JP5226609B2

JP5226609B2 - 靭性に優れた高強度溶接金属

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Publication number: JP5226609B2
Application number: JP2009135166A
Authority: JP
Inventors: 栄一田村; 喜臣岡崎; 瞬泉谷
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2009-06-04
Filing date: 2009-06-04
Publication date: 2013-07-03
Anticipated expiration: 2029-06-04
Also published as: JP2010279971A

Description

本発明は７８０ＭＰａ以上の高強度溶接金属に関するものであり、特にガスシールドアーク溶接により得られる高強度溶接金属に関するものである。

建築、造船、自動車等の製造過程における鋼板の溶接現場では、ガスシールドアーク溶接が広く採用されている。特に、建築鉄骨分野においては、経済性の観点からシールドガスとしてＣＯ₂１００％のガスや、ＣＯ₂分率の高いＡｒ−ＣＯ₂混合ガス（ＣＯ₂の比率は８０体積％以上）（以下では、これらのガスを用いる溶接をまとめて「炭酸ガスシールドアーク溶接」と呼ぶ）が多く用いられている。一方、近年では耐震性向上等の観点から、高張力鋼の適用が拡大しつつあり、高張力鋼を炭酸ガスシールドアーク溶接で接合する要求が高まっている。

非特許文献１には、建築構造用の７８０ＭＰａ級高張力鋼を炭酸ガスシールドアーク溶接した例が開示されている。非特許文献１によれば、７８０ＭＰａ級の高張力鋼を溶接するにあたって、溶接金属の引張強度を一定以上確保するためには、入熱量やパス間温度を小入熱・低パス間温度（例えば、入熱量：２０ｋＪ／ｃｍ程度、パス間温度：１５０℃程度）に厳格に管理する必要がある旨が記載されている。しかし、小入熱量や低パス間温度で現場溶接を行う場合、パス数が過多となって融合不良が発生したり、施工能率が低下したりするなどの不具合が生じるためあまり好ましくない。そこで、入熱量やパス間温度を厳密に下げなくとも、すなわち大入熱量・高パス間温度で溶接した場合であっても溶接金属の引張強度を確保できる技術が望まれている。

一方、溶接金属の引張強度と靭性は一般にトレードオフの関係にあることから、溶接金属の引張強度を高めると靭性が低下してしまう。

すなわち、大入熱量・高パス間温度で溶接した場合であっても溶接金属の引張強度を確保し、さらに靭性も確保できる技術の開発が望まれている。

例えば特許文献１には、引張強さが９００ＭＰａ以上で安定した靭性を有する溶接金属が得られるソリッドワイヤが開示されている。しかし、特許文献１では溶接金属中の酸素量を低減して靭性を向上させることとしているため、シールドガスとしてはＡｒ−ＣＯ₂（ＣＯ₂の混合量は５〜１０体積％）を用いることを条件としている。このようなシールドガスによる溶接は炭酸ガスシールドアーク溶接と比較して経済性を損なうため、特に建築鉄骨分野においては適用し難い。

一方、特許文献２、３には、大入熱量および高パス間温度で施工した場合でも溶接金属の強度と靭性が確保できるソリッドワイヤが開示されている。このうち、特許文献２は溶接金属の強度と靭性を確保するために、ソリッドワイヤの各種成分組成の含有量のバランスを制御しているが、５９０ＭＰａ級の高張力鋼に関するものである。また、特許文献３は、溶接金属組織の粗大化による靭性の低下を抑制するため、ソリッドワイヤ中のＴｉおよびＭｇの含有量、Ｓｉ及びＭｎの総含有量、並びにＭｎ含有量とＳｉ含有量との比を調整しており、７８０ＭＰａ級の高張力鋼にも適用できる旨が記載されている。しかし、特許文献２、３はいずれもＢ（ボロン）を添加しており、Ｂ添加鋼を７８０ＭＰａ級の高張力鋼に適用した場合、高温割れの危険性がかなり高くなる。

特開２００７−２６０６９７号公報特開２００４−２３７３３３号公報特開２００７−２５３１６３号公報

「第二吉本ビルディング」、鉄構技術、２００４年６月、ｐ．５６−６５

本発明の目的は、７８０ＭＰａ以上の高張力鋼を炭酸ガスシールドアーク溶接するに際し、大入熱量・高パス間温度で施工した場合であっても、強度と靭性を確保できる溶接金属を提供することにある。

