WO2012070524A1 - 溶接金属及びサブマージアーク溶接方法 - Google Patents

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山下　賢
芳也人 小池
元一 谷口
英亮 高内
亮 陳
幹宏 坂田
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention is used for welding high-strength Cr—Mo steel (Cr: 2.00-3.25, Mo: 0.90-1.20), and in particular, in addition to Cr and Mo, V is an essential component. Further, the present invention relates to a high strength Cr—Mo steel weld metal and a submerged arc welding method effective for welding high strength Cr—Mo steel containing Nb, Ti, B, and Ca as required.
  • Cr—Mo steel containing 2.25 to 3% by mass of Cr and 1% by mass of Mo is excellent in high temperature characteristics, it has been conventionally used as a material used in high temperature and high pressure environments such as boilers and chemical reaction vessels. Widely used. Many of these structures are large and thick, and submerged arc welding with high welding efficiency is mainly used for the welding. In addition, in order to achieve high-efficiency operation of the equipment, the welding conditions tend to be higher at higher temperatures and pressures. Therefore, when conventional steel is used, the welded structure becomes even thicker and impractical. Therefore, high strength Cr—Mo steel added with V or high strength Cr—Mo steel added with V, Nb or the like has been put into practical use in order to suppress the thickening of the structure even under high temperature and high pressure conditions. .
  • Patent Documents 1 and 2 a submerged arc welding method is proposed in which a weld metal having the above-described performance is obtained.
  • JP-A-6-328292 Japanese Patent Laid-Open No. 9-192881
  • the present invention has been made in view of such a problem, and is a high-strength Cr—Mo steel weld metal having excellent toughness and excellent SR resistance, and a submerged arc for obtaining the weld metal.
  • An object is to provide a welding method.
  • the first weld metal according to the present invention is a weld metal welded by submerged arc welding.
  • C 0.05 to 0.15% by mass
  • Si 0.10 to 0.25% by mass
  • Mn 0.50 to 1.30% by mass
  • Cr 2.00 to 3.25% by mass
  • Mo 0.90 to 1.20 mass%
  • V 0.20 to 0.40 mass%
  • Nb 0.010 to 0.040 mass%
  • O 250 to 450 ppm
  • P 0.010 mass% or less
  • S, Sn, Sb As: 0.010 mass% or less in total amount
  • Bi Pb: 1.0 ppm or less in total amount
  • the balance is Fe and inevitable impurities
  • the second weld metal according to the present invention is: C: 0.09 to 0.19% by mass, Si: 0.30 mass% or less, Mn: 0.50 to 1.40% by mass, Cr: 2.00 to 3.80 mass%, Mo: 0.90 to 1.20 mass%, V: 0.25 to 0.45 mass%, Nb: 0.010 to 0.040 mass%,
  • the balance a welding wire having a composition that is Fe and inevitable impurities,
  • the third weld metal according to the present invention is: In the second weld metal, as welding conditions, the welding heat input is in the range of 20 to 50 kJ / cm, and the lamination thickness (mm) per layer is 0.15 times or less of the heat input (kJ / cm). It is welded by controlled submerged arc welding.
  • the first submerged arc welding method comprises: C: 0.09 to 0.19% by mass, Si: 0.30 mass% or less, Mn: 0.50 to 1.40% by mass, Cr: 2.00 to 3.80 mass%, Mo: 0.90 to 1.20 mass%, V: 0.25 to 0.45 mass%, Nb: 0.010 to 0.040 mass%,
  • the second submerged arc welding method according to the present invention is the first submerged arc welding method, C: 0.05 to 0.15% by mass, Si: 0.10 to 0.25% by mass, Mn: 0.50 to 1.30% by mass, Cr: 2.00 to 3.25% by mass, Mo: 0.90 to 1.20 mass%, V: 0.20 to 0.40 mass%, Nb: 0.010 to 0.040 mass%, O: 250 to 450 ppm, Containing Al: 0.040 mass% or less, P: 0.010 mass% or less, S, Sn, Sb, As: 0.010 mass% or less in total amount, Bi, Pb: 1.0 ppm or less in total amount, The balance is Fe and inevitable impurities, In the microstructure, a weld metal in which crystal grains having a grain area of 400 ⁇ m 2 or less occupy 70% or more of the entire crystal grains is obtained.
  • the toughness of the weld metal is stable, exhibits a high value, and is excellent in SR resistance and welding workability.
  • the definition of fine grains and the influence of distribution amount on toughness were also examined. Investigate based on the measurement method of crystal grains according to ASTM E112 and JIS G0551, etc., and define the crystal grain area of the reheat part or fine grain part as 400 ⁇ m 2 or less, and the area of the reheat part or fine grain part We found that it is effective to specify In addition, according to an experimental study by the present inventors, it was difficult to make the fine particles 100% in actual construction. However, the present inventors have found that the toughness is stable even when a certain amount of coarse particles are mixed. For this reason, the fine grain region is defined as a region having a crystal grain area of 400 ⁇ m 2 or less, and the range in which the toughness can be stabilized and improved is confirmed.
  • C 0.09 to 0.19 mass%
  • C is added to ensure the room temperature and high temperature strength, creep strength and toughness of the weld metal, and in order to make the C content in the weld metal 0.05-0.15 mass%, in the solid wire It is necessary to limit the C content. Therefore, the C content in the solid wire is 0.09 to 0.19 mass%.
  • Si: 0.30 mass% or less Si has a deoxidizing effect and has an effect of controlling the amount of O which plays an important role in the present invention. Since the Si content in the weld metal needs to be 0.10 to 0.25% by mass, the Si content in the solid wire is 0.30% by mass or less.
