WO2014109402A1 - 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属及びサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤ - Google Patents

耐水素脆化感受性に優れた溶接金属及びサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤ Download PDF

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漆原　亘
浩之 川崎
鵬 韓
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a weld metal that is used in a welded structure and can reduce sensitivity to hydrogen embrittlement. Specifically, in evaluating the hydrogen embrittlement susceptibility using the SSRT (Slow Strain RateRTechnique) method, hydrogen resistance is maintained even when testing is performed using a large specimen that tends to contain more systematic weakened parts.
  • the present invention relates to a weld metal that can be excellent in embrittlement sensitivity.
  • the present invention also relates to a solid wire for submerged arc welding suitable for forming the above weld metal.
  • Patent Document 1 discloses a technique for preventing low-temperature cracking by dispersing Mo carbide (carbide containing Mo) having a high hydrogen trap capability in a weld metal.
  • Mo carbide carbide containing Mo
  • a special welding technique is used to control the maximum heating temperature of the weld metal obtained on the inner surface side. It must be adopted and cannot be applied to general welding of steel materials.
  • Patent Document 2 proposes a technique for preventing cold cracking by managing the cooling time during welding. This technology requires strict construction management according to chemical components, and has a problem that the work load is high.
  • Patent Document 3 proposes a technique for preventing cold cracking by setting the retained austenite fraction for trapping diffusible hydrogen to 1% or more in the weld metal.
  • this technique is premised on double-sided one-pass seam welding in steel pipes, and cannot be applied to general welding of steel materials.
  • Patent Document 4 proposes a technology for improving cold cracking resistance by reducing the amount of diffusible hydrogen and appropriately controlling the strength and chemical composition. However, even in this technique, since a satisfactory strength level is affected by the components, the number of application points is limited in actual construction.
  • Patent Documents 5 and 6 disclose a special welding method called laser-arc hybrid welding. This method has a merit that a weld metal with excellent crack resistance can be obtained while obtaining a construction efficiency similar to that of a large heat input submerged arc welding with a low heat input, but there is a problem that it cannot be applied to general arc welding. .
  • the present inventors have developed a technique for improving the hydrogen embrittlement resistance of an HT780 MPa class weld metal by controlling the retained austenite form.
  • the welding method assumed in this technique is gas shielded arc welding mainly using a flux cored wire (FCW).
  • FCW flux cored wire
  • region in a weld metal is evaluated. In an actual weld metal, the structure greatly varies depending on the observation position. Therefore, in order to evaluate the hydrogen embrittlement susceptibility with higher accuracy, a method capable of evaluating a relatively wide region in the weld metal is required.
  • weld metals used for offshore structures are required to have excellent resistance to hydrogen embrittlement at a strength of 780 MPa so that they can be used in cold regions.
  • the wire component composition is specified to improve the strength and low temperature toughness of the weld metal part.
  • the assumed use temperature is up to about ⁇ 20 ° C., and it cannot meet the requirement on the lower temperature side, and for example, characteristics such as toughness become insufficient at ⁇ 60 ° C.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-40816 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-33876 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2002-115032 Japanese Unexamined Patent Publication No. 11-147196 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-260715 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-260716 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-176434 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-337863
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a weld metal having excellent resistance to hydrogen embrittlement even if the tensile strength is high strength exceeding 780 MPa. It is another object of the present invention to provide a solid wire for submerged arc welding suitable for forming the weld metal.
  • the weld metal with excellent hydrogen embrittlement susceptibility according to the present invention that has solved the above-mentioned problems means C: 0.02 to 0.12% (meaning “mass%”. ), Si: 0.18 to 2.00%, Mn: 0.90 to 2.5%, Ni: 1.0 to 3.5% Cr: 0.3 to 2.0%, Al: 0.030% or less (excluding 0%), N: 0.015% or less (not including 0%), and O: 0.050% or less (not including 0%),
  • the balance consists of iron and inevitable impurities, Containing 2,500 particles / mm 2 or more of retained austenite particles having an equivalent circle diameter of 0.15 ⁇ m or more, and a volume fraction of the retained austenite phase is 4.3% or more of the entire structure;
  • the main point is that the ratio [Cr] / [Mn] of the Cr and Mn content is 0.20 or more.
  • the size of the retained austenite particles to be used in the measurement of the number density was set to be equal to or greater than the measurement limit, and the equivalent circle diameter was set to be 0.15 ⁇ m or more.
  • the equivalent circle diameter is a diameter assuming a circle having an equal area by paying attention to the size of residual austenite particles observed on the observation surface of the optical microscope.
  • the weld metal of the present invention as other elements, (a) Mo: 0.95% or less (not including 0%), Ti: less than 0.040% (not including 0%), V: 0 .1% or more selected from the group consisting of 60% or less (not including 0%) and Cu: 1.0% or less (not including 0%), (b) Zr: 0.10% or less (0% (C) B: 0.0050% or less (not including 0%) and the like are also preferable, and the characteristics of the weld metal are further improved depending on the type of element to be included.
