WO2010110387A1 - 溶接金属並びにその溶接金属によって接合された溶接構造物 - Google Patents

溶接金属並びにその溶接金属によって接合された溶接構造物 Download PDF

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喜臣 岡崎
賢 山下
英亮 高内
穣 大津
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Definitions

  • the present invention relates to a welded structure welded mainly using a Mn—Mo—Ni steel as a base material and a weld metal of the welded portion, and more particularly to a weld metal excellent in strength and toughness as-welded and after stress relief annealing. .
  • Mn-Mo-Ni steel has excellent strength and toughness and is mainly used for pressure vessels of nuclear power plants.
  • pressure vessels have been increasing in size, and Mn—Mo—Ni steel materials having further excellent strength and toughness are being demanded. Accordingly, even higher strength and toughness levels are required for Mn—Mo—Ni based weld metals formed in welds of welded structures using these steel types as base materials.
  • Patent Document 1 discloses a technique for improving mechanical characteristics by optimizing alloy elements such as Cr, Mo, Cu, Ti, and B
  • Patent Document 2 discloses a metal sheath and a flux-cored welding wire. Techniques have been proposed for improving mechanical properties after stress relief annealing by simultaneously controlling the flux composition.
  • Patent Document 3 presents a welding material excellent in welding workability in addition to mechanical characteristics.
  • Patent Document 4 proposes to control carbides.
  • the above technique alone does not provide sufficient mechanical properties of the weld metal after stress relief annealing, and it is desirable to have excellent mechanical properties even in the as-welded state in consideration of safety. . For this reason, the technique which improves the mechanical characteristic of a weld metal further is desired.
  • the present invention has been made in view of such a problem.
  • the welded structure may be abbreviated as “AW”) or stress relief annealing (abbreviated as “SR annealing”).
  • AW welded structure
  • SR annealing stress relief annealing
  • the inventors have conducted extensive research on means for realizing a weld metal having excellent strength and toughness after AW and SR annealing, and found that it is very effective to develop a fine acicular ferrite structure. Moreover, when the main cause of the deterioration of the mechanical characteristics due to SR annealing was found, it was found that it was due to the precipitation of coarse grain boundary carbides, and it was found that it was effective to refine this. The present invention has been completed based on such findings.
  • the weld metal of the present invention is in mass% (hereinafter simply expressed as “%”), C: 0.04 to 0.15%, Si: 0.50% or less (excluding 0%), Mn: 1.0 to 1.9%, Ni: 1.0 to 4.0%, Cr: 0.10 to 1.0%, Mo: 0.20 to 1.2%, Ti: 0.010 to Contains 0.060%, Al: 0.030% or less (excluding 0%), O: 0.015 to 0.060%, N: 0.010% or less (excluding 0%), the balance Is composed of Fe and inevitable impurities, and the amount (%) of Ti contained as a compound is represented by [compound type Ti] and the amount of Si (%) contained as a compound is represented by [compound type Si].
  • this weld metal has a ratio of [compound type Ti] / [compound type Si] exceeding 1.5 under a predetermined component, it suppresses the generation of Si oxides that inhibit the expression of the acicular ferrite structure, The generation of Ti oxide that contributes to the formation of an acicular ferrite structure can be promoted. Furthermore, since the A value is 0.50 or more, the generation of Si oxide on the surface of the Ti oxide can be suppressed, and the effect of promoting the generation of acicular ferrite by the Ti oxide can be effectively exhibited. it can. For this reason, a fine acicular ferrite structure can be expressed in the weld metal, and the strength and toughness of the weld metal after AW or SR annealing can be improved.
  • the B value calculated by the following formula is 0.05 or more and 0.26. The following is preferable. Thereby, the coarsening of the grain boundary carbide which adversely affects the mechanical properties after SR annealing can be suppressed, and the mechanical properties after SR annealing can be further improved.
  • B [Cr] / ([Mn] +1.2)
  • the average particle diameter of carbides having an equivalent circle diameter of 200 nm or more is 350 nm or less. Thereby, the production
  • the weld metal is Cu: 0.35% or less (excluding 0%), or Nb: 0.008 to 0.030%, V: 0.010 to 0.10%, one or two kinds Can be contained. Thereby, intensity
  • the welded structure according to the present invention is a welded structure welded with a Mn—Mo—Ni-based steel material as a base material, and the weld metal forming the welded portion is formed of any one of the above weld metals. Is.
  • the weld metal is excellent in mechanical properties after AW or SR annealing
  • the welded portion of the welded structure according to the present invention is also excellent in mechanical properties after AW or SR annealing, and the welded structure as a whole. As a result, it has excellent mechanical properties and, in turn, excellent durability.
  • [compound type Ti] / [compound type Si] is set to more than 1.5 to promote the generation of Ti oxide that contributes to the generation of acicular ferrite. Since the A value is regulated to 0.50 or more so that the oxide does not hinder the action of promoting the formation of acicular ferrite due to the formation of Si oxide, a fine acicular ferrite structure can be expressed in the weld metal. Further, the strength and toughness of the weld metal after welding or after stress relief annealing can be improved. In addition, since the welded structure of the present invention has the weld metal formed at the welded portion thereof, the welded structure is excellent in strength and toughness as a whole, and thus excellent in durability.
