WO2011093244A1 - 低温靭性および落重特性に優れた溶接金属 - Google Patents

低温靭性および落重特性に優れた溶接金属 Download PDF

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WO2011093244A1
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weld metal
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low temperature
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秀徳 名古
喜臣 岡崎
山下　賢
穣 大津
英亮 高内
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株式会社神戸製鋼所
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
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    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3066—Fe as the principal constituent with Ni as next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a weld metal applied in an Mn—Mo—Ni based welded structure in the field of nuclear power, and particularly to a weld metal excellent in low-temperature toughness and drop weight characteristics.
  • Mn-Mo-Ni steel is known to have excellent strength and toughness, and is mainly used as a material for pressure vessels of nuclear power plants.
  • the toughness level required from the viewpoint of safety has been steadily increasing.
  • casks used for storing and transporting spent nuclear reactor fuel require much better low-temperature toughness.
  • improvement in characteristics at low temperatures is also desired for the drop weight characteristics that ensure fracture safety.
  • strength and low temperature are also required for Mn-Mo-Ni weld metals applied to these applications. Further improvements in toughness and drop weight characteristics are desired.
  • a long annealing treatment for the purpose of removing stress after welding ( Hereinafter, it may be referred to as “SR annealing”), but the characteristics of the weld metal greatly change due to the precipitation of carbides during the SR annealing, so the strength and low temperature toughness corresponding to the SR annealing conditions. It is also necessary to establish technology to improve the weight loss characteristics.
  • Ni-base alloy-based welding materials for improving the low temperature toughness of weld metal, for example, the effectiveness of Ni-base alloy-based welding materials as shown in Patent Document 1 and 9% Ni-base alloy-based welding materials as shown in Patent Document 2 is known. Yes.
  • these Ni-based alloy-based welding materials are disadvantageous in terms of cost because they contain a large amount of expensive Ni, and 9% Ni-based alloy-based welding materials generate stable austenite during SR annealing, and yield stress is low. There is a problem of a significant drop. Therefore, a technique for further improving the strength, the low temperature toughness and the falling weight characteristic while suppressing the Ni content to a low level is required. *
  • Patent Document 3 a certain low temperature toughness improving effect is obtained by the expression of a fine acicular ferrite structure starting from a Ti-based oxide.
  • the low temperature toughness obtained by this technology is only at the level of ⁇ 60 ° C., and for further improvement of the low temperature toughness, the dispersion of the Ti-based oxide simultaneously causes an increase in coarse oxide which becomes a fracture starting point. It is necessary to devise.
  • Patent Document 4 discloses a method of obtaining a weld metal having excellent drop weight characteristics by controlling flux and wire components in submerged arc welding. However, submerged arc weld metal has a high oxygen level and is coarse.
  • the drop weight characteristic is that the drop weight non-breaking temperature remains at -90 ° C. Furthermore, in Patent Document 5, a weld metal having excellent fracture toughness is realized by controlling the Ni content. However, it is considered that the low-temperature toughness is insufficient because of the high oxygen level.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 11-138293 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-101414 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-315962 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 11-192555 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-335879 Japanese Unexamined Patent Publication No. 4-313488
  • the present invention has been made in view of such a situation, and its purpose is not only high strength but also good low temperature toughness and drop weight characteristics, and is useful as a pressure vessel material for nuclear power plants. It is to provide a weld metal.
  • the weld metal according to the present invention capable of solving the above problems is C: 0.02 to 0.10% (meaning “mass%”. The same applies to the chemical composition), Si: 0.50% Or less (excluding 0%), Mn: 1.0 to 1.9%, Ni: 2.7 to 8%, Cr: 0.8% or less (not including 0%), Mo: 0.8%
  • the amount is 0.10 to 1.2%, the balance is iron and inevitable impurities, and the A value defined by the following formula (1) is 3.8% or more and 9.0% or less.
  • the main point is that the area fraction of carbides present in the weld metal and having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more is 4.0% or less.
  • a value 0.8 ⁇ [C] ⁇ 0.05 ⁇ [Si] + 0.5 ⁇ [Mn] + 0.5 ⁇ [Cu] + [Ni] ⁇ 0.5 ⁇ [Mo] + 0.2 ⁇ [Cr ] (1)
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Mo] and [Cr] are the contents (mass of C, Si, Mn, Cu, Ni, Mo and Cr, respectively). %).