本発明の溶接金属は、溶接金属全質量に対する割合で、Ｃ：０．０２〜０．１２％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．３０％、Ｃｕ：０．２〜２．５％および／またはＮｉ：０．５〜３．５％を含有する他、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５〜１．５％を含有し、更に、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するとともに、下記（１）式で表されるＸ_D値が０．８５＜Ｘ_D＜１．２５を満たす。

・・・（１）

本発明の溶接金属は、必要に応じて更にＮｂ：０．０１％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有していても良い。

本発明の溶接金属は、各種成分組成を調整するとともに、酸化物界面の剥離の発生に影響するＴｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌの含有量と、発生した剥離の進展に影響するＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量のバランスを適切に制御しているため、大入熱量・高パス間温度で溶接した場合であっても、強度と靭性に優れた溶接金属を提供することができる。また本発明の溶接金属はＢ（ボロン）を含んでいないため、高温割れの可能性も極めて低い。

図１（ａ）は発生した剥離を進展（連結）させるためのエネルギーに相当する「計算値」と、溶接金属の靭性の関係を示したグラフであり、図１（ｂ）は各種酸化物と母材の付着仕事を示したものである。図２（ａ）は鋼板の開先形状を表した概略図であり、図２（ｂ）は溶接の積層要領を示した概略図である。図３（ａ）は溶着金属の引張試験片の採取位置を示した概略図であり、図３（ｂ）は溶着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る。

本発明者らは、７８０ＭＰａ以上の高張力鋼を炭酸ガスシールドアーク溶接するにあたって、大入熱量・高パス間温度で施工しても強度・靭性に優れた溶接金属を得るべく鋭意研究を重ねた。その結果、溶接金属の靭性は、溶接金属中に生成する酸化物系介在物と母材（すなわち溶接金属）の界面（以下では、単に「界面」と呼ぶ場合がある。）における剥離の発生および進展挙動に大きく影響を受けていることを見出した。さらに、界面の剥離の発生については酸化物の種類に影響を受け、界面の剥離の進展については溶接金属の引張強度に影響を受けていることが判明した。

まず、界面の剥離の発生については酸化物系介在物（以下、「酸化物」と呼ぶ。）の種類の影響を受けているものと考えられる。つまり、酸化物界面での付着仕事が大きい酸化物ほど界面の剥離が発生しにくいものと考えられる。ここで付着仕事とは、液相の母材（溶接金属）中に、固相の酸化物が存在している状態において、母材と酸化物を付着させるのに必要なエネルギーのことであり、この付着仕事が大きいと、溶接金属が固まった後の、酸化物界面の接着力も大きくなる。

次に、発生した剥離の進展については、溶接金属の強度が影響していると考えられる。一旦剥離が発生した後は、剥離先端に応力が集中し、剥離が広がって最終破断に至るのであり、この応力集中が小さいほど剥離は広がりにくく、靭性が向上する。また剥離先端の応力分布については、母材の強度が高いと塑性域は広がりにくくなるため局部的に応力が集中しやすくなり、一方、母材の強度が低いと塑性域が広がりやすく局部的な応力集中が生じにくい。すなわち、強度が低いほど剥離は進展しにくく、靭性が向上すると考えられる。

上記した界面の剥離（発生と進展）と溶接金属の靭性について、図１（ａ）、（ｂ）を示す。図１（ａ）は、発生した剥離を進展（連結）させるためのエネルギーに相当する「計算値」と、溶接金属の靭性との関係を示し、図１（ｂ）は各種元素の酸化物と母材の付着仕事を示すグラフである。図１（ａ）では、ＢＡＳＥワイヤとしてＭＧ８０（（株）神戸製鋼所製、成分組成は、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ:０．３８％、Ｍｎ：１．２５％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．０１１％、Ｎｉ：２．２２％、Ｍｏ：０．６３％）を用意し、さらにＢＡＳＥワイヤにＴｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌを添加したワイヤをそれぞれ用意し、これらを溶接した場合の溶接金属の靭性を測定した。図１（ｂ）は、付着仕事＝γ_LV（１＋ｃｏｓθ）の式に基づき、θ：濡れ性（接触角）と付着仕事の関係をグラフ化したものである。なお、前記γ_LVは液相−気相の界面張力を示すものであり、「Ｂ．Ｊ．Ｋｅｅｎｅ, Ｒｅｖｉｅｗｓｏｆｄａｔａｆｏｒｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｔｅｎｓｉｏｎｏｆｐｕｒｅｍｅｔａｌｓ, ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｖｉｅｗｓ, ｖｏｌ．３８, Ｎｏ．４（１９９３）, ｐｐ．１５７−１９２」に示される値を用いた。また各種元素の酸化物と母材の間の接触角θは、「サムソノフ監修、最新酸化物便覧、物理化学性質、日ソ通信社（１９７８）」に示される値を用いた。