  • Mn 0.50 to 1.40 mass% Mn also has a deoxidizing effect similar to Si and has a role of controlling the amount of O that plays an important role in the present invention, and also improves high-temperature strength and toughness. It is necessary to be 50 to 1.30% by mass. Therefore, considering the yield to the weld metal, the Mn content in the solid wire is 0.50 to 1.40 mass%.
  • Cr: 2.00 to 3.80 mass%, Mo: 0.90 to 1.20 mass%” Cr and Mo are basic components of high strength 2.25% Cr-1% Mo steel, and it is necessary to add a predetermined amount from a solid wire as a base metal component of a weld metal. That is, even when the Cr content in the solid wire is less than 2.00% by mass or more than 3.80% by mass, or when the Mo content is less than 0.90% by mass or more than 1.20% by mass, the present invention However, the weld metal component obtained as a result is in the range of the base material component that is not actually used in the target high temperature environment. Therefore, the Cr content in the solid wire is 2.00 to 3.80 mass%, and the Mo content is 0.90 to 1.20 mass%.
  • V 0.25 to 0.45 mass%, Nb: 0.010 to 0.040 mass%
  • V has the effect of increasing the room temperature and high temperature strength and creep strength of the weld metal.
  • the V content in the solid wire is 0. .25 to 0.45% by mass is required.
  • Nb has the same effect as V, and in order to make the Nb content in the weld metal 0.010 to 0.040 mass%, the Nb content in the solid wire is 0.010 to 0.040 mass%. There is a need to.
  • Metal carbonate (value converted to CO 2 ): 3 to 12% by mass” CO 2 by metal carbonate has the effect of reducing the amount of diffusible hydrogen in the weld metal, improving the cold cracking resistance, and adjusting the amount of O. Therefore, although the metal carbonate is necessary than 3 wt% as a value converted to CO 2, the CO 2 converted value exceeds 12 mass%, O content in the weld metal the upper limit of the range of the present invention Detach and toughness decreases. Therefore, the amount of metal carbonate is 3 to 12% by mass in terms of CO 2 . As the metal carbonate, there are CaCO 3, BaCO 3 and MgCO 3 or the like, if the value in terms of CO 2 is placed in the range, all have the same effect.
  • “Welding heat input: 20 to 50 kJ / cm” The inventors of the present invention have found that, when the welding heat input is appropriately selected, a weld metal having a good balance of strength, tempering properties, hot cracking resistance and cold cracking resistance can be obtained. .
  • the welding heat input is less than 20 kJ / cm, the quenching curability becomes too large and the strength is improved, but the toughness and the SR crack resistance are lowered.
  • the welding heat input exceeds 50 kJ / cm the amount of oxygen in the weld metal increases, and the hardenability decreases, so the structure becomes coarse and the strength, toughness, and temper embrittlement resistance deteriorate.
  • “Lamination thickness (mm) per layer is 0.15 times or less of heat input (kJ / cm)”
  • the inventors of the present invention can remarkably reduce coarse particles in the raw material portion by reheating by controlling the lamination thickness per layer at the time of welding the weld metal adjusted to the composition range described later. They found that a fine-grained microstructure with stable toughness was obtained. Using the numerical value calculated with the unit of welding heat input as kJ / cm and the calculated value obtained by multiplying the numerical value by 0.15 as the maximum layer thickness (mm), when the maximum layer thickness for each welding heat input is exceeded, The reheating effect in the next layer becomes insufficient, the structure is not sufficiently finely divided, and the toughness is not stable.
  • C 0.05 to 0.15 mass%
  • the amount of O in the weld metal is large, the high temperature strength, creep strength and toughness are greatly reduced.
  • the amount of O in the weld metal is remarkable when it is 0.025% by mass or more.
  • the amount of C in the weld metal is set to 0.05 to 0.15% by mass by the present inventors, It was found that the characteristics of were greatly improved.
  • the amount of C in the weld metal is less than 0.05% by mass, the strength and toughness are not sufficient, and if it exceeds 0.15% by mass, the strength becomes too high and the toughness decreases. Therefore, the amount of C in the weld metal is 0.05 to 0.15 mass%.
  • Si: 0.10 to 0.25 mass% Si has a deoxidizing effect and has an effect of controlling the amount of O. For that purpose, it is necessary to contain 0.10% by mass or more in the weld metal. However, if the Si content exceeds 0.25% by mass, the tempering embrittlement resistance and SR cracking resistance deteriorate, and the strength becomes too high, which causes a decrease in toughness. Therefore, the amount of Si in the weld metal is 0.10 to 0.25% by mass.
  • Mn: 0.50 to 1.30 mass% Mn, like C, has the effect of improving high-temperature strength and toughness. Mn also has a deoxidizing effect and has an action of controlling the amount of O. However, if the Mn content is less than 0.50%, the strength and toughness are not sufficient, and if the Mn content exceeds 1.30% by mass, the creep strength and the tempering embrittlement resistance deteriorate. Therefore, the amount of Mn in the weld metal is 0.50 to 1.30% by mass.
  • Cr: 2.00 to 3.25 mass%, Mo: 0.90 to 1.20 mass%” Cr and Mo are basic components of high strength (2.25-3 mass%) Cr-1 mass% Mo steel. Even when the amount of Cr in the weld metal is less than 2.00% by mass or exceeds 3.25% by mass, or when the amount of Mo is less than 0.90% by mass or exceeds 1.20% by mass, the effect of the present invention is Although it is recognized, it is a matrix component range that is practically not used in the target high temperature environment. Accordingly, the Cr content in the weld metal is 2.00 to 3.25 mass%, and the Mo content is 0.90 to 1.20 mass%.
  • V 0.20 to 0.40 mass
  • V is one of the elements that increases the Cr activity and decreases the C activity, and has an effect of suppressing the precipitation of cementite.