  • the “equivalent circle diameter” means the diameter when converted to a circle of the same area while paying attention to the size of the carbide.
  • the B value defined by the following formula (2) is preferably 0.35% or less, whereby the area fraction of carbide can be further reduced, and low temperature toughness and drop weight characteristics can be obtained. Can be further improved.
  • B value [C] ⁇ (2 ⁇ [Mn] + 3 ⁇ [Cr]) (2)
  • [C], [Mn] and [Cr] indicate the contents (mass%) of C, Mn and Cr, respectively.
  • the weld metal of the present invention may further include (a) Ti: 0.040% or less (not including 0%), (b) Al: 0.030% or less (not including 0%), (c ) Cu: 0.35% or less (not including 0%), (d) Nb: 0.030% or less (not including 0%) and / or V: 0.10% or less (not including 0%) , Etc. are also useful. By containing such an element, the properties of the weld metal are further improved depending on the type.
  • a welded structure including a weld metal excellent in low temperature toughness and drop weight characteristics can be realized.
  • the weld metal in the weld metal, high strength (tensile strength) can be ensured and good low temperature toughness and drop can be ensured by appropriately controlling the chemical composition while satisfying the relationship of the above formula (1).
  • a weld metal capable of exhibiting heavy characteristics can be realized, and such a weld metal is extremely useful as a material for a pressure vessel of a nuclear power plant or a material for a cask.
  • the present inventors have studied from various angles about means for realizing a weld metal that ensures excellent strength, toughness, and drop weight characteristics. As a result, we found that the increase in the fine reheat zone structure and the reduction of coarse carbides formed during welding are effective in improving the strength, low temperature toughness, and drop weight characteristics.
  • the present invention was completed by devising the technology.
  • the inventors have controlled the chemical component composition of the weld metal within a predetermined range and controlled the following A value [formula (1)] determined by the component within a range of 3.8% to 9.0%. , And a carbide present in the weld metal, wherein the area fraction of the carbide having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more is 4.0% or less, so that the weld metal is excellent in strength, low temperature toughness and drop weight characteristics.
  • the following B value [formula (2)] obtained from the chemical component is 0.35% or less if necessary, the area fraction of the carbide can be further reduced, and the strength, low-temperature toughness and drop weight characteristic are further improved. It was clarified to improve.
  • the welding material component is naturally limited by the required welding metal component, and in order to obtain a predetermined carbide form, the welding conditions and the welding material component need to be appropriately controlled.
  • the ⁇ value represented by the following formula (3) is 0.40% or less. It is preferable to control. This makes it easy to control the area fraction of carbides present in the weld metal and having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more to 4.0% or less.
  • ⁇ value [C] ⁇ (1.5 ⁇ [Mn] + 2.3 ⁇ [Cr]) (3)
  • [C], [Mn] and [Cr] indicate the contents (mass%) of C, Mn and Cr in the welding material, respectively.
  • the size of carbide is also affected by the structure of the weld metal matrix. That is, as the weld metal matrix is finer, the number of carbide generation sites increases, so the carbide size is generally finer. Therefore, if the welding heat input is below the above range or the preheating / interpass temperature is low, the cooling rate during welding increases and the matrix structure becomes fine. Becomes wider. On the contrary, when the welding heat input becomes large or the preheating / interpass temperature becomes high, it is preferable to control the ⁇ value in a narrower range.
  • the welding heat input and the preheating / pass temperature are parameters that affect properties such as strength, and are controlled within an appropriate range according to the required properties.
  • the weld metal of the present invention has a Larson-Miller parameter (LMP) expressed by the following equation (4) and is set to 17 ⁇ 10 3 to 19 What is necessary is just to control the temperature and time at the time of SR annealing in the range of * 10 ⁇ 3 >.
  • LMP (T + 273) ⁇ (20 + logt) (4)
  • LMP when SR annealing is performed at 565 ° C. for 4 hours (hr) is 17.3 ⁇ 10 3
  • LMP when SR annealing is performed at 615 ° C. for 12 hours (hr) is 18.7 ⁇ 10 3 3
  • the chemical component composition is appropriately controlled, and the A value defined by the following formula (1) is 3 according to the element content of C, Si, Mn, Cu, Ni, Mo, Cr and the like. It is necessary to satisfy the requirement of 0.8% or more and 9.0% or less.