  • a weld metal according to an embodiment of the present invention is a weld metal formed in a welded portion welded with a Mn—Mo—Ni-based steel material as a base material, and the chemical composition is C: 0.04 to 0.15%, Si: 0.50% or less (excluding 0%), Mn: 1.0 to 1.9%, Ni: 1.0 to 4.0%, Cr: 0.10 to 1.0%, Mo: 0.20 to 1.2%, Ti: 0.010 to 0.060%, Al: 0.030% or less (excluding 0%), O: 0.015 to 0.060%, N: 0.00. It contains 010% or less (excluding 0%), and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the ratio of the amount of Ti contained as a compound (%) ([compound type Ti]) and the amount of Si contained as a compound (%) ([compound type Si]), [compound type Ti] / [compound type Si]. Is over 1.5. Furthermore, the Ti content (%) is [Ti], the O content (%) is [O], the Al content (%) is [Al], and the Si content (%) is [Si]. When expressed, the A value calculated by the following formula is 0.50 or more. Hereinafter, the reasons for limiting these components will be described. A [Ti] / ([O] ⁇ 1.1 ⁇ [Al] + 0.05 ⁇ [Si])
  • C 0.04 to 0.15% C is an essential element for securing the strength. If it is lower than 0.04%, the strength becomes insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.15%, the hard structure such as martensite is increased and the toughness is deteriorated. Invite. For this reason, the lower limit of the C amount is 0.04%, preferably 0.06%, and the upper limit is 0.15%, preferably 0.12%, more preferably 0.10%.
  • Si 0.50% or less Si has an effect of improving the strength of the weld metal.
  • a very small amount may be used from the point of strength improvement, but it is preferable to add 0.05% or more.
  • excessive addition causes an excessive increase in strength or an increase in hard structure such as martensite, and since the main component of the oxide is Si oxide, it becomes difficult to form an acicular ferrite structure, resulting in strength and toughness. It causes deterioration.
  • the upper limit of the Si amount is 0.50%, preferably 0.40%, and more preferably 0.20%.
  • Mn 1.0 to 1.9% Mn is an element effective for improving strength and toughness. If the content is less than 1.0%, the effect is too small. On the other hand, excessive addition leads to an excessive increase in strength or an increase in hard structure such as martensite, and also causes coarsening of grain boundary carbides, resulting in strength and toughness. Causes deterioration. For this reason, the lower limit of the amount of Mn is set to 1.0%, preferably 1.2%, and the upper limit is set to 1.9%, preferably 1.8%.
  • Ni 1.0-4.0%
  • Ni is an element effective for improving strength and toughness. If it is less than 1.0%, such an effect is too small. On the other hand, excessive addition causes an excessive increase in strength and adversely affects toughness. For this reason, the lower limit of the Ni amount is 1.0%, preferably 1.2%, and the upper limit is 4.0%, preferably 3.8%, more preferably 2.8%.
  • Cr 0.10 to 1.0% Cr has the effect of suppressing the coarsening of carbides by adding an appropriate amount. If it is less than 0.10%, such an action is too small. On the other hand, excessive addition leads to coarsening of grain boundary carbides, which adversely affects strength and toughness. For this reason, the lower limit of Cr content is 0.10%, preferably 0.20%, and the upper limit is 1.0%, preferably 0.80%, more preferably 0.60%.
  • Mo 0.20 to 1.2% Mo has the effect of improving the strength by forming fine carbides during SR annealing.
  • the lower limit of the Mo amount is set to 0.20%, preferably 0.40%, more preferably 0.60%.
  • the upper limit of the Mo amount is set to 1.2%, preferably 1.0%, more preferably 0.80%.
  • Ti 0.010 to 0.060%
  • Ti is an important element that forms a Ti oxide serving as a nucleus of formation of an acicular ferrite structure and contributes to improvement in strength and toughness.
  • the lower limit of the Ti amount is 0.010%, preferably 0.015%, more preferably 0.020%.
  • the upper limit is made 0.060%, preferably 0.050%.
  • Al 0.030% or less Al has an action of suppressing the formation of Si oxide that adversely affects the formation of an acicular ferrite structure. Addition of 0.005% or more is preferable for effectively exhibiting such an action. However, excessive addition leads to coarsening of the oxide, which adversely affects toughness, so the upper limit is limited to 0.030%, preferably 0.025%.
  • O 0.015 to 0.060%
  • O is an element necessary for forming a Ti oxide that forms a nucleus of an acicular ferrite structure together with Ti, and at least 0.015%, preferably 0.020%.
  • the upper limit is made 0.060%, preferably 0.050%, more preferably 0.045%.
  • N 0.010% or less N has a function of forming a carbonitride together with Ti or Nb and V, which will be described later if necessary, and improving the strength. Addition of 0.005% or more is preferable for effectively exhibiting such an action. However, if added in excess, it causes strain aging as a solid solution N and adversely affects toughness, so the upper limit is made 0.010%, preferably 0.0080%, more preferably 0.0075%.
  • the basic composition of the weld metal of the present invention is as described above, but Ti (compound type Ti) and Si (compound type Si) are further included as compounds.
  • the mass ratio of [compound type Ti] / [compound type Si] needs to be more than 1.5.
  • the ratio is a parameter that indirectly defines the generation ratio of Ti oxide and Si oxide that affects the formation of the acicular ferrite structure. When the ratio is 1.5 or less, the expression of the acicular ferrite structure is inhibited. Si oxide becomes dominant, and strength and toughness deteriorate. Therefore, the ratio is more than 1.5, preferably 2.0 or more, more preferably 2.5 or more.
  • the amounts of the compound type Ti and the compound type Si assume Ti and Si contained as oxides, respectively, and basically use values measured in an as-welded state, but this value is measured after SR annealing. Can be regarded as a value. This is due to the following reason. Ti carbonitride deposited by SR annealing is as fine as a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or less at maximum, and the amount detected as Ti forming carbonitride by the measurement method (electrolytic extraction residue method) described later is very small There are few. Si is an element that hardly forms carbonitrides in steel, and the amount of precipitation due to SR annealing is negligible. For this reason, it is because the value of [compound type Ti] / [compound type Si] measured after SR annealing is also almost equal to the measured value in the as-welded state.