図１（ａ）における「計算値」は、発生した界面の剥離を進展（連結）させるためのエネルギーに相当する値である。この「計算値」は溶接金属の強度や破面粗さの値から計算されるものであり、強度が低くなるほど大きな値を示す。すなわち図１（ａ）からは、溶接金属の強度が低くなるほど靭性が高くなる傾向を読み取ることができる。しかし、同じ「計算値」（すなわち、同じ強度）であっても、添加した成分（Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ）によって、靭性値が異なっており、高い方から順にＴｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌとなっている。一方、図１（ｂ）では、付着仕事が高い方から順にＴｉ、Ｍｇ，Ｃａ、Ａｌとなっており、上記した図１（ａ）の傾向と一致する。すなわち、図１（ａ）、（ｂ）より、溶接金属の強度を制御するとともに、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌを調整することで溶接金属の靭性を向上できることがわかる。

そこで、酸化物を形成するＴｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌの含有量（界面の剥離の発生の観点）と、溶接金属の強度に影響を与えるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（発生した剥離の進展の観点）のバランスを制御すれば、優れた靭性を発揮できることが判明した。これら元素のバランスを数多くの実験から検討した結果、下記（１）式で表されるＸ_D値が０．８５＜Ｘ_D＜１．２５を満たす場合に、溶接金属の靭性が向上することを見出した。

・・・（１）

Ｘ_D値が０．８５以下であると、酸化物界面の接着力が低い酸化物の影響が支配的となって剥離が発生しやすくなるか、または母材の強度が高くなりすぎることによって剥離先端の応力集中が高くなり剥離が進展しやすくなるため、靭性が低下する。一方、Ｘ_D値が１．２５以上となると、酸化物の個数密度が大きくなることによって酸化物界面の応力集中が大きくなり剥離が発生しやすくなるか、または剥離先端の強度そのものが低下するため剥離が進展しやすくなる。そこで、Ｘ_D値は０．８５＜Ｘ_D＜１．２５であり、好ましくは０．９０≦Ｘ_D≦１．２０である。

剥離の発生を抑制する観点から、上記（１）式の分子（すなわち、１６×［Ｔｉ］＋８００×［Ｃａ］＋２００×［Ｍｇ］＋［Ａｌ］）の値は、０．４５超１．０未満が好ましく、より好ましくは０．５０以上０．９以下である。また、剥離の進展を抑制する観点から、上記（１）式の分母（すなわち、［Ｃ］+［Ｍｎ］／６+（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／５）の値は、０．４超０．７５未満が好ましく、より好ましくは０．４５以上０．７３以下である。なお、各元素の含有量に乗じる係数は、各元素が靭性に及ぼす影響および各元素の含有量を勘案して、数多くの基礎実験から定められたものである。

次に、本発明に係る溶接金属の各種成分組成について以下に説明する。

Ｃ：０．０２〜０．１２％
Ｃは、溶接金属の強度を確保するために欠くことができない元素である。一方、Ｃ量が過剰になると、硬質組織が増加するため靭性が劣化する。そこでＣ量は０．０２〜０．１２％であり、好ましくは０．０３〜０．１０％、より好ましくは０．０４〜０．０８％である。

Ｓｉ：０．３〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素であり、溶接金属を清浄にする作用を有する。また溶接金属中に歩留まった場合は、固溶強化により溶接金属を強化する作用を有する。一方、Ｓｉ量が過剰になると溶接金属の強度が上昇しすぎたり、硬質組織が生成したりすることにより靭性が低下する。また、延性を損なったり、粒界酸化層を過剰に生成したりする。そこでＳｉ量は０．３〜１．０％であり、好ましくは０．３５〜０．９％、より好ましくは０．４〜０．８％である。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、脱酸元素であり、溶接金属を清浄にする作用を有する。また溶接金属中に歩留まった場合には、溶接金属の組織を微細化することによって溶接金属の強度および靭性を確保することができる。一方、Ｍｎ量が過剰になると焼入性が増大しすぎたり、偏析することによって硬質組織が生成したりすることによって、溶接金属の靭性が劣化する。そこで、Ｍｎ量は１．０〜２．０％であり、好ましくは１．２〜１．９％、より好ましくは１．３〜１．８％である。