  • it is formed by submerged arc welding.
  • the solid wire for submerged arc welding according to the present invention has C: 0.07 to 0.20%, Si: 0.05 to 1.60%, Mn: 1.30 to 3.20, based on the total mass of the wire. %, Ni: 1.00-3.70%, Cr: 0.3-2.2%, Mo: 2.0% or less (including 0%), with the balance being Fe and inevitable impurities Is.
  • the Mn content (%) is [Mn]
  • the Ni content (%) is [Ni]
  • the Cr content (%) is [Cr]
  • the Mo content is%.
  • Cu 0.07 to 0.40%
  • V 0.019% or less
  • Zr 0.050% or less
  • Ti 0.010% or less
  • B may contain at least one of 0.0050% or less.
  • the number density and volume fraction of the retained austenite particles are appropriately controlled together with the chemical component composition, so that a weld metal having excellent resistance to hydrogen embrittlement can be realized even at a high strength exceeding 780 MPa. .
  • the inventors have improved the hydrogen embrittlement susceptibility measured by the SSRT test by controlling the retained austenite form and oxide form in the invention of Patent Document 7 (hereinafter referred to as the prior invention), for example. ing.
  • the assumed welding method is mainly gas shielded arc welding using FCW, and the heat input during welding is limited to 2.5 kJ / mm or less. It has been shown in the prior invention that when the heat input of welding exceeds 2.5 kJ / mm, the predetermined retained austenite form cannot be obtained, and the predetermined characteristics cannot be satisfied by the SSRT test.
  • the present inventors appropriately control the chemical composition of the welding material, and at the same time, the ratio of Cr and Mn content in the weld metal [Cr] / [Mn] (that is, Cr content [ Cr] and Mn content [Mn] ratio) and Ti content were suppressed to less than 0.040% (including 0%).
  • Cr content [ Cr] and Mn content [Mn] ratio Cr content [ Cr] and Mn content [Mn] ratio
  • the greatest difference between the present invention and the prior invention is the Ti content in the weld metal.
  • the Ti content in the weld metal is 0.040 to 0.15%, and the microstructure of the Ti oxide starting point is developed to ensure the number density of residual austenite particles and to prevent hydrogen embrittlement.
  • the cooling rate during welding decreases, so the bainite (grain boundary bainite) structure from the prior austenite grain boundaries is the main component, and the microstructure of the Ti oxide origin is Not enough.
  • Ti itself is a ferrite forming element and has an adverse effect on the stabilization of retained austenite.
  • the weld metal does not contain Ti, or even if Ti is contained if necessary, its content is less than 0.040%, and the residual austenite is stabilized.
  • the ratio [Cr] / [Mn] of Cr and Mn content in the weld metal is set to 0.20 or more to disperse many residual austenite particles. Succeeded.
  • the resistance to hydrogen embrittlement when the heat input is large cannot be ensured only by dispersing the amount of retained austenite and the number of retained austenite particles equivalent to the invention of the prior application. This is because, as described above, when the heat input is large, the prior austenite structure becomes coarse and adversely affects the resistance to hydrogen embrittlement (by controlling the ratio [Cr] / [Mn] It is the bainite structure in the former austenite grains).
  • Nb which is a ferrite forming element has a disadvantageous action from the viewpoint of stabilizing retained austenite, it is controlled to an impurity level ( ⁇ 0.01%) in the present invention and is not actively added.
  • high strength means a material having a tensile strength TS exceeding 780 MPa, preferably about 800 to 980 MPa.
  • excellent in resistance to hydrogen embrittlement means that when the resistance to hydrogen embrittlement is evaluated by the method described in Examples described later, the elongation at break when using a large test piece is 2.0. It means something that satisfies over%.
  • the weld metal of the present invention has C: 0.02 to 0.12%, Si: 0.18 to 2.00%, Mn: 0.90 to 2.5%, Ni: 1.0 to 3.5%, Cr: 0.3 to 2.0%, Al: 0.030% or less (not including 0%), N: 0.015% or less (not including 0%), and O: 0 0.055% or less (excluding 0%), the balance of which is composed of iron and inevitable impurities, the residual austenite particles having an equivalent circle diameter of 0.15 ⁇ m or more and 2500 particles / mm 2 or more, The volume fraction of the phase is 4.3% or more with respect to the entire structure, and the ratio [Cr] / [Mn] of the content of Cr and Mn is 0.20 or more.
  • the residual austenite particles present in the weld metal are controlled to 2500 particles / mm 2 or more, and the volume fraction of the retained austenite phase (ratio to the entire structure) is controlled to 4.3% or more. According to the present invention, since the retained austenite particles are dispersed at an appropriate number density, a weld metal excellent in resistance to hydrogen embrittlement can be obtained.