  • a value 0.50 or more
  • A [Ti] / ([O] -1.1 ⁇ [Al] + 0.05 ⁇ [Si])
  • the A value is a parameter indicating the form of oxide that affects the acicular ferrite structure, satisfies the above ratio of [compound type Ti] / [compound type Si], suppresses the amount of Si oxide,
  • the A value is 0.50 or more, preferably 0.60 or more, more preferably 0.80 or more.
  • the A value is a parameter for controlling the generation of Si oxide on the surface of the Ti oxide, and the higher the value, the more preferable.
  • the weld metal of the present invention has the above composition as a basic composition, and consists of the balance Fe and unavoidable impurities. P and S are impurities, and segregate at the prior austenite grain boundaries and cause a decrease in toughness.
  • the B value is a parameter indicating the coarsening of grain boundary carbides during SR annealing.
  • the value is less than 0.05, the main body of grain boundary carbides is Mn, and the growth of grain boundary carbides is limited by Mn having a high diffusion rate. Therefore, the coarsening is easily promoted.
  • the main grain boundary carbide is Cr, but the amount of solid solution Cr that affects the growth of the grain boundary carbide increases, and the coarsening of the grain boundary carbide tends to be promoted.
  • the lower limit of the B value is 0.05, preferably 0.08, and the upper limit is 0.26, preferably 0.20, more preferably 0.15.
  • Cu is 0.35% or less, or one or two of Nb and V are Nb: 0.008 to 0.030%, V: 0.010 to 0.10% It can be added in the range of.
  • Cu is an element effective for improving strength.
  • addition of 0.01% or more is preferable.
  • excessive addition causes an excessive increase in strength, which adversely affects toughness.
  • the upper limit of the amount of Cu is made 0.35%, preferably 0.30%.
  • Nb and V have the effect of improving the strength by forming fine carbonitrides, but when Nb is less than 0.008% and less than 0.010%, such effects are too small. It causes coarsening and the strength and toughness are reduced. For this reason, the lower limit of the Nb amount is 0.008%, and the upper limit is 0.030%, preferably 0.020. Further, the lower limit of the V amount is 0.010%, and the upper limit is 0.10%, preferably 0.080%.
  • the composition of the weld metal of the present invention is as described above, it has a structure in which a fine acicular ferrite structure starting from an oxide and a coarse lath bainite structure are finely mixed. For this reason, it is difficult to quantitatively evaluate the acicular ferrite structure, but according to the visual observation with a microscope, the acicular ferrite structure exists at least 50 area% or more.
  • the average particle size of those having an equivalent circle diameter of 200 nm or more is suppressed to 350 nm or less, preferably 330 nm or less.
  • strength and toughness can be suppressed, and a mechanical characteristic can be improved more.
  • the composition of the weld metal is almost determined by the composition and penetration amount of the base Mn-Mo-Ni steel, the composition and penetration amount of the welding material (welding wire), and the basicity of the flux used in welding.
  • the amount of penetration is determined by the shape of the weld joint of the base material. Since the amount of penetration is small, the composition of the weld metal is largely determined by the composition of the weld material and the basicity of the flux during welding, while the composition of the weld material is the target weld metal composition and the basicity of the flux. Can be roughly determined by. Usually, welding is performed so that the basicity of the flux is maintained at about 2.5 to 2.6.
  • the composition of the welding material is such that the ⁇ value obtained from the following formula is 1.2 or more and the ⁇ value is 0.04. It may be set to ⁇ 0.29. If the ⁇ value is less than 1.2, the ratio of [compound type Ti] / [compound type Si] of the weld metal tends to be 1.5 or less, and the A value tends to be less than 0.50. On the other hand, by controlling the ⁇ value within the above range, the B value of the weld metal also satisfies 0.05 to 0.26, and the ⁇ value is controlled to 0.08 or more and less than 0.20. As a result, the average particle size of carbides of 200 nm or more tends to be 350 nm or less.
  • the range of the ⁇ value and the ⁇ value is a case where the basicity is about 2.5 to 2.6. If the basicity is different, the optimum range of these values also varies. For this reason, when basicity differs, the optimal range is calculated
  • ⁇ [Ti] / (0.5 [Si] ⁇ 0.8 ⁇ [Al])
  • ⁇ [Cr] / ([Mn] +1.2)
  • [Ti] in the formula is Ti content (%)
  • [Al] is Al content (%)
  • [Si] is Si content (%)
  • [Cr] is Cr content.
  • [Mn] are the contents (%) of Mn, both of which are the element amounts of the welding material.
  • base material Mn—Mo—Ni steel various known steel types such as ASTM standards A533B C1.1, A533B C1.2, A508 C1.3, and SA533B C1.1 can be used.
  • the weld metal of the present invention is excellent in mechanical properties in an as-welded (AW) state, but can further improve toughness by applying stress relief annealing (SR annealing) without coarsening carbides.
  • SR annealing stress relief annealing
  • the SR temperature and SR time may be controlled within a range satisfying about 18 ⁇ 10 3 to 20 ⁇ 10 3 with the following Larson-Miller parameter (MP).
  • MP Larson-Miller parameter
  • MP (T + 273) ⁇ (20 + log t)
  • T is SR temperature (° C.)
  • t SR time (hr).
  • any method may be used if it is a welding method which can form the said weld metal, but submerged arc welding in which composition control by a flux is possible Is preferred.
  • this invention provides the welded structure whose welding part is said weld metal, this welded structure is excellent in intensity
  • Submerged arc welding conditions Base metal plate thickness: 25 mm, groove angle: 10 ° (V-shaped), root gap: 15 mm, welding position: downward, welding current: 425 A, welding voltage: 30 V, welding speed: 5.8 mm / sec (35cpm), preheating and interpass temperature: 180-200 ° C -Covered arc welding conditions
  • the matrix part of the test piece is electrolyzed using a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution and passed through a filter having a pore size of 0.1 ⁇ m to remove the compound in the test piece. Extracted. Most of the compounds extracted from the weld metal as welded were oxides. The results are shown in Table 5. In Table 5, A value and B value are also shown. In the [compound type Ti] / [compound type Si] column, “ ⁇ ” indicates that no compound type Si was detected.
