
　Ｏは、Ｔｉ酸化物を形成するために必要な元素であり、十分なＴｉ酸化物を形成させるためには、０．０１５％以上含有する必要がある。好ましくは０．０２０％以上（より好ましくは０．０２５％以上）である。しかしながら、Ｏ含有量があまり過剰になると粗大酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることで低温靭性を低下させる。こうしたことから、Ｏ含有量は０．０６０％以下とする必要がある。好ましくは０．０５０％以下（より好ましくは０．０４５％以下）とするのが良い。

　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，Ｂ，Ｓｎ，Ｚｒ，Ｂｉ，Ｐｂ等）の混入が許容され得る。尚、Ｃｏは、原子力向け構造物において中性子照射により放射化するため、溶接金属において、０．０５％以下に規制されなければならず、溶接ワイヤーにおいても０．０５％以下に保つ必要がある。また本発明の溶接金属には、必要によって更に（ａ）Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することでその種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。

［Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）］
　Ｃｕは溶接金属の強度向上に有効な元素である。また、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで、低温靭性および落重特性を向上させる。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き低温靭性および落重特性に悪影響を及ぼすので０．３５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３０％以下（更に好ましくは０．２５％以下）である。尚、Ｃｕによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．０２％以上（より好ましくは０．０５％以上）である。

［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が、その含有量が０．０３０％を超えて過剰に含有されると、酸化物粗大化を招き、低温靭性に悪影響を及ぼすことになる。より好ましくは０．０２５％以下（更に好ましくは０．０２％以下）である。尚、Ａｌによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．００５％以上である。

［Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）］
　ＮｂおよびＶは炭窒化物を形成し、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、これらの元素が過剰に含有されると、低温靭性および落重特性が劣化するので、Ｎｂで０．０３０％以下（より好ましくは０．０２％以下）、Ｖで０．１０％以下（より好ましくは０．０８％以下）とするのが良い。尚、これらの元素による効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｎｂで０．００８％以上（より好ましくは０．０１％以上）、Ｖで０．０１０％以上（より好ましくは０．０２％以上）とすることが好ましい。

　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。

　溶接ワイヤー成分（Ｃ，ＭｎおよびＣｒ含有量）によって求められるβ値［前記（５）式］が０．１１～０．４１％となる各種溶接ワイヤー（直径：４．０ｍｍ）を用い（下記表１、２のＷ１～Ｗ３６）、下記の溶接条件にてサブマージアーク溶接を行なった。

　このとき用いた母材（溶接母材）の化学成分組成は、下記表３に、フラックスの化学成分組成は下記表４に、夫々示す通りである。表４に示した塩基度は、基本的にＩＩＷ（国際溶接学会：Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）推奨の下記式（式中の酸化物はその酸化物の質量％を示す）により算出されたものである。
　塩基度＝ＢＣ／ＡＣ
　ＢＣ＝ＣａＦ_２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｋ_２Ｏ＋ＬｉＯ＋（ＭｎＯ＋ＦｅＯ）／２
　ＡＣ＝ＳｉＯ_２＋（Ａｌ_２Ｏ_３＋ＴｉＯ_２＋ＺｒＯ_２）／２

［溶接条件］
　母材板厚：２５ｍｍ
　開先角度：１０°（Ｖ字）
　ルート間隔：２０ｍｍ
　溶接姿勢：下向き
　ワイヤー径：４．０ｍｍφ
　溶接入熱量：５５０Ａ－３１Ｖ－３５ｃｐｍ（２．９ｋＪ／ｍｍ）
　予熱／パス間温度：１６０～２２０℃
　積層方法：６層１２パス

　形成した溶接金属の化学成分組成を、Ａ値、Ｘ値、Ｂ値、前記（４）式の適否（Ｍｏ量判定）、およびフラックスの塩基度と共に、下記表５、６に示す。

　形成された各溶接金属に対して、５６５℃×４ｈｒ（ＬＭＰ＝１７．３×１０³）または６１５℃×１２ｈｒ（ＬＭＰ＝１８．７×１０³）の条件でＳＲ焼鈍を施した後、下記の方法で円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率（総面積率）、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物の個数を測定すると共に、溶接金属の引張強度（ＴＳ）、低温靭性（ｖＥ_－７４）および落重特性を下記の条件で評価した。

［円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率の測定］
　ＳＲ焼鈍後の溶接金属について、最終パス中央部よりレプリカＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察用試験片を採取した。この試験片について７５００倍のＴＥＭ像４視野を、無作為に撮影し、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃ社製）を用いた画像解析により、円相当直径にして０．２０μｍ以上の炭化物を選択してその面積分率を算出した。このとき、円相当直径が１．０μｍ以上の粒子については、ＥＤＳ分析によって、炭化物と酸化物を区別した。

［円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物の個数の測定］
　上記と同様に、レプリカＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物についてＥＤＳ分析により炭化物を選定し、画像解析により個数密度を算出した。