  • the amount of V exceeds 0.40% by mass, MC carbide precipitates in a large amount and lowers toughness.
  • the V content is lower than 0.20%, the creep strength decreases. Therefore, the amount of V in the weld metal is 0.20 to 0.40 mass%.
  • Nb: 0.010 to 0.040 mass% Nb has an effect of further improving room temperature and high temperature strength and creep strength as compared with the case of adding V alone. However, if the amount of Nb is less than 0.010% by mass, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.040% by mass, the strength becomes too high and the toughness is reduced. Therefore, the Nb content in the weld metal is 0.010 to 0.040 mass%.
  • Al: 0.040 mass% or less Al has the effect
  • P 0.010 mass% or less
  • P is an element that segregates at the grain boundary and lowers the grain boundary strength.
  • the amount of P in the weld metal exceeds 0.010% by mass, the grain boundary strength is lowered, and the possibility that SR cracking occurs is increased. Moreover, the segregation of P at the grain boundaries reduces the tempering embrittlement resistance. Therefore, the amount of P in the weld metal is set to 0.010% by mass or less.
  • S, Sn, Sb, As: 0.010% by mass or less in total In addition to P, Al, and O, there are S, Sn, Sb, As, and the like as elements inevitably mixed in the weld metal. When these contents are high, it causes SR cracking and temper embrittlement. Therefore, the amount of S, Sn, Sb, and As is 0.010 mass% or less.
  • Bi, Pb: 1.0 ppm or less There are Bi, Pb, and the like as elements inevitably mixed in the weld metal, but these deteriorate the SR crack resistance remarkably even if contained in a very small amount. Therefore, the amount of Bi and Pb in the weld metal is 1.0 ppm or less.
  • O 250 to 450 ppm
  • O forms a metal oxide in the weld metal and becomes the core of crystal grains.
  • the amount of O is less than 250 ppm, the amount of metal oxide produced is small, so the number of crystal grains is small and the grains are small. Since it grows into coarse grains, the toughness decreases.
  • the amount of O exceeds 450 ppm, the toughness decreases because there are too many oxides as non-metallic inclusions. Therefore, the amount of O in the weld metal is set to 250 to 450 ppm.
  • the amount of O in the weld metal is preferably 300 to 400 ppm.
  • the microstructure is such that crystal grains having a grain area of 400 ⁇ m 2 or less occupy 70% or more of the entire crystal grains.
  • the crystal grains having a grain area of 400 ⁇ m 2 or less are 90% or more of the entire crystal grains, whereby the toughness is stabilized at a high value.
  • a fine particle ratio is ensured to be 70% or more, and a low temperature impact value of ⁇ 30 ° C. (vE-30).
  • the individual values of ° C) could reliably exceed 46J.
  • the fine particle ratio can be increased to 90% or more, and individual values of impact energy (vE-30 ° C) Was over 55 J, and a high and stable value could be obtained.
  • the base material shown in Table 1 below was provided with a groove shape having a groove angle of 10 ° and a root gap of 25 mm between the materials to be welded 1 and used as a test plate.
  • a backing material 2 was provided at the bottom of the groove.
  • the solid wire having the composition shown in Table 2 below and the flux having the composition shown in Table 3 below were combined and welded under the welding conditions shown in Table 4 below.
  • the two-level PWHT shown in FIG. 2 was carried out, and the step cooling shown in FIG. 3 was carried out on the test piece for carrying out the temper embrittlement characteristic evaluation test.
  • the mechanical test of the weld metal was performed as shown in Table 5 below.
  • the specimens heat-treated under the two-level PWHT (post-weld heat treatment) conditions the one that was conducted for a long time (32 h) was subjected to a tensile test and a creep rupture test.
  • the strength with reference to the steel standard: ASME A542, the case where the room temperature tensile strength was 585 to 760 MPa (PWHT 700 ° C. ⁇ 32 h) was determined to be equivalent to that of Class 4 steel.
  • the high temperature (454 degreeC) tensile strength made 460 MPa (PWHT 700 degreeC x 32 h) or more favorable.
  • the case where the non-rupture time was 900 h or longer was determined as good under a load condition of 540 ° C. and 210 MPa in accordance with the rules of ASME SecVIII.
  • the test time was up to 2000 h.
  • vTr55 Charge transition temperature indicating 55J
  • ⁇ vTr55 transition amount of vTr55 after step cooling
  • FIG. 4 The evaluation method of SR crack resistance is shown in FIG. 4 with reference to “Study on Stress Relief Annealing Crack (2nd Report)” (Kinouchi et al., Journal of Welding Society, Vol. 33, No. 9 (1964) p718).
  • a cylindrical test piece was taken, remelted with TIG in a state where bending stress was applied, and subjected to a heat treatment at 625 ° C. for 10 hours while a tensile residual stress was generated in the U groove portion. The case where no cracks occurred was considered good.
  • Example 16 the heat input of welding was too high, and the layer thickness of the bead was too thick. As a result, the reheating effect in the next layer was reduced, and the ratio of fine grains became just below the lower limit of the present invention. Although it passed, it became a value with no margin in the specified value.
  • Comparative Example 22 could not obtain sufficient toughness because C in the weld metal was below the lower limit of the present invention.
  • Comparative Example 23 because C in the weld metal exceeded the upper limit of the present invention, the toughness deteriorated rapidly.
  • Comparative Example 24 since Si in the weld metal was below the lower limit of the present invention, deoxidation was insufficient, yield was increased until O in the weld metal exceeded the upper limit of the present invention, and toughness deteriorated rapidly.
  • Comparative Example 25 since Mn in the weld metal was below the lower limit of the present invention, deoxidation was insufficient, yield was increased until O in the weld metal exceeded the upper limit of the present invention, and toughness deteriorated rapidly.