  • the present invention is useful for manufacturing a pressure vessel of a nuclear power plant.

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Abstract

　溶接まま又は応力除去焼鈍後において優れた強度、靱性を発現する溶接金属を提供するため、本発明の溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：１．０～４．０％、Ｃｒ：０．１０～１．０％、Ｍｏ：０．２０～１．２％、Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、Ａｌ：０．０３０％以下、Ｏ：０．０１５～０．０６０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、化合物として含まれるＴｉ量（％）とＳｉ量（％）の比［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］が１．５超であり、下記式（但し、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（％））によって算出されるＡ値が０．５０以上である。Ａ＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）

Description

溶接金属並びにその溶接金属によって接合された溶接構造物
　本発明は、主としてＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系鋼材を母材として溶接された溶接構造物及びその溶接部の溶接金属に係り、特に溶接まま及び応力除去焼鈍後における強度、靭性に優れた溶接金属に関する。
　Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼材は優れた強度、靭性を有し、主に原子力発電プラントの圧力容器等に用いられる。近年、エネルギー需要の増加に伴い、圧力容器は大型化の傾向にあり、より一層、強度、靭性に優れたＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼材が求められつつある。それに伴い、これらの鋼種を母材とする溶接構造物の溶接部に形成されるＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接金属においても、強度、靭性レベルのより一層の向上が求められている。
　また、Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼材を母材とする溶接構造体においては、通常、溶接施工後に応力除去を目的とした長時間の応力除去焼鈍が施されるが、この焼鈍により溶接金属の強度、靭性が劣化する場合があり、焼鈍により強度、靭性が劣化し難い材料が求められている。
　このような要望に対して、溶接金属の強度、靭性（以下、これらをまとめて「機械的特性」ということがある）の向上を目指した技術が種々提案されている。例えば、特許文献１では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｂなどの合金元素を適正化することにより機械的特性を改善する技術が、また特許文献２では、フラックス入り溶接ワイヤについて、金属外皮及びフラックスの組成を同時に制御することで、応力除去焼鈍後の機械的特性を改善する技術が提案されている。また、硫化物制御の観点から、特許文献３では、機械的特性に加え、溶接作業性に優れた溶接材料が提示されている。さらに、焼鈍後の機械的特性の改善に対し、特許文献４では、炭化物を制御することが提案されている。
日本国特許公開平９－２５３８８６号公報 日本国特許公開平５－７７０８６号公報 日本国特許公開平８－２６７２７３号公報 日本国特許第３２８３７６３号公報
　しかしながら、上記の技術だけでは、応力除去焼鈍後の溶接金属の機械的特性が十分とは言えず、また安全性を考慮すると、溶接ままの状態においても、優れた機械的特性を備えることが望ましい。このため、より一層、溶接金属の機械的特性を改善する技術が望まれている。
　本発明はかかる問題に鑑みなされたものであり、鋼材を母材として溶接した溶接構造物について、溶接まま（「ＡＷ」と略記することがある）、あるいは応力除去焼鈍（「ＳＲ焼鈍」と略記することがある）後においても優れた強度、靭性を備えた溶接金属、及びそのような溶接金属によって接合された溶接構造物を提供することを目的とする。
　発明者らは、ＡＷ、ＳＲ焼鈍後の強度、靭性に優れた溶接金属を実現する手段について鋭意研究したところ、微細なアシキュラーフェライト組織を発現させることが非常に有効であることを見出した。また、ＳＲ焼鈍による機械的特性の劣化の主要な原因を突き止めたところ、粗大粒界炭化物の析出によることを見出し、これを微細化させることが有効であることを知見した。本発明はかかる知見を基に完成させたものである。
　すなわち、本発明の溶接金属は、質量％（以下、単に「％」と表示する）で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：１．０～４．０％、Ｃｒ：０．１０～１．０％、Ｍｏ：０．２０～１．２％、Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１５～０．０６０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、化合物として含まれるＴｉ量（％）を［化合物型Ｔｉ］、化合物として含まれるＳｉ量（％）を［化合物型Ｓｉ］で表すとき、
［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］＞１．５
であり、かつ、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｏの含有量（％）を［Ｏ］、Ａｌの含有量（％）を［Ａｌ］、Ｓｉの含有量（％）を［Ｓｉ］で表すとき、下記式によって算出されるＡ値が０．５０以上とされたものである。
Ａ＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）
　この溶接金属は、所定成分の下、［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］の比を１．５超とするので、アシキュラーフェライト組織の発現を阻害するＳｉ酸化物の生成を抑制し、アシキュラーフェライト組織の生成に寄与するＴｉ酸化物の生成を促進することができる。さらにＡ値を０．５０以上とするので、Ｓｉ酸化物がＴｉ酸化物の表面に生成するのを抑制することができ、Ｔｉ酸化物によるアシキュラーフェライトの生成促進作用を有効に発揮させることができる。このため、溶接金属中に微細なアシキュラーフェライト組織を発現させることができ、ＡＷあるいはＳＲ焼鈍後の溶接金属の強度、靭性を向上させることができる。