  • the above-mentioned requirements are defined for retained austenite present in the raw material portion among weld metals. Residual austenite in the weld metal decomposes due to the influence of the post-pass during welding, so the amount of retained austenite tends to vary depending on the measurement location, particularly in the reheated part, while the original part of the final pass This is because the amount of retained austenite is easily evaluated accurately without being affected by the heat of the back pass.
  • retained austenite serves as a trapping site for diffusible hydrogen, it has already been reported that it has a function of reducing diffusible hydrogen and contributes to improvement of hydrogen embrittlement resistance.
  • the amount of retained austenite ratio in the whole structure
  • no attention has been paid to its dispersion state (number density).
  • the desired hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained unless the dispersion state is appropriately controlled. (For example, see Experiment Nos. 39 and 43 in Table 7 of Examples described later).
  • the amount of retained austenite serving as a diffusible hydrogen trap site is secured, and the number of retained austenite particles is increased by making the matrix structure finer ( Specifically, it has been found that the dispersion effect of 2,500 / mm 2 or more maximizes the trapping effect of diffusible hydrogen and greatly improves the resistance to hydrogen embrittlement.
  • the experiment Nos. 39 and experiment no. 43 is an example in which the volume fraction of retained austenite particles is 4.3% or more as defined in the present invention, and a predetermined amount of retained austenite exists.
  • the resistance to hydrogen embrittlement when using a large-sized test piece is lowered.
  • the number density of retained austenite particles is preferably as high as possible, preferably 3000 / mm 2 or more, and more preferably 3300 / mm 2 or more.
  • the upper limit is not particularly limited from the viewpoint of improving the hydrogen embrittlement susceptibility, but may be, for example, 7500 pieces / mm 2 or less.
  • the volume fraction of the retained austenite phase in the entire structure is preferably as large as possible, preferably 4.7% or more, and more preferably 5.0% or more.
  • the upper limit is not particularly limited from the viewpoint of improving hydrogen embrittlement susceptibility, but considering the fact that the yield stress decreases if it exists in excess, for example, 10% or less, preferably 9% or less, more preferably It may be 8% or less.
  • the present invention is characterized by controlling the amount of retained austenite phase (volume fraction) and the number density of retained austenite particles among the structures constituting the weld metal, and the structure other than retained austenite is limited in any way.
  • any structure that is usually included in the weld metal may be used.
  • bainite is included as a main structure (a structure having a volume fraction of 50% or more, preferably 70% or more, more preferably 90% or more with respect to the entire structure), and in addition, grain boundary ferrite, martensite, and the like. May be included.
  • the bainite, intergranular ferrite and martensite are all types of “ferrite phase”, and the fraction of the retained austenite phase measured by the method (Example) described later is the retained austenite, bainite, grain boundary. It is a ratio to the total of ferrite and martensite. Moreover, the amount of bainite is calculated
  • C is an element indispensable for securing the strength of the weld metal, and in order to exert such effects, the lower limit of the C content is set to 0.02% or more. Preferably it is 0.04% or more, More preferably, it is 0.05% or more. However, if the C content exceeds 0.12%, the strength increases excessively and the hydrogen embrittlement susceptibility increases (that is, the hydrogen embrittlement susceptibility deteriorates), so the upper limit is 0.12% or less. And The upper limit with preferable C content is 0.10% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • Si exists in a solid solution state, thereby delaying carbide formation and stabilizing retained austenite. If the Si content is less than 0.18%, the predetermined retained austenite cannot be ensured, and the above-described effects are not effectively exhibited. Therefore, the lower limit of the Si content is set to 0.18% or more. Preferably it is 0.30% or more, more preferably 0.35% or more. On the other hand, if the Si content is excessive, the hydrogen embrittlement susceptibility increases due to a significant increase in strength, so the upper limit is regulated to 2.00% or less. Preferably it is 1.5% or less, More preferably, it is 1.0% or less.
  • Mn is an element necessary for ensuring the strength of the weld metal, and in order to exert such effects, the lower limit of the Mn content is set to 0.90% or more. Preferably it is 1.2% or more, More preferably, it is 1.4% or more. However, if the Mn content exceeds 2.5%, the hydrogen embrittlement susceptibility increases due to a significant increase in strength, so the upper limit is made 2.5% or less. Preferably it is 2.2% or less, More preferably, it is 2.0% or less.
  • Ni is an element necessary for ensuring the strength of the weld metal, and in order to exert such effects, the lower limit of the Ni content is set to 1.0% or more. Preferably it is 1.2% or more, More preferably, it is 1.5% or more. However, if the Ni content exceeds 3.5% and becomes excessive, the hydrogen embrittlement susceptibility increases due to an excessive increase in strength, so the upper limit is made 3.5% or less. Preferably it is 3.0% or less, More preferably, it is 2.8% or less.
  • Cr is an element that contributes to fine dispersion of the retained austenite particles by refining the grain boundary bainite structure.
  • the lower limit of the Cr content is set to 0.3% or more. Preferably it is 0.4% or more, More preferably, it is 0.5% or more.