  • a value 0.8 ⁇ [C] ⁇ 0.05 ⁇ [Si] + 0.5 ⁇ [Mn] + 0.5 ⁇ [Cu] + [Ni] ⁇ 0.5 ⁇ [Mo] + 0.2 ⁇ [Cr ] (1)
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Mo] and [Cr] are the contents (mass of C, Si, Mn, Cu, Ni, Mo and Cr, respectively). %).
  • the above formula (1) includes Cu contained if necessary, but when Cu is not included, the A value is calculated assuming that there is no such item, and when Cu is included, (1 ) The A value may be calculated from the equation.
  • the above A value is a parameter serving as an index of the transformation temperature of the weld metal.
  • the preferable minimum of this A value is 4.5% or more, and a preferable upper limit is 8.0% or less.
  • the area fraction of carbides present in the weld metal and having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more needs to be 4.0% or less.
  • This area fraction is preferably 3.5% or less.
  • the B value defined by the following formula (2) is a parameter indicating the stability of the carbide. By controlling this B value to 0.35% or less, the formation of coarse carbide is suppressed, and the low temperature toughness and the drop are reduced. This is preferable because the heavy characteristics are further improved. A more preferable upper limit of this B value is 0.30% or less.
  • B value [C] ⁇ (2 ⁇ [Mn] + 3 ⁇ [Cr]) (2) However, [C], [Mn] and [Cr] indicate the contents (mass%) of C, Mn and Cr, respectively.
  • the basic component composition in the weld metal of the present invention will be described.
  • the A value defined by the above formula (1) is within a predetermined range in the chemical component composition, the content of each chemical component (element) is not within an appropriate range. Can not achieve excellent mechanical properties. Therefore, in the weld metal of the present invention, the A value [value of the above formula (1)] defined by an appropriate amount of C, Si, Mn, Cu, Ni, Mo and Cr is controlled within a predetermined range.
  • the amount of each chemical component must be within an appropriate range as shown below. The reasons for limiting the ranges of these components are as follows.
  • C is an essential element for ensuring the strength of the weld metal. Moreover, it is an element effective also in improving low temperature toughness and drop weight characteristics by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheat part. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain 0.02% or more. However, excessive C content leads to coarsening of carbides and causes deterioration in low temperature toughness and drop weight characteristics, so it is necessary to make the content 0.10% or less.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.04% or more (more preferably 0.05% or more), and the preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.07% or less).
  • Si 0.50% or less (excluding 0%)
  • Si is an important element in securing the strength of the weld metal.
  • the Si content is excessive, the strength is excessively increased, or the hard structure such as martensite is increased, and the low temperature toughness and the drop weight characteristic are deteriorated. is there.
  • the minimum with preferable Si content is 0.05% or more, and a preferable upper limit is 0.40% or less (more preferably 0.30% or less).
  • Mn is an element necessary for ensuring the strength of the weld metal. Further, by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheated portion, it is effective in improving the low temperature toughness and drop weight characteristics. In order to exhibit these effects effectively, it is necessary to contain 1.0% or more of Mn. Preferably it is 1.2% or more (more preferably 1.3% or more). However, an excessive Mn content causes an excessive increase in strength and coarsening of carbides, causing low-temperature toughness and deterioration in drop weight characteristics. For these reasons, the Mn content needs to be 1.9% or less. Preferably it is 1.8% or less (more preferably 1.7% or less).
  • Ni is an element effective in improving the low temperature toughness and drop weight characteristics by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheated portion. In order to exhibit such an effect effectively, Ni needs to be contained 2.7% or more. Preferably it is 3.0% or more (more preferably 4.0% or more). However, if the Ni content is excessive, fresh martensite is generated by SR annealing, which lowers the low temperature toughness and drop weight characteristic, so it is necessary to make it 8% or less. Preferably it is 7.0% or less (more preferably 6.0% or less).
  • Cr 0.8% or less (excluding 0%)
  • Cr is an element effective for ensuring the strength of the weld metal.
  • the low temperature toughness and the drop weight characteristic are improved by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheat part.
  • the Cr content needs to be 0.8% or less.