　上記溶接金属において、さらにＣｒの含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｎの含有量（％）を［Ｍｎ］で表すとき、下記式によって算出されるＢ値を０．０５以上、０．２６以下とすることが好ましい。これにより、ＳＲ焼鈍後の機械的特性に悪影響を及ぼす粒界炭化物の粗大化を抑制することができ、ＳＲ焼鈍後の機械的特性をより一層向上させることができる。
Ｂ＝［Ｃｒ］／（［Ｍｎ］＋１．２）
　上記溶接金属において、溶接金属中に存在する炭化物のうち、円相当径にして２００ｎｍ以上の炭化物の平均粒径を３５０ｎｍ以下とすることが好ましい。これにより、粗大粒界炭化物の生成が抑制され、溶接金属の機械的特性をより向上させることができる。
　さらに、上記溶接金属はＣｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、あるいはさらにＮｂ：０．００８～０．０３０％、Ｖ：０．０１０～０．１０％の１種あるいは２種を含有することができる。これにより、強度をより向上させることができる。
　また、本発明に係る溶接構造物は、Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系鋼材を母材として溶接した溶接構造物であって、その溶接部を形成する溶接金属が上記いずれかの溶接金属で形成されたものである。上記のとおり、上記溶接金属はＡＷあるいはＳＲ焼鈍後の機械的特性に優れるため、本発明にかかる溶接構造物の溶接部についてもＡＷあるいはＳＲ焼鈍後の機械的特性に優れ、溶接構造物が全体として機械的特性に優れ、ひいては耐久性に優れる。
　本発明の溶接金属によれば、所定成分の下、［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］を１．５超としてアシキュラーフェライトの生成に寄与するＴｉ酸化物の生成を促進し、さらにＴｉ酸化物がＳｉ酸化物の生成によってアシキュラーフェライトの生成促進作用が妨げられないようにＡ値を０．５０以上に規制するので、溶接金属中に微細なアシキュラーフェライト組織を発現させることができ、溶接まま、あるいは応力除去焼鈍後の溶接金属の強度、靭性を向上させることができる。また、本発明の溶接構造物はその溶接部に上記溶接金属が形成されたものであるので、全体として強度及び靭性に優れ、ひいては耐久性に優れる。
　本発明の実施形態にかかる溶接金属は、Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系鋼材を母材として溶接した溶接部に形成される溶接金属であって、化学組成がＣ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：１．０～４．０％、Ｃｒ：０．１０～１．０％、Ｍｏ：０．２０～１．２％、Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１５～０．０６０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。また、化合物として含まれるＴｉ量（％）（［化合物型Ｔｉ］）と化合物として含まれるＳｉ量（％）（［化合物型Ｓｉ］）との比、［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］が１．５超とされる。さらに、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｏの含有量（％）を［Ｏ］、Ａｌの含有量（％）を［Ａｌ］、Ｓｉの含有量（％）を［Ｓｉ］で表すとき、下記式によって算出されるＡ値が０．５０以上とされる。以下、これらの成分限定理由について説明する。
Ａ＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）
Ｃ：０．０４～０．１５％
　Ｃは強度を確保するための必須元素であり、０．０４％より低いと強度が不足するようになり、一方０．１５％超ではマルテンサイト等の硬質組織の増加をもたらし、靭性の劣化を招く。このため、Ｃ量の下限を０．０４％、好ましくは０．０６％とし、その上限を０．１５％、好ましくは０．１２％、さらに好ましくは０．１０％とする。
Ｓｉ：０．５０％以下
　Ｓｉは溶接金属の強度を向上させる作用を有する。強度向上の点からはごく微量でもよいが、０．０５％以上添加することが好ましい。一方、過剰な添加は強度の過大な上昇あるいはマルテンサイト等の硬質組織の増加を招くほか、酸化物の主体がＳｉ酸化物となるため、アシキュラーフェライト組織が生成し難くなり、強度、靭性の劣化を招く。このため、Ｓｉ量の上限を０．５０％、好ましくは０．４０％、さらに好ましくは０．２０％とする。
Ｍｎ：１．０～１．９％
　Ｍｎは強度および靭性の向上に有効な元素である。１．０％未満ではかかる効果が過小であり、一方、過剰な添加は強度の過大な上昇、あるいはマルテンサイト等の硬質組織の増加をもたらすほか、粒界炭化物の粗大化を招き、強度、靭性劣化の原因となる。このため、Ｍｎ量の下限を１．０％、好ましくは１．２％とし、その上限を１．９％、好ましくは１．８％とする。
Ｎｉ：１．０～４．０％
　Ｎｉは強度および靭性向上に有効な元素である。１．０％未満ではかかる効果が過小となり、一方、過剰な添加は強度の過大な上昇を招き、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｎｉ量の下限を１．０％、好ましくは１．２％とし、その上限を４．０％、好ましくは３．８％、さらに好ましくは２．８％とする。
Ｃｒ：０．１０～１．０％
　Ｃｒは適量添加することにより炭化物の粗大化を抑制する作用を有する。０．１０％未満ではかかる作用が過小であり、一方、過剰な添加はかえって粒界炭化物の粗大化を招き、強度、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｃｒ量の下限を０．１０％、好ましくは０．２０％とし、その上限を１．０％、好ましくは０．８０％、より好ましくは０．６０％とする。
Ｍｏ：０．２０～１．２％
　ＭｏはＳＲ焼鈍時に微細炭化物を形成して強度を向上させる作用を有する。かかる作用を有効に発揮させるため、Ｍｏ量の下限を０．２０％、好ましくは０．４０％、より好ましくは０．６０％とする。一方、過剰な添加は炭化物の粗大化を招き、靭性に悪影響を及ぼすため、Ｍｏ量の上限を１．２％、好ましくは１．０％、より好ましくは０．８０％とする。
Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％
　Ｔｉはアシキュラーフェライト組織の生成核となるＴｉ酸化物を形成し、強度、靭性の向上に寄与する重要な元素である。かかる作用を有効に発揮させるため、Ｔｉ量の下限を０．０１０％、好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０２０％とする。一方、過剰に添加すると酸化物の粗大化を招き、靭性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０６０％、好ましくは０．０５０％とする。
Ａｌ：０．０３０％以下
　Ａｌはアシキュラーフェライト組織の生成に悪影響を及ぼすＳｉ酸化物の生成を抑制する作用を有する。かかる作用を有効に発現させるには０．００５％以上の添加が好ましい。しかし、過剰な添加は酸化物の粗大化を招き、かえって靭性に悪影響を及ぼすため、上限を０．０３０％、好ましくは０．０２５％に止める。
Ｏ：０．０１５～０．０６０％
　ＯはＴｉと共にアシキュラーフェライト組織の生成核となるＴｉ酸化物を形成させるために必要な元素であり、少なくとも０．０１５％、好ましくは０．０２０％を要する。一方、過剰な添加は酸化物の粗大化を招き、靭性を劣化させるため、上限を０．０６０％、好ましくは０．０５０％、より好ましくは０．０４５％とする。
Ｎ：０．０１０％以下
　ＮはＴｉあるいは必要により添加される後述のＮｂ、Ｖと共に炭窒化物を形成し、強度を向上させる作用を有する。かかる作用を有効に発現させるには０．００５％以上の添加が好ましい。しかし、過剰に添加すると、固溶Ｎとして歪時効をもたらし、靭性に悪影響を及ぼすため、上限を０．０１０％、好ましくは０．００８０％、より好ましくは０．００７５％とする。
［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］：１．５超
　本発明の溶接金属の基本組成は上記のとおりであるが、さらに化合物として含まれるＴｉ（化合物型Ｔｉ）及びＳｉ（化合物型Ｓｉ）の質量比、［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］を１．５超とすることを要する。前記比率はアシキュラーフェライト組織の生成に影響を及ぼすＴｉ酸化物、Ｓｉ酸化物の生成量比を間接的に規定するパラメータであり、１．５以下になると、アシキュラーフェライト組織の発現を阻害するＳｉ酸化物が優勢となり、強度、靭性が劣化するようになる。このため、前記比率を１．５超、好ましくは２．０以上、より好ましくは２．５以上とする。
　前記化合物型Ｔｉ、化合物型Ｓｉの量はそれぞれ酸化物として含まれるＴｉ及びＳｉを想定したものであり、基本的に溶接ままの状態で測定した値を用いるが、この値はＳＲ焼鈍後の測定値とみなすことができる。これは以下の理由による。ＳＲ焼鈍により析出するＴｉ炭窒化物は最大でも円相当径で０．１μｍ以下と微細であり、後述する測定方法（電解抽出残渣法）によって炭窒化物を形成するＴｉとして検出される量はごく僅かである。また、Ｓｉは鋼中において炭窒化物を形成し難い元素であり、ＳＲ焼鈍による析出量は無視し得る程度である。このため、ＳＲ焼鈍後に測定した［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］の値も、溶接ままの状態での測定値とほぼ等しくなるからである。
Ａ値：０．５０以上
但し、Ａ＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）
　Ａ値はアシキュラーフェライト組織に影響をおよぼす酸化物の形態を示すパラメータであり、上記［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］の比率を満足し、Ｓｉ酸化物量が抑制され、酸化物の主体がＴｉ酸化物となっても、Ａ値が０．５０未満になると、Ｔｉ酸化物の表面にＳｉ酸化物が生成するようになり、Ｔｉ酸化物によるアシキュラーフェライト核の生成安定度が相対的に低下するため、アシキュラーフェライト組織の生成が低下するようになる。このため、Ａ値を０．５０以上、好ましくは０．６０以上、より好ましくは０．８０以上とする。なお、Ａ値はＴｉ酸化物の表面へのＳｉ酸化物生成を制御するパラメータであり、高ければ高いほど好ましいので、上限を設ける必要はない。
　本発明の溶接金属は、上記組成を基本組成とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。Ｐ、Ｓは不純物であり、旧オーステナイト粒界に偏析し、靭性低下の原因となるため少ない程よい。上記基本組成において、Ｃｒの含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｎの含有量（％）を［Ｍｎ］で表すとき、下記式で算出されるＢ値を０．０５以上、０．２６以下とするようにＣｒ含有量、Ｍｎ含有量を調整することが好ましい。
Ｂ＝［Ｃｒ］／（［Ｍｎ］＋１．２）
　Ｂ値はＳＲ焼鈍時の粒界炭化物の粗大化を示すパラメータであり、０．０５未満では粒界炭化物の主体がＭｎとなり、粒界炭化物の成長が拡散速度の大きいＭｎに律速されることになるため、粗大化が促進され易くなる。一方、０．２６超では粒界炭化物の主体がＣｒとなるものの、粒界炭化物の成長に影響を及ぼす固溶Ｃｒ量が増加し、やはり粒界炭化物の粗大化が促進され易くなる。このため、Ｂ値の下限を０．０５、好ましくは０．０８とし、その上限を０．２６、好ましくは０．２０、より好ましくは０．１５とするのがよい。
　また、上記基本成分に対して、Ｃｕを０．３５％以下、あるいはさらにＮｂ、Ｖの１種または２種をＮｂ：０．００８～０．０３０％、Ｖ：０．０１０～０．１０％の範囲で添加することができる。
　Ｃｕは強度の向上に有効な元素である。このためには０．０１％以上の添加が好ましい。一方、過剰な添加は強度の過大な上昇を招き、かえって靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｃｕ量の上限を０．３５％、好ましくは０．３０％とする。
　Ｎｂ、Ｖは微細な炭窒化物を形成して強度を向上させる作用を有するが、Ｎｂ０．００８％未満、Ｖ０．０１０％未満ではかかる作用が過小となり、一方、過剰に添加すると炭窒化物の粗大化を招き、強度、靭性がかえって低下するようになる。このため、Ｎｂ量の下限を０．００８％とし、その上限を０．０３０％、好ましくは０．０２０とする。また、Ｖ量の下限を０．０１０％とし、その上限を０．１０％、好ましくは０．０８０％とする。