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Abstract

　サブマージアーク溶接によって溶接され、靱性が安定して優れているとともに、耐ＳＲ性が優れている溶接金属は、Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ、を含有し、Ａｌ：０．０４０質量％以下、Ｐ：０．０１０質量％以下、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、Ｂｉ、Ｐｂ：総量で１．０ｐｐｍ以下、であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占める。

Description

溶接金属及びサブマージアーク溶接方法
　本発明は、高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼（Ｃｒ：２．００－３．２５、Ｍｏ：０．９０－１．２０）の溶接に使用され、特に、Ｃｒ及びＭｏの他にＶを必須成分として含有し、更に必要に応じて、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ及びＣａ等を含有する高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼の溶接に有効な高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼の溶接金属及びサブマージアーク溶接方法に関する。
　２．２５乃至３質量％のＣｒ及び１質量％のＭｏを含むＣｒ－Ｍｏ鋼は高温特性に優れているため、ボイラー及び化学反応容器等の高温高圧環境下において使用される材料として、従来から広く使用されている。これらの構造物は大型厚肉のものが多く、その溶接にはおもに、溶接効率がよいサブマージアーク溶接が採用されている。また、設備の高効率操業を図るために、溶接業条件がより一層高温高圧化される傾向があるので、従来鋼を使用する場合、溶接構造物が更に一層厚肉となり、実用的でなくなる。従って、高温高圧条件下においても構造物の厚肉化を抑制するために、Ｖを添加した高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼又はＶ及びＮｂ等を添加した高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼が実用化されている。
　溶接材料についても、室温及び高温強度、靱性、クリープ強度、耐焼戻し脆化特性（高温環境での使用中に脆化が少ないこと）、耐高温割れ性（凝固時の割れが少ないこと）、耐低温割れ性（水素による遅れ破壊が生じ難いこと）、及び耐ＳＲ割れ性（析出時効による粒界割れが生じ難いこと）に関して、従来の溶接材料よりも優れたものが要求されてきている。そこで、特許文献１及び２において、上述の性能を有する溶接金属が得られるサブマージアーク溶接方法が提案されている。
特開平６－３２８２９２号公報 特開平９－１９２８８１号公報
　しかしながら、上述の特許文献１及び２に開示されたサブマージアーク溶接方法により溶接しても、近時のより低温における溶接金属の靭性向上という要求を満足させる点で、未だ十分な特性が得られていない。
　本発明はかかる問題点を鑑みてなされたものであって、靱性が安定して優れているとともに、耐ＳＲ性が優れている高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼の溶接金属及びその溶接金属を得るサブマージアーク溶接方法を提供することを目的とする。
　本発明に係る第１の溶接金属は、サブマージアーク溶接によって溶接された溶接金属において、
　Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
　Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
　Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
　Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
　Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
　Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ、
を含有し、
　Ａｌ：０．０４０質量％以下、
　Ｐ：０．０１０質量％以下、
　Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
　Ｂｉ、Ｐｂ：総量で１．０ｐｐｍ以下、
であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
　ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占めることを特徴とする。
　本発明に係る第２の溶接金属は、
　Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％、
　Ｓｉ：０．３０質量％以下、
　Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％、
　Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、
　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
　Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、
　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
　残部：Ｆｅ及び不可避不純物
である組成の溶接ワイヤを、
　ＣＯ２換算で３．０乃至１２．０質量％である炭酸塩を含有したフラックスと組合せて、サブマージアーク溶接することにより溶接された溶接金属において、
　Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
　Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
　Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
　Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
　Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
　Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ、
を含有し、
　Ａｌ：０．０４０質量％以下、
　Ｐ：０．０１０質量％以下、
　Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
　Ｂｉ、Ｐｂ：１．０ｐｐｍ以下、
であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
　ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占めることを特徴とする。
　本発明に係る第３の溶接金属は、
上記第２の溶接金属において、溶接条件として、溶接入熱が２０乃至５０ｋＪ／ｃｍの範囲で、１層当たりの積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下であるように制御したサブマージアーク溶接によって溶接されたものであることを特徴とする。
　本発明に係る第１のサブマージアーク溶接方法は、
　Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％、
　Ｓｉ：０．３０質量％以下、
　Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％、
　Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、
　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
　Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、
　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
　残部：Ｆｅ及び不可避不純物
である組成の溶接ワイヤを、
　ＣＯ２換算で３．０乃至１２．０質量％である炭酸塩を含有したフラックスと組合せて、溶接条件として、溶接入熱が２０乃至５０ｋＪ／ｃｍの範囲で、１層当たりの積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下であるように制御してサブマージアーク溶接することを特徴とする。
　本発明に係る第２のサブマージアーク溶接方法は、第１のサブマージアーク溶接方法において、
　Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
　Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
　Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
　Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
　Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
　Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ、
を含有し、
　Ａｌ：０．０４０質量％以下、
　Ｐ：０．０１０質量％以下、
　Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
　Ｂｉ、Ｐｂ：総量で１．０ｐｐｍ以下、
　残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
　ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占める溶接金属を得るものであることを特徴とする。
　本発明によれば、ステンレス鋼溶接時に、溶接金属の靭性が安定していて、高い値を示すと共に、耐ＳＲ性及び溶接作業性も優れている。
開先形状を示す図である。 ＰＷＨＴの方法を示す温度線図である。 溶着金属のステップクーリング方法を示す図である。 （ａ）乃至（ｅ）は円筒型試験片の採取方法を示す図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼が実用化された１９９０年代では、－１８℃における衝撃値（ｖＥ－１８℃）が５５Ｊ以上であることが、高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼に要求される一般的な靭性特性であった。しかし、近時、－３０℃における衝撃値（ｖＥ－３０℃）が５５Ｊ以上であることが要求され、より低温における衝撃特性の向上が要求されている。
　このような低温衝撃特性の向上の要求を満たすべく、溶接金属の組成を調整するというアプローチで溶接金属の低温靱性を改善しようとすると、平均的には目標を達成できるものの、時折、靱性が極めて悪い値を示すケースが確認された。溶接金属の靱性の評価においては、溶接後の試験片から温度当たりＮ＝３～５本の試験片を連続的に採取して試験に供するが、その全数又は多くの場合そのうちの１～２本で、異常に悪い靭性値が出るために、要求仕様を満足できないケースが散見された。
　良好な靱性値を示した試験片と、悪い値を示した試験片を比較調査した結果、化学成分の差異は確認できなかったものの、ミクロ組織の細かさによって、良好な靭性を示すものと、悪い靭性を示すものとの差異を整理できることが判明した。即ち、悪い靭性値を示した試験片は、必ず原質部主体のミクロ組織であることが判明し、この原質部の粗粒が靱性を不安定化させていると考えられる。
　このため、溶接金属を細粒主体の再熱部とすることで靱性を安定化させる検討を行ったが、溶接金属の成分を調整するだけでは達成できなかった。高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼を使用する構造物には数十～数百ｍｍの厚板が使用されるため、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）であっても多層溶接となる。そこで、施工面からも検討を行った結果、一層当たりの積層厚を制御することで、ある層の溶接時にその前の層を再熱する効果によって再熱部主体の溶接金属を作ることができた。また、一般的にミクロ組織の微細化には溶接入熱を低減し、冷却速度を増加させることが有効と考えられてきたが、本発明者等は、それだけでは不十分であることも見いだした。低入熱の場合でも、例えば電流が大きく、電圧が低い条件で溶接すると、溶け込みが深くなる等、層厚が増すことで、次層の再熱が及ばずに粗粒が残留するケースがあった。一方、入熱が高くても、溶け込みが浅く、一定の層厚を保つように溶接すれば、次層の再熱によって十分に細粒化することが確認された。
　一方、細粒の定義と、靱性に及ぼす分布量の影響についても検討した。ＡＳＴＭ　Ｅ１１２及びＪＩＳ　Ｇ０５５１等による結晶粒の測定方法に基づいて調査を行い、再熱部又は細粒部の結晶粒面積を、４００μｍ２以下と定義して、その再熱部又は細粒部の面積を規定することが有効であることを見いだした。なお、本発明者等の実験研究によれば、実際の施工において、細粒を１００％とすることは困難であった。しかし、本発明者等は、ある程度の粗粒が混入していても、靱性が安定することを見いだした。このため、細粒の領域を、結晶粒面積が４００μｍ２以下の領域であると定義して、その比率について、靭性の安定及び向上を図ることができる範囲を確認した。
　以下、本発明における成分添加理由及び組成限定理由と、結晶粒の数値限定理由について説明する。
　（Ａ）先ず、ソリッドワイヤにおける化学成分の限定理由について説明する。
　「Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％」
　Ｃは溶接金属の室温及び高温強度、クリープ強度及び靱性を確保するために添加するものであり、溶接金属中のＣ含有量を０．０５－０．１５質量％にするために、ソリッドワイヤ中のＣ含有量を制限する必要がある。従って、ソリッドワイヤ中のＣ含有量は０．０９－０．１９質量％とする。
　「Ｓｉ：０．３０質量％以下」
　Ｓｉは脱酸効果を有しており、本発明で重要な役割を果たすＯ量を制御する作用がある。溶接金属中のＳｉ含有量を０．１０乃至０．２５質量％にする必要があるので、ソリッドワイヤ中のＳｉ含有量は０．３０質量％以下とする。
　「Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％」
　ＭｎもＳｉ同様に脱酸効果を有し、本発明で重要な役割を果たすＯ量を制御する役割があるほか、高温強度及び靱性を向上させることから、溶接金属中のＭｎ含有量を０．５０乃至１．３０質量％とする必要がある。従って、溶接金属への歩留まりを考えると、ソリッドワイヤ中のＭｎ含有量は０．５０乃至１．４０質量％とする。
　「Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％」