Ｔｉ：０．０１〜０．３０％
Ｔｉは、脱酸作用を有する元素であり、溶接金属を清浄にするとともに、アシキュラーフェライトと呼ばれる微細組織の生成核としても機能するため、組織の微細化に寄与する。また、界面の接着力に優れた酸化物系介在物を形成し、靭性の向上に寄与する。一方、Ｔｉ量が過剰になると、ＴｉＣの析出強化により靭性が低下する。そこでＴｉ量は０．０１〜０．３０％であり、好ましくは０．０２〜０．２５％、より好ましくは０．０３〜０．２％である。

Ｃｕ：０．２〜２．５％
Ｎｉ：０．５〜３．５％
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも強度および靭性を確保するのに有効な元素である。一方、これらの元素が過剰になると焼入性が増大することによって、靭性が低下する。Ｃｕ、Ｎｉはそれぞれ単独で添加しても良いし、または併用しても良い。Ｃｕ量は０．２〜２．５％、好ましくは０．３〜２．３％、より好ましくは０．７〜２．１％である。Ｎｉ量は０．５〜３．５％であり、好ましくは０．８〜３．０％、より好ましくは１．０〜２．５％である。

Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｍｏ：０．５〜１．５％
Ｃｒ、Ｍｏはいずれも強度を確保するのに有効な元素である。一方、これらの元素が過剰になると焼入性が増大することによって、靭性が低下する。Ｃｒ、Ｍｏはそれぞれ単独で添加しても良いし、または併用しても良い。Ｃｒ量は１．０％以下（０％を含まない）であり、好ましくは０．００５〜０．８％、より好ましくは０．００７〜０．６％である。Ｍｏ量は０．５〜１．５％であり、好ましくは０．６〜１．３％、より好ましくは０．６〜１．０％である。

Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌはいずれも強脱酸元素であり、溶接金属を清浄にする作用を有する。また界面の接着力に優れた酸化物系介在物を形成し、靭性の向上に寄与する。一方、Ｍｇ、Ａｌが過剰になると粗大な介在物が増加することによって靭性が低下し、またＣａが過剰になるとスパッタが増加し作業性が著しく低下する。Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌはそれぞれ単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。Ｍｇ量は０．０００１〜０．０２％であり、好ましくは０．０００２〜０．０１％、より好ましくは０．０００２〜０．００５％である。Ｃａ量は０．００５％以下（０％を含まない）であり、好ましくは０．０００１〜０．００３％、より好ましくは０．０００２〜０．００１％である。Ａｌ量は０．０５％以下（０％を含まない）であり、好ましくは０．００１〜０．０４５％、より好ましくは０．００２〜０．０４％である。

本発明に係る溶接金属の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が溶接金属中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明に係る溶接金属は必要に応じて以下の任意の元素を含有していても良い。

Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｖ：０．０１％以下（０％を含まない）
ＮｂおよびＶは組織を微細化することにより、溶接金属の強度を向上させる作用を有するが、ＮｂやＶの炭化物が析出すると延性を劣化させ、靭性の向上も妨げるので含有する場合であってもできるだけ制限することが好ましい。Ｎｂ、Ｖはそれぞれ単独で添加しても良いし、または併用しても良い。Ｎｂ量は０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００１〜０．００７％（特に０．００２〜０．００５％）である。Ｖ量は０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００１〜０．００８％（特に０．００２〜０．００６％）である。

上記した本発明の溶接金属を得るにあたり、ソリッドワイヤは以下の成分組成を満たすことが好ましい。すなわち、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、Ｃｕ：０．２〜２．５％および／またはＮｉ：０．５〜３．５％を含有する他、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５〜１．５％を含有し、更に、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するとともに、下記（２）式で表されるＸ_W値が、０．８０＜Ｘ_W＜１．２５を満たすことが好ましい。