　本発明の溶接金属の組成は上記のとおりであるが、組織的には酸化物を起点とする微細アシキュラーフェライト組織と粗大ラス状ベイナイト組織が細かく混じりあった組織を呈する。このため、アシキュラーフェライト組織を定量的に評価することは困難であるが、顕微鏡による目視観察によれば、少なくとも５０面積％以上はアシキュラーフェライト組織が存在している。
　また、ＳＲ焼鈍後の溶接金属中には粗大な炭化物が存在する傾向があるが、この炭化物のサイズについて、円相当径で２００ｎｍ以上のものの平均粒径を３５０ｎｍ以下、好ましくは３３０ｎｍ以下に抑制することにより、強度、靭性に悪影響を及ぼす粗大粒界炭化物の生成を抑制することができ、機械的特性をより向上させることができる。炭化物の粗大化を抑制するには、成分的には上記のようにＢ値を０．０５～０．２６とするようにＣｒ量、Ｍｎ量を調整することが有効であり、さらに炭化物の平均粒径を３５０ｎｍ以下にするにはＢ値を０．０８以上、０．２０未満程度に制御することが好ましい。
　また、上記溶接金属の組成は、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）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形状によって決定される。溶け込み量は少量であるので、溶接金属の組成は溶接材料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めることができる。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が、この場合、溶接材料の組成は下記式から求まるα値を１．２以上、β値を０．０４～０．２９となるようにすればよい。α値が１．２未満では、溶接金属の［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］の比が１．５以下に、またＡ値が０．５０未満になり易くなる。一方、β値を上記範囲に制御することにより、溶接金属のＢ値も０．０５～０．２６を満足するようになり、さらにβ値を０．０８以上、０．２０未満に制御することにより、２００ｎｍ以上の炭化物の平均粒径が３５０ｎｍ以下になり易くなる。なお、上記α値、β値の範囲は、塩基度が２．５～２．６程度の場合であり、塩基度が異なればこれらの値の最適範囲も変動する。このため、塩基度が異なる場合、予め実験によって最適範囲を求めておく。
α＝［Ｔｉ］／（０．５［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］）
β＝［Ｃｒ］／（［Ｍｎ］＋１．２）
但し、式中の［Ｔｉ］はＴｉの含有量（％）、［Ａｌ］はＡｌの含有量（％）、［Ｓｉ］はＳｉの含有量（％））、［Ｃｒ］はＣｒの含有量（％）、［Ｍｎ］はＭｎの含有量（％）であり、何れも溶接材料の元素量である。
　前記母材のＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼としては、公知の種々の鋼種、例えばＡＳＴＭ規格のＡ５３３Ｂ Ｃ１．１、Ａ５３３Ｂ　Ｃ１．２、Ａ５０８　Ｃ１．３、ＳＡ５３３Ｂ　Ｃ１．１を用いることができる。
　本発明の溶接金属は、溶接まま（ＡＷ）の状態で機械的特性に優れるが、さらに炭化物を粗大化することなく、応力除去焼鈍（ＳＲ焼鈍）を施すことにより靭性をより向上させることができる。ＳＲ焼鈍は、下記のラーソン・ミラー・パラメータ（ＭＰ）にして１８×１０３　～２０×１０３　程度を満足する範囲でＳＲ温度、ＳＲ時間を制御すればよい。例えば、６００～６５０℃、１０～３０ｈｒ程度とすればよい。
ＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋log ｔ）
但し、ＴはＳＲ温度（℃）、ｔはＳＲ時間（ｈｒ）である。
　なお、本発明の溶接金属が形成される溶接方法としては、特に限定されず、上記溶接金属が形成できれる溶接方法であればいずれの方法でもよいが、フラックスによる組成制御が可能なサブマージアーク溶接が好ましい。
　また、本発明は、溶接部が上記の溶接金属である溶接構造物を提供するが、この溶接構造物は、全体として強度及び靭性に優れ、ひいては耐久性に優れる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
　表３に示した組成を有するサブマージアーク溶接用の溶接材料（溶接ワイヤ：材料記号に「Ｗ」を付したもの）及び被覆アーク溶接用の溶接材料（溶接棒：材料記号に「Ｂ」を付したもの）を製作した。一方、表１（数値単位：％、残部Ｆｅ及び不可避不純物）に示す組成のＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼の母材厚鋼板を用いて、下記の溶接条件でサブマージアーク溶接あるいは被覆アーク溶接による溶接試験を実施した。
・サブマージアーク溶接条件
母材板厚：２５mm、開先角度：１０°（Ｖ字）、ルートギャップ：１５mm、溶接姿勢：下向き、溶接電流：４２５Ａ、溶接電圧：３０Ｖ、溶接速度：５．８mm/sec（３５cpm）、予熱及びパス間温度：１８０～２００℃
・被覆アーク溶接条件
母材板厚：２０mm、開先角度：２０°（Ｖ字）、ルートギャップ：１６mm、溶接姿勢：下向き、溶接電流：１７５Ａ、溶接電圧：２４Ｖ、溶接速度：１７mm/sec（１００cpm）、予熱及びパス間温度：１８０～２００℃、フラックス：不使用
　なお、実施した溶接試験（サブマージアーク溶接および被覆アーク溶接）では、ＡＷＳの規定するニュートラルフラックスを使用し、フラックスの塩基度を２．０４又は２．５５になるように調整した。塩基度２．０４は表３のNo. ２２の溶接ワイヤを用いた溶接試験（後述する表４，５の試料No. ２２）の際に適用し、他は塩基度を２．５５とした。なお、塩基度は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、上記塩基度のフラックス成分の代表例を表２に示す。
塩基度＝ＢＣ／ＡＣ
ＢＣ＝CaF２＋CaO＋MgO＋BaO＋SrO＋Na２O＋K２O＋Li２O＋(MnO＋FeO)／２
ＡＣ＝SiO２＋(Al２O３＋TiO２＋ZrO２)／２
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　溶接後、溶接試験材の溶接部に形成された溶接金属の中央部より成分分析試料を採取し、これより溶接金属の組成を調べた。その結果を表４（数値単位：％、残部Ｆｅ及び不可避不純物）に示す。また、同様に溶接金属の中央部より切り出した試験片を用いて電解抽出残渣法により［化合物型Ｔｉ］、［化合物型Ｓｉ］を測定し、［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］の比を求めた。電解抽出残渣法の実施に際して、試験片のマトリクス部を１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロリド－メタノール溶液を使用して電解し、ポアサイズ０．１μm のフィルターに通して、試験片中の化合物を抽出した。溶接ままの溶接金属から抽出した化合物はほとんど酸化物であった。その結果を表５に示す。なお、表５にはＡ値、Ｂ値も併記した。また［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］欄において、「○」は化合物型Ｓｉが検出されなかったものを示す。