  • it is 0.6% or less (more preferably 0.5% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the effect by Cr effectively is 0.1% or more (more preferably 0.2% or more).
  • Mo 0.8% or less (excluding 0%)
  • Mo is an element effective in forming fine carbides during SR annealing and improving strength.
  • the Mo content needs to be 0.8% or less.
  • it is 0.6% or less (more preferably 0.5% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the effect by Mo effectively is 0.1% or more (more preferably 0.2% or more).
  • Cr + Mo: 0.10 to 1.2% Cr and Mo are carbide forming elements, and form a fine carbide during SR annealing and exert an effect of improving strength. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to adjust the total amount to an appropriate range. If the total content is less than 0.10%, the required strength cannot be ensured. On the other hand, when the total content exceeds 1.2% and becomes excessive, a large amount of carbide is generated, and the low-temperature toughness and drop weight characteristics are deteriorated.
  • the preferable lower limit of the total content is 0.15% or more (more preferably 0.2% or more), and the preferable upper limit is 1.0% or less (more preferably 0.8% or less).
  • N 0.010% or less (excluding 0%)
  • N is an element effective for forming nitrides (or carbonitrides) with elements such as Ti, Nb, and V contained as necessary, and improving the strength of the weld metal.
  • N is contained excessively, N that exists alone without forming a nitride (solid solution N) increases, which adversely affects toughness.
  • the amount of nitride (or carbonitride) formed decreases, so that solid solution N is easily generated.
  • the N content needs to be 0.010% or less. Preferably it is 0.0080% or less.
  • O 0.010% or less (excluding 0%)
  • O forms an oxide, but if it is too much, coarse oxide increases, and it becomes a starting point of brittle fracture, thereby lowering the low temperature toughness.
  • the O content needs to be 0.010% or less. Preferably it is 0.008% or less (more preferably 0.007% or less).
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities, and the elements (for example, P, S) brought in as raw materials, materials, production facilities, etc. as the unavoidable impurities. , B, Sn, Zr, Bi, Pb, etc.) can be permitted.
  • the weld metal of the present invention may further include (a) Ti: 0.040% or less (not including 0%), (b) Al: 0.030% or less (not including 0%), (c) if necessary. ) Cu: 0.35% or less (not including 0%), (d) Nb: 0.030% or less (not including 0%) and / or V: 0.10% or less (not including 0%) , Etc. are also useful. By containing such an element, the properties of the weld metal are further improved depending on the type.
  • Ti 0.040% or less (excluding 0%)
  • Ti is an element effective in forming carbides and improving weld metal strength after SR annealing.
  • 0.040% or less is preferable. More preferably, it is 0.035% or less (more preferably 0.03% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the effect by Ti effectively is 0.01% or more (more preferably 0.015% or more).
  • Al 0.030% or less (excluding 0%)
  • Al is an element that is effective as a deoxidizer, but if its content exceeds 0.030%, it causes oxide coarsening and adversely affects low-temperature toughness. More preferably, it is 0.025% or less (more preferably 0.02% or less). In addition, the preferable minimum for exhibiting the effect by Al effectively is 0.01% or more (more preferably 0.015% or more).
  • Cu 0.35% or less (excluding 0%)
  • Cu is an element effective for improving the strength of the weld metal.
  • the low temperature toughness and the drop weight characteristic are improved by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheat part.
  • the strength is excessively increased and adversely affects the low temperature toughness and drop weight characteristics. More preferably, it is 0.30% or less (more preferably 0.25% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the effect by Cu effectively is 0.02% or more (more preferably 0.05% or more).
  • Nb and V are effective elements for forming carbonitride and improving the strength of the weld metal.
  • Nb is 0.030% or less (more preferably 0.02% or less)
  • V is 0.10% or less ( More preferably, it is 0.08% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the effect by these elements effectively is 0.008% or more (more preferably 0.01% or more) in Nb, and 0.010% or more (more preferably 0.02) in V. % Or more).
  • a welded structure including a weld metal excellent in low temperature toughness and drop weight characteristics can be realized.
  • the chemical component composition of the formed weld metal is shown in Tables 4 and 5 below together with the A value, the B value, and the type of shield gas at the time of welding.