  • the upper limit is made 2.0% or less. Preferably it is 1.8% or less, More preferably, it is 1.5% or less.
  • Al 0.030% or less (excluding 0%)
  • Al is added as a deoxidizing element. If added in excess, the formation of AlN causes an excessive increase in strength and deteriorates the resistance to hydrogen embrittlement, so the upper limit is made 0.030% or less. Preferably it is 0.025% or less, More preferably, it is 0.020% or less.
  • N 0.015% or less (excluding 0%)]
  • N is one of the elements inevitably mixed in, and it is difficult to make it 0% industrially.
  • N is effective for improving the strength of the weld metal.
  • the upper limit of the N content is 0.015% or less.
  • it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.006% or less.
  • O 0.050% or less (excluding 0%)
  • O is an element inevitably contained in the weld metal, and it is difficult to make it 0% industrially. If the O content exceeds 0.050%, Si oxide is formed, and the amount of retained austenite cannot be ensured due to a decrease in solute Si, so the upper limit is made 0.050% or less. Preferably it is 0.045% or less, More preferably, it is 0.040% or less.
  • the basic components contained in the weld metal of the present invention are as described above, with the balance being iron and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include elements (for example, P and S) that are brought in depending on the status of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like.
  • impurities segregate at the grain boundaries to lower the grain boundary strength and promote low temperature cracking.
  • P 0.02% or less (excluding 0%)
  • S 0.025% or less ( It is preferable to suppress each of them.
  • the basic components in the weld metal of the present invention are as described above, as other elements, (a) Mo: 0.95% or less (not including 0%), Ti: less than 0.040% (0%) 1) or more selected from the group consisting of V: 0.60% or less (not including 0%) and Cu: 1.0% or less (not including 0%), (b) Zr: 0 .10% or less (not including 0%), (c) B: 0.0050% or less (not including 0%), etc. may be included, and the characteristics of the weld metal depend on the type of element to be included. Further improvement.
  • the elements belonging to (a), (b) and (c) may be contained alone or in appropriate combination.
  • Mo 0.95% or less (not including 0%), Ti: less than 0.040% (not including 0%), V: 0.60% or less (not including 0%), and Cu: 1.
  • One or more selected from the group consisting of 0% or less (excluding 0%)] Mo, Ti, V, and Cu are useful as elements for improving the strength of the weld metal, and may be contained alone or in combination of two or more.
  • Mo is an element effective for securing the strength.
  • the upper limit is preferably 0.95% or less. More preferably, it is 0.85% or less, More preferably, it is 0.50% or less.
  • the Mo content for obtaining the effect of improving the strength is preferably 0.05% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the Ti is effective in improving strength, but has the effect of destabilizing retained austenite. Therefore, when the Ti content is excessive, the retained austenite becomes martensite due to stress-induced transformation during a large SSRT test. It is impossible to secure a high hydrogen embrittlement resistance.
  • the Ti content is preferably less than 0.040%. More preferably, it is 0.035% or less, More preferably, it is 0.030% or less.
  • the Ti content for obtaining the effect of improving the strength is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more.
  • V and Cu are useful as elements for improving the strength of the weld metal, and the preferred lower limit for exhibiting these effects is 0.02% or more for V and 0.05% or more for Cu.
  • the content of these elements is excessive, the hydrogen embrittlement susceptibility increases due to an excessive increase in strength. Therefore, with respect to the upper limit of the amount of each element, V is 0.60% or less (more preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less), and Cu is 1.0% or less (more preferably 0.5%). % Or less, more preferably 0.2% or less).
  • Zr 0.10% or less (excluding 0%)
  • Zr is a strong deoxidizing element and has the effect of promoting the increase in retained austenite due to the increase in solid solution Si.
  • a preferable lower limit for effectively exhibiting such an effect is 0.010% or more.
  • the upper limit of the Zr content is preferably suppressed to 0.10% or less (more preferably 0.050% or less).
  • B 0.0050% or less (excluding 0%)
  • B is an element that contributes to improving the strength by suppressing the formation of ferrite from the prior austenite grain boundaries.
  • the lower limit of the B content is preferably set to 0.0010% or more.
  • the upper limit is preferably suppressed to 0.0050% or less (more preferably 0.0030% or less).
  • the welding method for producing the weld metal of the present invention is not limited, but submerged arc welding (SAW) having a large heat input and good construction efficiency is preferable.
  • SAW submerged arc welding
  • the following wires and fluxes are used.
  • the amount of heat input at the time of welding is affected, and it is preferably 2.0 kJ / mm to 3.0 kJ / mm. If the heat input during welding exceeds 3.0 kJ / mm, the cooling rate during welding decreases, and the decomposition of residual austenite is promoted. As a result, desired residual austenite particles (number density and volume fraction) cannot be obtained. More preferably, it is 2.8 kJ / mm or less. The smaller the amount of heat input, the better. However, from the viewpoint of construction efficiency, it is preferably 2.0 kJ / mm or more. More preferably, it is 2.5 kJ / mm or more.