［溶接金属の引張強度］
　ＳＲ処理後の溶接金属の中央部から、溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１Ａ２号試験片）を採取し［図１（ａ）］、ＪＩＳ　Ｚ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、引張強度ＴＳが６２０ＭＰａを超えるものを合格と評価した。

［溶接金属の低温靭性の評価］
　ＳＲ処理後の溶接金属の中央部から、溶接線方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１４号試験片［Ｖノッチ試験片］）を採取し［図１（ｂ）］、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して、－７４℃でシャルピー衝撃試験を各３回ずつ行い、－７４℃での吸収エネルギー（ｖＥ_－７４）の平均値を測定した。そして、吸収エネルギー（ｖＥ_－７４）が７０Ｊを超えるものと低温靭性に優れると評価した。

［落重特性の評価］
　ＡＳＴＭ　Ｅ２０８（２００６）に準拠し、溶接金属中央部から採取したＰ－３試験片を用い［図１（ｃ）］、－１６０°Ｆ（－１０７℃）で落重試験を実施し、非破断のものを落重特性に優れる（評価：「○」）とした。

　これらの測定結果［炭化物の面積分率、個数密度、引張強度、落重特性および低温靭性（ｖＥ_－７４）］を、ＳＲ焼鈍条件毎に、下記表７、８に示す。

　これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表７、８の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１～１９は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成およびＡ値、Ｘ値が適切に制御されており、強度、低温靭性および落重特性が良好な溶接金属が得られていることが分かる。

　これに対して、Ｎｏ．２０～３６は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、少なくともいずれかの特性が劣っている。このうちＮｏ．２０のものは、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。Ｎｏ．２１のものは、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。

　Ｎｏ．２２のものは、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、必要な強度が得られていない。Ｎｏ．２３のものは、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（Ｘ値も小さくなっている）、粗大な炭化物の個数密度が大きくなっており、低温靭性および落重特性が劣化している。

　Ｎｏ．２４のものは、Ｎｉ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．２５のものは、Ｎｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。

　Ｎｏ．２６のものは、Ｃｒ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（Ｃｒ＋Ｍｏの合計含有量も過剰になっている）、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．２７、２８のものでは、Ｍｏ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、粗大な炭化物の個数密度が大きくなっており、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。また、Ｎｏ．２９のものでは、Ｍｏ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（Ｃｒ＋Ｍｏの合計含有量も過剰になっている）、粗大な炭化物の個数密度が大きくなっており、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３０のものは、ＣｒとＭｏの合計含有が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。

　Ｎｏ．３１のものは、Ｔｉ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり（Ｘ値も小さくなっている）、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３２のものは、Ｔｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（Ａ値も大きくなっている）、高い強度は得られるものの、粗大な炭化物の個数密度が大きくなっており、低温靭性および落重特性が劣化している。

　Ｎｏ．３３のものは、Ａ値およびＸ値が小さくなっており（Ａｌ含有量も過剰になっている）、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３４のものは、Ｏ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性が劣化している。

　Ｎｏ．３５のものは、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。Ｎｏ．３６のものは、選択成分であるＣｕの含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。

　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、２０１０年４月９日出願の日本特許出願（特願２０１０－０９０４４４）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。

　本発明の溶接金属は、原子力分野におけるＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接構造体に有用である。

Claims

　Ｃ：０．０２～０．１０％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：２．７～８．０％、Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５～０．８％、Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）およびＯ：０．０１５～０．０６０％を夫々含有すると共に、ＣｒとＭｏの合計含有量が０．８％以下（０％を含まない）であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が３．８％以上、９．０％以下、下記（２）式で規定されるＸ値が０．５以上を夫々満足すると共に、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率が４．０％以下、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物個数が１０００個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする低温靭性および落重特性に優れた溶接金属。
　Ａ値＝０．８×［Ｃ］－０．０５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］－０．５×［Ｍｏ］＋０．２×［Ｃｒ］ …（１）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｍｏ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　Ｘ値＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）…（２）
　但し、［Ｔｉ］，［Ｏ］，［Ａｌ］および［Ｓｉ］は、夫々溶接金属中のＴｉ，Ｏ，ＡｌおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。
　下記（３）式で規定されるＢ値が０．３５％以下である請求項１に記載の溶接金属。
　Ｂ値＝［Ｃ］×（２×［Ｍｎ］＋３×［Ｃｒ］） …（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　Ｃの含有量［Ｃ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］が、下記（４）式の関係を満足するものである請求項１または２に記載の溶接金属。
　０．０１＋２．２×［Ｃ］＜［Ｍｏ］＜０．２＋１５×［Ｃ］ …（４）
　更に、Ｃｕ：０．３５％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１項に記載の溶接金属。
　更に、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１項に記載の溶接金属。
　更に、Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％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１項に記載の溶接金属。
　請求項１～６のいずれか１項の溶接金属を含んで構成される溶接構造体。