  • the area fraction (total area ratio) of carbides having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more was measured by the method described above, and the tensile strength (TS), low temperature toughness (vE ⁇ 74 ) and drop weight characteristics of the weld metal were measured as follows: The condition was evaluated.
  • No. Nos. 1 to 26 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, in which the chemical component composition and the A value are appropriately controlled, and a weld metal having good strength, low temperature toughness and drop weight characteristics is obtained. I understand that.
  • No. 27 to 38 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and at least any of the characteristics is inferior.
  • the C content exceeds the range specified in the present invention (the area fraction of carbide and the B value are high), and although high strength is obtained, low temperature toughness and falling weight characteristics are obtained. It has deteriorated.
  • the Mn content is less than the range defined in the present invention, and the required strength is not obtained.
  • the Si content exceeds the range specified in the present invention (the Ti content of the selected component is excessive), and the Ni content is less than the range specified in the present invention. (A value is low) and high strength is obtained, but both low temperature toughness and drop weight characteristics are deteriorated.
  • the Cr content exceeds the range specified in the present invention (the Al content of the selected component is also excessive), and although high strength is obtained, either low temperature toughness or falling weight characteristics Has also deteriorated.
  • No. No. 36 has a high B value which is a preferable requirement (the area fraction of carbide is high), and although high strength can be obtained, low temperature toughness and drop weight characteristics are deteriorated.
  • the weld metal of the present invention can exhibit good low temperature toughness and drop weight characteristics as well as high strength, and is useful as a pressure vessel material for nuclear power plants.

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Abstract

　本発明の溶接金属は、所定の化学成分組成を満足し、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が３．８％以上、９．０％以下であると共に、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Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。　上記の溶接金属は、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。　　　
　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、サブマージアーク溶接金属は酸素レベルが高く、粗大な酸化物が形成されるため、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破壊靭性に優れる溶接金属を実現しているが、同様に酸素レベルが高いため、低温靭性に対しては不十分と考えられる。
　一方、含有酸素量が少ないＴＩＧ溶接における検討としては、特許文献６にＮｂやＶの含有量を制御した技術が提案されているが、ＮｂやＶの添加は、強度・靭性バランスに悪影響を及ぼすため、得られる靭性値は－５０℃のレベルにとどまっており、強度、低温靭性および落重特性の改善に対しては、新しい技術の確立が必要である。
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 日本国特開平４－３１３４８８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は以下同じ）、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：２．７～８％、Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、ＣｒとＭｏの合計含有量が０．１０～１．２％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％以下であると共に、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Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒ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（２）式で規定されるＢ値が０．３５％以下であることが好ましく、これによって炭化物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］） …（２）
　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　本発明の溶接金属には、必要によって、更に（ａ）Ｔｉ：０．０４０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、（ｄ）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。
　本発明者らは、優れた強度・靭性・落重特性を保障する溶接金属を実現する手段に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の増加および粗大炭化物の低減が強度・低温靭性・落重特性向上に有効であることを見出し、再熱部組織の形成促進および炭化物微細化技術を考案することで、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％以下の範囲に制御し、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より求められる下記Ｂ値［（２）式］を０．３５％以下とすることによって、上記炭化物の面積分率が更に低減でき、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。
　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、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２．０～２．５ｋＪ／ｍｍの範囲で予熱／パス間温度が１５０～２４０℃の場合には、下記（３）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］）…（３）
　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およ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（４）式で示されるラーソン・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）…（４）
　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Ｃｕも含まれるものとなるが、Ｃｕ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、Ｃｕ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（２）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］） …（２）
　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　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値が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］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：０．５０％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、０．５０％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％］
　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％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：０．８％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０．８％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、０．１％以上（より好ましくは０．２％以上）である。
［Ｍｏ：０．８％以下（０％を含まない）］