  • C 0.07 to 0.20%
  • Si 0.05 to 1.60%
  • Mn 1.30 to 3.20%
  • Ni 1..00 to 3.70
  • %, Cr 0.3-2.2%
  • Mo 2.0% or less (including 0%), with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • C 0.08 to 0.20%
  • Si 0.05 to 0.50%
  • Mn 1.50 to 3.00%
  • Ni 1.50 to 1.95%
  • Cr 0 0.5 to 1.5%
  • Mo 0.10 to 0.45%
  • P 0.015% or less
  • S 0.015% or less
  • the balance being Fe and inevitable impurities It is a wire.
  • C 0.07 to 0.20%
  • C is an element indispensable for ensuring the strength of the weld metal.
  • the C content is less than 0.07%, the strength of the weld metal is insufficient or the effect of stabilizing toughness is insufficient.
  • the C content exceeds 0.20%, the strength becomes excessive and the low temperature toughness of the weld metal deteriorates. Therefore, the C content is 0.07 to 0.20%.
  • the C content is preferably 0.10% or more, and from the viewpoint of improving low temperature toughness, the C content should be 0.15% or less. Is preferred.
  • Si 0.05 to 1.60%
  • Si exists in the weld metal in a solid solution state, and thus has an effect of delaying carbide formation and stabilizing residual austenite.
  • the Si content is set to 0.05 to 1.60%.
  • the Si content is preferably 0.5% or less, and more preferably 0.20% or less.
  • Mn is an element necessary for ensuring the strength of the weld metal.
  • Mn content is less than 1.30%, the strength of the weld metal is insufficient and the low temperature toughness is also deteriorated.
  • the Mn content exceeds 3.20%, the strength and hardenability become excessive, and the low temperature toughness decreases. Therefore, the Mn content is 1.30 to 3.20%.
  • the Mn content is preferably 1.50% or more, particularly 1.80% or more. From the viewpoint of improving low-temperature toughness, the Mn content is 3. It is preferable to set it to 00% or less, particularly 2.40% or less.
  • Ni is an element necessary for ensuring the strength and toughness of the weld metal.
  • the Ni content is less than 1.00%, the effect of improving the strength and toughness of the weld metal becomes insufficient, and the necessary retained austenite amount cannot be obtained, and the hydrogen embrittlement susceptibility deteriorates.
  • the Ni content exceeds 3.70%, the low temperature toughness deteriorates. Therefore, the Ni content is 1.00 to 3.70%.
  • the Ni content is preferably 1.60% or more, and from the viewpoint of improving the low temperature toughness, the Ni content is 1.95% or less, particularly 1. 90% or less is preferable.
  • Cr 0.3-2.2%
  • Cr is an element that contributes to the refinement of residual austenite grains by refining the grain boundary bainite structure.
  • the Cr content is less than 0.3%, the hardenability of the weld metal is significantly lowered, the transformation temperature is increased, and both the strength and the low temperature toughness are lowered.
  • the Cr content exceeds 2.2%, the generation of retained austenite is suppressed, the necessary retained austenite amount cannot be obtained, and the resistance to hydrogen embrittlement resistance of the weld metal deteriorates. Therefore, the Cr content is set to 0.3 to 2.2%.
  • the Cr content is preferably 0.5% or more, particularly preferably 0.9% or more. From the viewpoint of improving the resistance to hydrogen embrittlement resistance of the weld metal, the Cr content The amount is preferably 1.5% or less, particularly preferably 1.2% or less.
  • Mo 2.0% or less (including 0%)
  • Mo is an element useful for improving the strength in the weld metal.
  • the Mo content exceeds 2.0%, the generation of retained austenite is suppressed, the necessary amount of retained austenite cannot be obtained, and the resistance to hydrogen embrittlement resistance of the weld metal deteriorates. Therefore, the Mo content is set to 2.0% or less.
  • the Mo content is preferably 0.10% or more, particularly preferably 0.20% or more.
  • the amount is preferably 0.45% or less, particularly preferably 0.40% or less.
  • P significantly reduces the low temperature toughness of the weld metal. Specifically, if the P content exceeds 0.015%, the low temperature toughness of the weld metal is insufficient. Therefore, the P content is restricted to 0.015% or less. From the viewpoint of improving low temperature toughness, the P content is preferably regulated to 0.010% or less.
  • S significantly reduces the low temperature toughness of the weld metal. Specifically, when the S content exceeds 0.015%, the low temperature toughness is insufficient. Therefore, the S content is restricted to 0.015% or less. From the viewpoint of improving low temperature toughness, the S content is preferably regulated to 0.007% or less.
  • Cu contributes little to the strength and low temperature toughness of the weld metal and does not need to be positively added to the wire body.
  • Cu plating when Cu plating is applied to the wire surface, it has a great effect on rust prevention.