　Ｃｒ及びＭｏは、高強度２．２５％Ｃｒ－１％Ｍｏ鋼の基本成分であり、溶接金属の母材成分として、所定量をソリッドワイヤから添加する必要がある。即ち、ソリッドワイヤ中のＣｒ含有量が２．００質量％未満若しくは３．８０質量％を超える場合、又はＭｏ含有量が０．９０質量％未満若しくは１．２０質量％を超える場合においても本発明の効果は認められるが、その結果得られる溶接金属成分は実際には対象とする高温環境下では使用されない母材成分範囲となる。従って、ソリッドワイヤ中のＣｒ含有量は２．００乃至３．８０質量％とし、Ｍｏ含有量は０．９０乃至１．２０質量％とする。
　「Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％」
　Ｖは、溶接金属の室温及び高温強度とクリープ強度を高める効果があり、溶接金属中のＶ含有量を０．２０乃至０．４０質量％にするために、ソリッドワイヤ中のＶ含有量を０．２５乃至０．４５質量％にする必要がある。ＮｂもＶと同様の効果があり、溶接金属中のＮｂ含有量を０．０１０乃至０．０４０質量％にするために、ソリッドワイヤ中のＮｂ含有量を０．０１０乃至０．０４０質量％とする必要がある。
　（Ｂ）次に、フラックスにおける化学成分の限定理由について説明する。
　「金属炭酸塩（ＣＯ２に換算した値）：３乃至１２質量％」
金属炭酸塩によるＣＯ２は、溶接金属の拡散性水素量を低減し、耐低温割れ性を向上する効果と、Ｏ量を調整する効果を持つ。そのためには、金属炭酸塩をＣＯ２に換算した値
で３質量％以上必要であるが、ＣＯ２換算値が１２質量％を超えると、溶接金属中のＯ量が本発明範囲の上限値を外れ、靱性が低下する。従って、金属炭酸塩の量はＣＯ２に換算した値で３乃至１２質量％とする。なお、金属炭酸塩としては、ＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３及びＭｇＣＯ３等があるが、ＣＯ２に換算した値が上記範囲に入れば、いずれも同様の効果を有する。
　（Ｃ）次に、溶接条件の限定理由について説明する。
　「溶接入熱：２０乃至５０ｋＪ／ｃｍ」
　本発明者等は、溶接入熱を適切に選択すると、強度、焼戻し特性、耐高温割れ性及び耐低温割れ性がバランス良く、またこれらの特性が良好である溶接金属が得られることを見いだした。溶接入熱が２０ｋＪ／ｃｍ未満であると、焼き入れ硬化性が大きくなりすぎ、強度は向上するが、靱性及び耐ＳＲ割れ性が低下する。一方、溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍを超えると、溶接金属中の酸素量が高くなるとともに、焼き入れ性が低下するので、組織が粗大化し、強度、靱性及び耐焼戻し脆化特性低下する。
　「１層あたり積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下」
　本発明者等は、後述の組成範囲に調整された溶接金属を溶接する時点において、１層あたりの積層厚さを制御することによって原質部の粗粒を再熱によって著しく減少させることができ、靱性が安定した細粒主体のミクロ組織が得られることを見いだした。溶接入熱量の単位をｋＪ／ｃｍとして計算した数値を用い、その数値を０．１５倍した計算値を最大層厚（ｍｍ）とすると、溶接入熱毎の最大層厚を超えた場合に、次層での再熱効果が不十分となり、組織が十分に細粒化せず、靱性が安定しない。好ましくは、積層厚さ（ｍｍ）≦入熱（ｋＪ／ｃｍ）×０．１２の範囲とする。この範囲であれば衝撃試験片Ｎ＝３～５のうち異常な低値を示す試験片はほぼ皆無となる。
　（Ｄ）次に、溶接金属の組成及び組織の限定理由について説明する。
　「Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％」
　一般に、溶接金属中にＯ量が多いと高温強度、クリープ強度及び靱性は大きく低下する。特に、溶接金属中のＯ量が０．０２５質量％以上であると顕著であるが、本発明者の研究により、溶接金属中のＣ量を０．０５乃至０．１５質量％にすると、これらの特性が大きく改善されることが分かった。しかし、溶接金属中のＣ量が０．０５質量％未満では、強度及び靱性が十分ではなく、また０．１５質量％を超えると、強度が高くなりすぎて靱性が低下する。従って、溶接金属中のＣ量は０．０５乃至０．１５質量％とする。
　「Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％」
　Ｓｉは脱酸効果があり、Ｏ量を制御する作用を有し、そのためには溶接金属中に０．１０質量％以上含有することが必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．２５質量％を超えると、耐焼戻し脆化特性及び耐ＳＲ割れ性が低下すると共に、強度が高くなりすぎて靱性低下の原因ともなる。従って、溶接金属中のＳｉ量は０．１０乃至０．２５質量％とする。
　「Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％」
　ＭｎもＣと同様に、高温強度及び靱性を改善する効果を有する。また、Ｍｎは脱酸効果もあり、Ｏ量を制御する作用も有している。しかし、Ｍｎ含有量が０．５０％未満では強度及び靱性が十分ではなく、またＭｎ含有量が１．３０質量％を超えると、クリープ強度及び耐焼戻し脆化特性が低下する。従って、溶接金属中のＭｎ量は０．５０乃至１．３０質量％とする。
　「Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％」
　Ｃｒ及びＭｏは、高強度（２．２５～３質量％）Ｃｒ－１質量％Ｍｏ鋼の基本成分である。溶接金属中のＣｒ量が２．００質量％未満若しくは３．２５質量％を超える場合、又はＭｏ量が０．９０質量％未満若しくは１．２０質量％を超える場合においても、本発明の効果は認められるが、実際上、対象とする高温環境下では使用されない母材成分範囲である。従って、溶接金属中のＣｒ量は２．００乃至３．２５質量％、Ｍｏ量は０．９０乃至１．２０質量％とする。
　「Ｖ：０．２０乃至０．４０質量」
　Ｖは、Ｃｒ活量を高め、Ｃ活量を低くする元素の一つであり、セメンタイトの析出抑制効果を有する。しかし、Ｖ量が０．４０質量％を超えると、ＭＣ炭化物が大量に析出し、靱性を低下させる。また、Ｖ量が０．２０％より低いと、クリープ強度が低下する。従って、溶接金属中のＶ量は０．２０乃至０．４０質量％とする。
　「Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％」
　Ｎｂは、Ｖを単独添加する場合と比較して、更に一層、室温及び高温強度並びにクリープ強度を向上させる効果をもつ。しかしながら、Ｎｂ量が０．０１０質量％未満ではその効果が十分でなく、０．０４０質量％を超えると、強度が高くなりすぎて、靱性低下の原因ともなる。従って、溶接金属中のＮｂ量は０．０１０乃至０．０４０質量％とする。
　「Ａｌ：０．０４０質量％以下」
　Ａｌは靱性を低下させる作用を有し、溶接金属中のＡｌ量が０．０４０質量％を超えると、靱性の低下が顕著になる。従って、溶接金属中のＡｌ量の上限値は０．０４０質量％とする。
　「Ｐ：０．０１０質量％以下」
　Ｐは粒界に偏析し、粒界強度を低下させる元素である。溶接金属中のＰ量が０．０１０質量％を超えると、粒界強度が低下し、ＳＲ割れが発生する可能性が高くなる。また、Ｐが粒界に偏析することによって、耐焼戻し脆化特性が低下する。従って、溶接金属中のＰ量は０．０１０質量％以下とする。
　「Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下」
　溶接金属中に不可避的に混入する元素として、Ｐ、Ａｌ及びＯの他に、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ等がある。これらの含有量が高いと、ＳＲ割れ及び焼戻し脆化が発生する原因となる。従って、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ量は０．０１０質量％以下とする。
　「Ｂｉ，Ｐｂ：１．０ｐｐｍ以下」
　溶接金属中に不可避的に混入する元素としてＢｉ、Ｐｂ等もあるが、これらは極微量の含有でも耐ＳＲ割れ性を著しく劣化させる。従って、溶接金属中のＢｉ、Ｐｂ量は１．０ｐｐｍ以下とする。