　また、溶接金属の中央部より、溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　Ａ２号）を採取し、引張強度（ＴＳ）を測定した。また、同部より、溶接線に対して垂直方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　Ｖノッチ試験片）を採取した。当該試験片を使用して、－３０℃での吸収エネルギーを測定し（ｎ＝３）、その平均値ｖＥ-30（Ｊ）を算出した。また同じくシャルピー衝撃試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に基づいて吸収エネルギーと延性破面率を測定し、延性破面率＝１００％となった試験片の吸収エネルギーを上部棚エネルギーＵＳＥ（Ｊ）と定義した。これらの測定結果、算出結果を表５に併せて示す。
　さらに、溶接後の溶接試験材に６４０℃×３０ｈｒの応力除去焼鈍（ＳＲ焼鈍）を施した後、上記と同様の手法で、溶接試験材の溶接部に形成された溶接金属について、引張強度、靭性を測定した。また、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観察用試験片を採取し、無作為に選択した４カ所から７５００倍のＴＥＭ像を撮影し、画像解析ソフト（Image-Pro Plus、Media Cybernetic社製）を用いて画像解析し、円相当径にして２００ｎｍ以上の炭化物を選択した上、それらの平均粒径ｄ（ｎｍ）を求めた。これらの結果を表５に併せて示す。
　表５より、発明例では、溶接まま、ＳＲ焼鈍後のいずれの場合でも、ＴＳが７００ＭＰａ超、ｖＥ-30が５０Ｊ超、ＵＳＥが１２０Ｊ超であり、強度及び靭性のいずれも優れた特性が得られた。もっとも、試料No. １～３は、Ｂ値及び所定炭化物の平均粒径が好ましい範囲から外れたため、靭性が低下した。また、試料No. ５，７，１０は、Ｂ値が０．０５～０．２６の範囲内にあるものの、所定炭化物の平均粒径が３５０ｎｍ超のためＳＲ焼鈍後の靭性が低下する傾向がみられた。また、試料No. １４はＭｏ量、Ａｌ量が高めであるため強度が向上したが、ＳＲ靭性、ＡＷ靭性は低下した。また試料No. ２０はＶを添加したため、強度が向上したものの、ＳＲ靭性が低下した。
　一方、比較例については、試料No. ２２は組成が本発明を満足するものの、溶接の際のフラックス塩基度が低すぎるため、溶接金属のＡ値が発明範囲外となり、靭性が低下した。他の比較例は、溶接ワイヤの組成が不適切であるため、溶接金属の組成（Ａ値等を含む）や［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］の比が本発明範囲外となり、強度や靭性が劣化している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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、２００９年３月２６日出願の日本特許出願（特願２００９－０７５４９３）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。
　本発明は、原子力発電プラントの圧力容器等の製造に有用である。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０４～０．１５％、
    Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、
    Ｍｎ：１．０～１．９％、
    Ｎｉ：１．０～４．０％、
    Ｃｒ：０．１０～１．０％、
    Ｍｏ：０．２０～１．２％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、
    Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
    Ｏ：０．０１５～０．０６０％、
    Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
    　化合物として含まれるＴｉ量（％）を［化合物型Ｔｉ］、化合物として含まれるＳｉ量（％）を［化合物型Ｓｉ］で表すとき、
    ［化合物型Ｔｉ］／［化合物型Ｓｉ］＞１．５
    であり、かつ、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｏの含有量（％）を［Ｏ］、Ａｌの含有量（％）を［Ａｌ］、Ｓｉの含有量（％）を［Ｓｉ］で表すとき、下記式によって算出されるＡ値が０．５０以上である、ことを特徴とする溶接金属。
    Ａ＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）
  2. 　請求項１に記載した溶接金属であって、さらにＣｒの含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｎの含有量（％）を［Ｍｎ］で表すとき、下記式によって算出されるＢ値が０．０５以上、０．２６以下である、溶接金属。
    Ｂ＝［Ｃｒ］／（［Ｍｎ］＋１．２）
  3. 　請求項１又は２に記載した溶接金属であって、溶接金属中に存在する炭化物のうち、円相当径にして２００ｎｍ以上の炭化物の平均粒径が３５０ｎｍ以下である、溶接金属。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載した溶接金属であって、さらにＣｕ：０．３５％以下（０％を含まない）を含有する、溶接金属。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載した溶接金属であって、さらに
    Ｎｂ：０．００８～０．０３０％、
    Ｖ：０．０１０～０．１０％
    の１種あるいは２種を含有する、溶接金属。
  6. 　Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系鋼材を母材として溶接した溶接構造物であって、その溶接部の溶接金属が請求項１～５のいずれか１項に記載した溶接金属で形成された、溶接構造物。
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