  • the Cu content when the Cu content is less than 0.07%, the rust prevention effect is small, and when the Cu content exceeds 0.40%, the wire feedability is lowered. Therefore, in the solid wire of the present embodiment, when Cu plating or the like is performed, the Cu content is preferably set to 0.07 to 0.40%.
  • V 0.019 mass% or less
  • V is an element that increases the strength, particularly the proof stress, by adding a small amount due to precipitation strengthening, and can be added as necessary.
  • the V content exceeds 0.019%, the strength of the weld metal increases, the low-temperature toughness decreases, and the formation of residual austenite is inhibited. The susceptibility to deterioration deteriorates. Therefore, when V is added, the content is made 0.019% or less.
  • Zr 0.050% or less
  • Zr is an element that increases the strength, particularly the yield strength, by adding a small amount due to precipitation strengthening, and therefore can be added as necessary.
  • the Zr content exceeds 0.050%, the strength of the weld metal increases, the low-temperature toughness decreases, and the formation of residual austenite is hindered. The embrittlement susceptibility deteriorates. Therefore, when adding Zr, it is made into 0.050% or less.
  • Ti like V and Zr, is an element that increases the strength, particularly the yield strength, by adding a small amount by precipitation strengthening, and can be added as necessary. However, if the Ti content exceeds 0.010%, the strength of the weld metal increases, the low-temperature toughness decreases, and the formation of residual austenite is hindered. The susceptibility to deterioration deteriorates. Therefore, when adding Ti, it is made into 0.010% or less.
  • B has the effect of suppressing the formation of ferrite from the prior austenite grain boundaries and improving the strength of the weld metal.
  • B content exceeds 0.0050 mass%, the strength of the weld metal is remarkably increased, and the hydrogen embrittlement resistance is deteriorated. Therefore, when adding B, it is 0.0050% or less.
  • the balance in the solid wire of this embodiment is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities in the solid wire of the present embodiment include O, N, Al, Nb, Ca, and Mg.
  • the solid wire is preferably used in combination with a sintered flux.
  • the composition of the flux is not particularly limited.
  • MgO 25 to 35%
  • Al 2 O 3 10 to 20%
  • CaF 2 12 to 22%
  • SiO 2 8 per total mass of the flux.
  • CaO 10 to 15%
  • metal Si 1 to 4%
  • MgO not only increases the basicity of the flux, but also acts to suppress oxygen in the weld metal as a deoxidizer, so that it is effective in reducing oxygen and further increases the fire resistance of the slag.
  • this effect is not exhibited when the MgO content of the flux is less than 25%.
  • the MgO content of the flux is preferably 25 to 35%.
  • Al 2 O 3 acts as a slag forming agent and has an effect of ensuring the slag peelability of the beads. Moreover, Al 2 O 3 also has a function of improving the concentration and stability of the arc. However, when the Al 2 O 3 content of the flux is less than 10%, the slag peelability is deteriorated, the arc becomes unstable, and welding may be difficult. On the other hand, if the Al 2 O 3 content of the flux exceeds 20%, oxygen in the weld metal increases and the toughness may deteriorate. Therefore, the Al 2 O 3 content of the flux is preferably 10 to 20%.
  • CaF 2 has an effect of reducing oxygen in the weld metal in addition to the generally known action of adjusting the melting point of the produced slag.
  • the CaF 2 content of the flux is less than 12%, these effects cannot be obtained, and when the CaF 2 content of the flux exceeds 22%, the arc becomes unstable and the bead appearance deteriorates.
  • a pock mark may be generated on the bead. Therefore, the CaF 2 content of the flux is preferably 12 to 22%.
  • SiO 2 has the effect of arranging the bead appearance and bead shape as slag forming agent. However, this effect is not exhibited when the SiO 2 content of the flux is less than 8%, and when the SiO 2 content of the flux exceeds 18%, oxygen in the weld metal increases and the toughness deteriorates. Sometimes. Therefore, the SiO 2 content of the flux is preferably 8 to 18%.
  • the metal carbonate is gasified by welding heat, lowers the partial pressure of water vapor in the arc atmosphere, and has an arc shielding effect that reduces the amount of diffusible hydrogen in the weld metal.
  • this effect cannot be obtained when the metal carbonate content of the flux is less than 3% in terms of CO 2 .
  • the metal carbonate content of the flux is preferably 3 to 9% in terms of CO 2 .
  • examples of the metal carbonate added to the flux include CaCO 3 and BaCO 3 .
  • CaO increases the basicity of the flux and is effective in reducing oxygen in the weld metal. However, this effect is not exhibited when the CaO content of the flux is less than 10%. Moreover, when the CaO content of the flux exceeds 15%, the arc stability and the bead appearance deteriorate. Therefore, the CaO of the flux is preferably 10 to 15%.
  • Metal Si has a deoxidation effect that suppresses the amount of oxygen in the weld metal.