・・・（２）

さらに上記元素のより好ましい範囲はそれぞれ、Ｃ：０．０３〜０．１０％（さらに好ましくは０．０４〜０．０８％）、Ｓｉ：０．３５〜０．９％（さらに好ましくは０．４〜０．８％）、Ｍｎ：１．５〜１．９％（さらに好ましくは１．６〜１．８％）、Ｔｉ：０．０６〜０．２５％（さらに好ましくは０．０８〜０．２％）、Ｃｕ：０．３〜２．３％（さらに好ましくは０．７〜２．１％）、Ｎｉ：０．８〜３．０％（さらに好ましくは１．０〜２．５％）、Ｃｒ：０．００５〜０．８％（さらに好ましくは０．００６〜０．６％）、Ｍｏ：０．６〜１．４％（さらに好ましくは０．７〜１．２％）、Ｍｇ：０．００１〜０．０２％、Ｃａ：０．０００１〜０．００４％、Ａｌ：０．００１〜０．０４５％である。

なお、（２）式において、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎの各元素の含有量に乗ずる係数が、上記（１）式におけるそれら係数と異なっている理由は以下の通りである。すなわち、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎは溶接施工時にスパッタに含まれて多くが外部へ放出される。つまりこれらの含有量は溶接金属中よりもワイヤ中の方が多いのであり、分子で規定されるＴｉ、Ｃａ、Ｍｇの含有量に乗ずる係数は（１）式の方が小さな値となり、分母で規定されるＭｎの含有量に乗ずる係数は（１）式の方が大きな値となるのである。

また、本発明の溶接金属を得るための溶接条件は特に限定されないが、上述したように大入熱量・高パス間温度であっても、強度と靭性に優れた溶接金属が得られる。溶接条件は例えば、電流：２００〜３５０Ａ、電圧：２５〜４０Ｖ、入熱量：１５〜４５ｋＪ／ｃｍ、パス間温度：２００〜３００℃、シールドガス：Ａｒ−ＣＯ₂混合ガス（Ａｒ：０〜２０％、ＣＯ₂：１００〜８０％）である。さらに母材鋼板は、７８０ＭＰａ以上の鋼板を用いれば良く、建築構造用高性能鋼材（例えば、大臣認定取得のＫＢＳＡ６３０Ｂ、ＫＢＳＡ６３０Ｃ）などを用いれば良い。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例により制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に示す成分組成の溶接ワイヤを用意し（ワイヤ径：１．２ｍｍ）、図２に示した開先形状の鋼板を、以下に示す条件で溶接した。

溶接条件
電流：２６０Ａ
電圧：３３Ｖ
溶接速度：１９ｃｍ／ｍｉｎ
入熱量：２７ｋＪ／ｃｍ
予熱温度およびパス間温度：２５０℃
層数／パス数：５層／１０パス
シールドガス：１００％ＣＯ₂
母材鋼板：ＪＩＳＳＳ５４０に準ずる鋼板

（１）溶接金属の引張試験
図３（ａ）に示す位置からＪＩＳＺ３１１１に準拠して引張試験片（Ａ１号）を採取し、溶接金属の引張試験を行った。溶接金属の引張強度は７８０ＭＰａ以上を合格とした。

（２）溶接金属のシャルピー衝撃試験
ＪＩＳＺ３１１１に準拠して、図３（ｂ）に示す位置からシャルピー衝撃試験片を採取し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ₀）を求めた。ｖＥ₀が７０Ｊ以上のものを合格とした。

得られた溶接金属の組成と、引張試験およびシャルピー衝撃試験の結果を表２に示す。

実験Ｎｏ．１〜４は、化学成分組成およびＸ_D値が本発明範囲に調整されているため、高強度および高靭性を達成している。

一方、実験Ｎｏ．５は、剥離の発生を抑制する作用を有するＴｉ量が少なかったためＸ_D値が小さくなり靭性が低下した。また、実験Ｎｏ．６〜９は、剥離の進展挙動に影響するＣ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏのいずれかの含有量が多かったため、Ｘ_D値が小さくなり靭性が低下した。

Claims

溶接金属全質量に対する割合で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．３〜１．０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｃｕ：０．２〜２．５％およびＮｉ：０．５〜３．５％を含有する他、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．３０〜１．５％、
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、ならびに
Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、更に、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、およびＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ、
下記（１）式で表されるＸ_D値が０．８５＜Ｘ_D＜１．２５を満たすことを特徴とする溶接金属。
・・・（１）
（但し、［（元素名）］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
前記Ｍｏを０．５％以上含有する請求項１に記載の溶接金属。