　「Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ」
　Ｏは溶接金属中にて金属酸化物を形成し、結晶粒の核となるが、Ｏ量が２５０ｐｐｍ未満であると、金属酸化物の生成量が少ないため、結晶粒の数が少なく、粒が粗粒に成長してしまうため、靱性が低下する。一方、Ｏ量が４５０ｐｐｍを超えると、非金属介在物としての酸化物が多すぎるため、靱性が低下する。従って、溶接金属中のＯ量は２５０乃至４５０ｐｐｍとする。溶接金属中のＯ量は、好ましくは、３００乃至４００ｐｐｍである。
　「ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上」
　ミクロ組織のうち、細粒と定義した粒面積４００μｍ２以下の結晶粒が７０％より少ない比率である場合、Ｎ＝６のうち少なくとも１～２個の衝撃試験において、－３０℃における衝撃値（ｖＥ－３０℃）が５４Ｊを下回る低値を示すことが判明した。従って、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占めるミクロ組織にする。望ましくは、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の９０％以上とすることで、靱性が高い値で安定する。本発明の溶接金属の組成範囲内で、溶接金属中のＯ量を２５０乃至４５０ｐｐｍに調整することにより、細粒の比率が７０％以上を確保し、－３０℃の低温衝撃値（ｖＥ－３０℃）の個々の値が４６Ｊを確実に超えることができた。また、Ｏ量を３００乃至４００ｐｐｍに調整し、かつ溶接条件によって層厚を調整することで、細粒の比率を９０％以上とすることができ、衝撃エネルギ（ｖＥ－３０℃）の個々の値が５５Ｊを超え、高く安定した値を得ることができた。
　次に、本発明の実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。下記表１に示す母材を、図１に示すように、被溶接材１間に開先角度が１０°、ルートギャップが２５ｍｍの開先形状を設け、試験板とした。この開先の下部に裏当材２を設けた。下記表２に示す組成のソリッドワイヤと、下記表３に示す組成のフラックスとを組合せ、下記表４に示す溶接条件で溶接した。溶接後、図２に示す２水準のＰＷＨＴを実施し、焼戻脆化特性の評価試験を実施する試験片については図３に示すステップクーリングを実施した。溶着金属の機械試験は下記表５に示す要領で実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　２水準のＰＷＨＴ（溶接後熱処理）条件で熱処理した試験体のうち、長時間（３２ｈ）で実施した方は、引張試験及びクリープ破断試験を実施した。強度については、鋼材の規格：ＡＳＭＥ　Ａ５４２を参考に、Ｃｌａｓｓ　４鋼と同等であることを目標に、室温引張強さが５８５～７６０ＭＰａ（ＰＷＨＴ　７００℃×３２ｈ）の場合を良好とした。また、高温（４５４℃）引張強さは、４６０ＭＰａ（ＰＷＨＴ　７００℃×３２ｈ）以上を良好とした。クリープ破断試験については、ＡＳＭＥ　ＳｅｃＶＩＩＩの規定に従い、５４０℃、２１０ＭＰａの負荷条件において、非破断時間が９００ｈ以上の場合を良好とした。なお、試験時間は最長２０００ｈまでとした。
　一方、ＰＷＨＴの熱処理を短時間（８ｈ）で実施した方は、ミクロ組織観察、靱性、焼戻し脆化特性評価試験を実施した。ミクロ組織観察では低温割れの確認をする一方、細粒の比率も確認した。試験片をナイタールエッチングした後、画像処理装置付きの光学顕微鏡で組織を観察し、ＪＩＧ　Ｇ０５５１・ＡＳＴＭ　Ｅ１１２準拠の結晶粒度測定ソフトウェアを使用して所定の粒径の比率を自動測定した。靱性については、安定性を確認するため、通常Ｎ＝３で試験を実施するところ、倍のＮ＝６で実施し、衝撃値（ｖＥ－３０℃）の平均値が５５Ｊ、最低値が４６Ｊの場合を良好とした。焼戻し脆化特性については、ｖＴｒ５５（５５Ｊを示すシャルピー遷移温度）とΔｖＴｒ５５（ステップクーリング後のｖＴｒ５５の遷移量）が、ｖＴｒ５５＋３．０ΔｖＴｒ５５≦０℃を満足すれば良好とした。
　また、耐ＳＲ割れの評価方法は、「応力除去焼鈍割れに関する研究（第２報）」（木内ら、溶接学会誌、Ｖｏｌ．３３、Ｎｏ．９（１９６４）　ｐ７１８）を参考に、図４に示すように円筒型試験片を採取し、曲げ応力をかけた状態でＴＩＧにてリメルトし、Ｕ溝部分に引張残留応力を生じさせたまま、６２５℃で１０時間の熱処理を行い、Ｕ溝底部に割れが生じない場合を良好とした。
　なお、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓの不可避不純物については、ワイヤからの混入量はほぼ一定かつ低値安定のため、上限量の規制は事実上意味がないと考えているが、フラックス等からの混入が懸念されるので、溶接金属に規制をかけたが、実施例の試験においてフラックスからの添加が困難であったため、ワイヤから添加することとした。一方、Ｂｉ及びＰｂは適当な原料があったため、フラックスからの添加とした。
　この試験結果を下記表６乃至表９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　これらの表６乃至表９に示すように、実施例１乃至１３までは溶接時の層厚、溶接金属の化学成分、ミクロ組織の細粒の比率が本発明の範囲であったため、靱性が安定して高値となった。また、実施例１４、１５は、溶接入熱が低すぎ、ビードが広がらずに、幅／溶込み比が小さくなってしまった結果、次層での再熱効果が不十分で細粒の比率が本発明の範囲を下回ったため、靱性は合格であったものの、規定値に余裕のない値となった。
　実施例１６は、溶接入熱が高すぎ、ビードの層厚が厚くなりすぎた結果、次層での再熱効果が低下し、細粒の比率が本発明の下限ぎりぎりとなったため、靱性は合格であったものの、規定値に余裕のない値となった。
　一方、比較例１７、１８は溶接金属中のＢｉ・Ｐｂが本発明範囲の上限を超えているため、ＳＲ中に割れが発生し、以降の試験を実施できなかった。比較例１９は、溶接金属中のＳｉ、Ｍｎが本発明の上限を超えているため、脱酸過多となり、溶接金属中のＯが本発明の下限を下回り、細粒の比率が本発明の下限を上回らず、靱性の平均値は良好な値であるが、非常に低値の試験片があったため不合格となった。比較例２０は、溶接金属中のＯが本発明の上限を上回っているため、靱性が極端に劣化し不合格となった。比較例２１は、溶接金属中のＡｌが本発明の上限を超えているため、靱性が急激に劣化した。
　比較例２２は、溶接金属中のＣが本発明の下限を下回っていたため、十分な靱性を得られなかった。比較例２３は、溶接金属中のＣが本発明の上限を超えていたため、靱性が急激に劣化した。比較例２４は、溶接金属中のＳｉが本発明の下限を下回っていたため、脱酸不足になり、溶接金属中のＯが本発明の上限を上回るまで歩留まり、靱性が急激に劣化した。比較例２５は、溶接金属中のＭｎが本発明の下限を下回っていたため、脱酸不足になり、溶接金属中のＯが本発明の上限を上回るまで歩留まり、靱性が急激に劣化した。比較例２６は、溶接金属中のＶが本発明の下限を下回っていたため、強度が低めとなり、クリープ破断時間が不合格となった。比較例２７は、溶接金属中のＶが本発明の上限を超えているため、強度過多が原因と思われる低靱性となった。
　比較例２８は、溶接金属中のＮｂが本発明の下限を下回っているため、強度が低めとなり、クリープは段強度が不合格となった。比較例２９は、溶接金属中のＮｂが本発明の上限を超えているため、強度過多が原因と思われる低靱性となった。比較例３０～３４は、溶接金属中のＰ，Ｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓの総量が本発明の上限を超えているため、ＳＲ中に割れが発生し、以降の試験を実施できなかった。
　　１…被溶接材
　　２…裏当材

Claims (5)

  1. 　サブマージアーク溶接によって溶接された溶接金属において、