  • this effect cannot be obtained when the metal Si content of the flux is less than 1%.
  • the metal Si content of the flux exceeds 4%, the deoxidation effect is not improved, the bead shape of the weld metal is deteriorated, the strength is increased, and the toughness is lowered. Therefore, the metal Si content is preferably 1 to 4%.
  • the metal Si is added to the flux in the form of Fe—Si, Fe—Si—Mn alloy or the like.
  • Components other than the above in the flux are components other than the CO 2 equivalent value in the metal carbonate, alkali metal oxides, unavoidable impurities, and the like.
  • the solid wire detailed above can control retained austenite and improve the resistance to hydrogen embrittlement and low temperature toughness of the weld metal.
  • Example 1 Using a combination of the fluxes (F1 to F9) having the chemical composition shown in Table 1 below and the wires (W1 to W52) having the chemical composition shown in Tables 2 and 3 below, the welding metal is used under the following (A) welding conditions. Produced. In the columns of Tables 2 and 3, “-” means no addition (not contained).
  • the peaks of the lattice planes of (110), (200), (211), and (220) of the ferrite phase, and the lattice planes of (111), (200), (220), and (311) of the retained austenite phase are calculated based on the integrated intensity ratio of each peak, and the average value (arithmetic average) of these is obtained. This was designated as “volume fraction of retained austenite phase”.
  • Experiment No. 34 is an example in which an appropriate flux F1 was used, but welding was performed under a heat input condition (d) with a large amount of heat input. As a result, the volume fraction of retained austenite particles in the weld metal decreased, and the hydrogen embrittlement susceptibility of large test pieces decreased.
  • Experiment No. No. 35 is an example using the flux F6 with a small amount of SiO 2 .
  • the volume fraction of retained austenite particles in the weld metal was reduced, and the hydrogen embrittlement susceptibility of large specimens was also reduced.
  • the C content in the weld metal is low, and the tensile strength is reduced.
  • Experiment No. 36 is an example using the flux F7 with a large amount of SiO 2 .
  • the Si content of the weld metal was increased, the strength was remarkably increased, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen was decreased.
  • the Mn content in the weld metal is increased, and the tensile strength is remarkably increased.
  • Experiment No. 37 is an example using the flux F8 with a small amount of metal Si. As a result, the volume fraction of retained austenite particles in the weld metal was reduced, and the hydrogen embrittlement susceptibility of large specimens was also reduced. Further, due to the welding wire used, the Mn content in the weld metal is reduced, and the tensile strength is reduced.
  • Experiment No. 38 is an example using the flux F9 with a large amount of metal Si.
  • the Si content in the weld metal increased, the strength increased significantly, and the hydrogen embrittlement susceptibility of large test pieces decreased.
  • the Ni content in the weld metal is increased, and the tensile strength is significantly increased.
  • Experiment No. 39 is an example in which the ratio [Cr] / [Mn] of the content of Cr and Mn in the weld metal is small. As a result, the number density of retained austenite particles in the weld metal was reduced, and the hydrogen embrittlement susceptibility of large specimens was reduced. Moreover, due to the welding wire used, the C content in the weld metal is increased, and the tensile strength is significantly increased.
  • Experiment No. 40 is an example in which the Si content in the weld metal is low. As a result, the volume fraction of the retained austenite phase in the weld metal was reduced, and the hydrogen embrittlement susceptibility to large specimens was reduced.
  • Experiment No. 41 is an example with much Si content in a weld metal. As a result, the tensile strength was remarkably increased, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen was decreased.
  • Experiment No. 42 is an example in which the ratio [Cr] / [Mn] of the content of Cr and Mn in the weld metal is small.
  • the number density of retained austenite particles in the weld metal was reduced, and the hydrogen embrittlement susceptibility of large specimens was reduced.
  • the O content in the weld metal is increased, the volume fraction of retained austenite particles in the weld metal is decreased, and the hydrogen embrittlement susceptibility of large test pieces is also lowered from this point.
  • the Ni content in the weld metal has become scarce and the tensile strength has been reduced.
  • Experiment No. 43 is an example in which the ratio [Cr] / [Mn] of the content of Cr and Mn in the weld metal is small. As a result, the number density of retained austenite particles in the weld metal was reduced, and the hydrogen embrittlement susceptibility of large specimens was reduced.
  • Experiment No. 44 is an example with a large Cr content in the weld metal. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • Experiment No. 45 is an example in which the Mo content in the weld metal is high. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • Experiment No. 46 is an example in which the Al content in the weld metal is high. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • Experiment No. 47 is an example in which the N content in the weld metal is large. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • Experiment No. 48 is an example with a large Ti content in the weld metal. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • No. 49 is an example with much V content in a weld metal. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • Experiment No. 50 is an example in which the Cu content in the weld metal is high. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • Experiment No. 51 is an example with much Zr content in a weld metal. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • Experiment No. 52 is an example with much B content in a weld metal. As a result, the strength of the weld metal increased excessively, and the hydrogen embrittlement susceptibility of the large specimen decreased.