　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。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。尚、Ｍｏによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．１％以上（より好ましくは０．２％以上）である。
［Ｃｒ＋Ｍｏ：０．１０～１．２％］
　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。こうした効果を有効に発揮させるために、その合計量も適切な範囲に調整する必要がある。これらの合計含有量で０．１０％を下回ると、必要な強度を確保できなくなる。これに対し、合計含有量で１．２％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０．１５％以上（より好ましくは０．２％以上）であり、好ましい上限は１．０％以下（より好ましくは０．８％以下）である。
［Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
　Ｎは、必要によって含有されるＴｉ、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。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の元素が含有されない場合には、窒化物（または炭窒化物）の形成量が減少することによって、固溶Ｎが生成し易い状態になる。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：０．０１０％以下（０％を含まない）］
　Ｏは、酸化物を形成するが、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０．０１０％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下（より好ましくは０．００７％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。また本発明の溶接金属には、必要によって更に（ａ）Ｔｉ：０．０４０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、（ｄ）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。
［Ｔｉ：０．０４０％以下（０％を含まない）］
　Ｔｉは炭化物を形成し、ＳＲ焼鈍後の溶接金属強度を向上させる上で有効な元素である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、低温靭性および落重特性が劣化するので、０．０４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０３５％以下（更に好ましくは０．０３％以下）である。尚、Ｔｉによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．０１％以上（より好ましくは０．０１５％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、０．０１％以上（より好ましくは０．０１５％以上）である。
［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。
［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。
　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ものとなる。
　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（３）式］が０．４０％以下、あるいは０．５３（Ｗ２７）、０．４２（Ｗ３６）となる各種溶接ワイヤー（直径：１．６ｍｍ）を用い（下記表１、２のＷ１～Ｗ３８）、下記の溶接条件にてＴＩＧ溶接を行なった。このとき用いたＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼材の化学成分組成は、下記表３に示す通りである。
［ＴＩＧ溶接条件］
　母材板厚さ：２０ｍｍ
　開先形状：Ｖ字型（角度：２０°）
　ルート間隔：１６ｍｍ
　溶接入熱量：２．３ｋＪ／ｍｍ（２６０Ａ－１２Ｖ－８ｃｐｍ）
　シールドガス：１００％Ａｒ（ｉｎｎｅｒ＝２５Ｌ／ｍｉｎ、ｏｕｔｅｒ＝３０Ｌ／ｍｉｎ）：但し、一部の実施例では０．１％ＣＯ２＋９９．９％Ａｒの混合ガス、または０．２％ＣＯ２＋９９．８％Ａｒの混合ガスを使用
　ワイヤー送給量：１５ｇ／ｍｉｎ
　予熱／パス間温度：１６０～２２０℃
　積層数：９層１８パス
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　形成した溶接金属の化学成分組成を、Ａ値、Ｂ値および溶接時のシールドガスの種類と共に、下記表４、５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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）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。
［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。
［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、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１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　Ｚ３１１１　４号試験片［Ｖノッチ試験片］）を採取し、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、－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、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６、７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表６、７の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１～２６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．２７～３８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．２７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（炭化物の面積分率、Ｂ値が高くなっている）、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。Ｎｏ．２８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．２９のものでは、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（選択成分のＴｉの含有量も過剰になっている）、また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（Ａ値が低くなっている）、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．３０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（選択成分のＡｌの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．３１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（選択成分のＣｕの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が劣化している。Ｎｏ．３２のものは、ＣｒとＭｏの合計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．３３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．３４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．３５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、低温靭性およびＬＭＰ＝１７．３×１０３の条件でＳＲ焼鈍したときの落重特性が劣化している。Ｎｏ．３６のものは、好ましい要件であるＢ値が高い値となっており（炭化物の面積分率が高くなっている）、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。
　Ｎｏ．３７のものは、Ａ値が本発明で規定する範囲に満たないものであり、落重特性が劣化している。Ｎｏ．３８のものは、Ａ値が本発明で規定する範囲を超えており、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１月２７日出願の日本特許出願（特願２０１０－０１５８３５）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、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。

Claims (4)

  1. 　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：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：２．７～８％、Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、ＣｒとＭｏの合計含有量が０．１０～１．２％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％以下であると共に、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Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
  2. 　下記（２）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］）…（２）
    　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
  3. 　前記溶接金属が、更に他の元素として、以下の（Ｉ）ないし（ＩＶ）から選ばれる少なくとも１つの群を含む請求項１または２に記載の溶接金属。
    （Ｉ）Ｔｉ：０．０４０％以下（０％を含まない）、
    （ＩＩ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
    （ＩＩＩ）Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、
    （ＩＶ）Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１０％以下（０％を含まない）からなる群から選ばれる１種以上。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の溶接金属を含んで構成される溶接構造体。
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