    　Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
    　Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
    　Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
    　Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
    　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    　Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
    　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    　Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ、
    を含有し、
    　Ａｌ：０．０４０質量％以下、
    　Ｐ：０．０１０質量％以下、
    　Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
    　Ｂｉ、Ｐｂ：総量で１．０ｐｐｍ以下、
    であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
    　ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占めることを特徴とする溶接金属。
  2. 　Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％、
    　Ｓｉ：０．３０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％、
    　Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、
    　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    　Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、
    　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    　残部：Ｆｅ及び不可避不純物
    である組成の溶接ワイヤを、
    　ＣＯ２換算で３．０乃至１２．０質量％である炭酸塩を含有したフラックスと組合せて、サブマージアーク溶接することにより溶接された溶接金属において、
    　Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
    　Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
    　Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
    　Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
    　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    　Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
    　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    　Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ、
    を含有し、
    　Ａｌ：０．０４０質量％以下、
    　Ｐ：０．０１０質量％以下、
    　Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
    　Ｂｉ、Ｐｂ：１．０ｐｐｍ以下、
    であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
    　ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占めることを特徴とする溶接金属。
  3. 　溶接条件として、溶接入熱が２０乃至５０ｋＪ／ｃｍの範囲で、１層当たりの積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下であるように制御したサブマージアーク溶接によって溶接されたものであることを特徴とする請求項２に記載の溶接金属。
  4. 　Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％、
    　Ｓｉ：０．３０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％、
    　Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、
    　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    　Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、
    　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    　残部：Ｆｅ及び不可避不純物
    である組成の溶接ワイヤを、
    　ＣＯ２換算で３．０乃至１２．０質量％である炭酸塩を含有したフラックスと組合せて、溶接条件として、溶接入熱が２０乃至５０ｋＪ／ｃｍの範囲で、１層当たりの積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下であるように制御してサブマージアーク溶接することを特徴とするサブマージアーク溶接方法。
  5. 　Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
    　Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
    　Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
    　Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
    　Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    　Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
    　Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    　Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ、
    を含有し、
    　Ａｌ：０．０４０質量％以下、
    　Ｐ：０．０１０質量％以下、
    　Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
    　Ｂｉ、Ｐｂ：総量で１．０ｐｐｍ以下、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
    　ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占める溶接金属を得るものであることを特徴とする請求項４に記載のサブマージアーク溶接方法。
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