  • Example 2 Here, a preferred wire composition was verified.
  • the solid compositions (wire diameter 4.0 mm) of Examples and Comparative Examples were prepared with the component compositions shown in Table 8 below, and a performance confirmation test was performed. Note that the wires W101 to W113 shown in Table 8 below are examples within the preferred range, and the wires W114 to W124 are comparative examples outside the preferred range. Moreover, the remainder in the component composition of the wire shown in Table 8 below is Fe and inevitable impurities.
  • the obtained weld metal was measured for its mechanical properties and volume fraction of retained austenite phase by the following method, and evaluated for hydrogen embrittlement resistance.
  • ⁇ Tensile test> A JIS Z3111 No. A1 test piece was collected from the center of the weld metal at the center of the weld metal, and a tensile test was performed using this test piece at a test temperature of room temperature (20 to 23 ° C.). As a result, those having a tensile strength of 770 MPa or more were accepted.
  • ⁇ Impact test> A V-notch test piece of JIS Z3111 was sampled from the center of the weld metal at the center of the plate thickness, and an impact test was performed using this test piece at a test temperature of ⁇ 60 ° C. As a result, a sample having an absorbed energy at ⁇ 60 ° C. of 47 J or more on average was regarded as acceptable.
  • ⁇ Volume fraction of retained austenite phase> The surface of the final pass original part of the weld metal was electrolytically polished, and X-ray diffraction measurement was performed with a secondary micro part X-ray diffractometer RINT-RAPIDII manufactured by Rigaku Corporation. From the results, the ferrite phase peaks (110), (200), (211), (220) and the retained austenite phases (111), (200), (220), (311) For the lattice plane peaks, the volume fractions of (111), (200), (220), and (311) of the retained austenite phase were calculated based on the integrated intensity ratio of each peak. And the average value (arithmetic average) of these was calculated
  • JIS Z3111 A0 test piece is taken from the center of the weld metal in parallel to the welding direction, and after charging with hydrogen under the conditions shown in (A) below, it is shown in (B) below to prevent hydrogen escape. Zinc plating was performed under conditions. Using this test piece, an SSRT test (low strain rate tensile test) was performed with a crosshead speed of 3.0 ⁇ 10 ⁇ 2 mm / min (strain rate: 6.94 ⁇ 10 ⁇ 6 / sec). As a result, the test piece with an elongation at break exceeding 2.0% was evaluated as “excellent in hydrogen embrittlement resistance”.
  • Comparative Example 1 using a W114 wire with a C content less than the preferred range had a low low temperature toughness of the weld metal and a low tensile strength. Further, in Comparative Example 5 using the W118 wire having a C content exceeding the preferable range, the low-temperature toughness of the weld metal was remarkably lowered, and the hydrogen embrittlement resistance was inferior.
  • Comparative Example 2 using a W115 wire containing no Si and further having a Cr content exceeding the preferable range had low temperature toughness and tensile strength, and was also inferior in resistance to hydrogen embrittlement.
  • Comparative Example 7 using a wire of W120 having a Si content exceeding the preferable range also had a low low temperature toughness of the weld metal and was also inferior in resistance to hydrogen embrittlement.
  • Comparative Example 3 using a W116 wire having a Mn content less than the preferred range and a Mo content exceeding the preferred range was inferior in resistance to hydrogen embrittlement resistance of the weld metal.
  • the comparative example 6 using the wire of W119 where Mn content exceeds the preferable range was inferior in the low temperature toughness of the weld metal.
  • Comparative Example 4 using the W117 wire having a P content exceeding the preferable range, the low temperature toughness of the weld metal was remarkably lowered.
  • Comparative Example 8 using the wire of W121 whose S content exceeds the preferable range, the low temperature toughness of the weld metal is remarkably lowered, and the hydrogen embrittlement resistance is also inferior.
  • Comparative Example 9 using a W122 wire whose Ni content is less than the preferred range, the low temperature toughness of the weld metal was lowered. On the other hand, the low temperature toughness of the weld metal was lowered in Comparative Example 11 using the W124 wire whose Ni content exceeded the preferred range. In Comparative Example 10 using the W123 wire not containing Cr, the low temperature toughness of the weld metal was lowered and the tensile strength was also low.
  • the present invention provides a weld metal that can be applied to various welded structures and is excellent in resistance to hydrogen embrittlement.

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Abstract

　本発明の溶接金属は、所定の化学成分組成を有し、残留オーステナイト粒子が２５００個／ｍｍ2以上存在すると共に、残留オーステナイト粒子の体積分率が４．３％以上であり、且つ溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が０．２０以上であり、引張強度が７８０ＭＰａ超の高強度であっても耐水素脆化感受性に優れる。

Description

耐水素脆化感受性に優れた溶接金属及びサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤ
　本発明は、溶接構造物に使用され、且つ水素脆化に対する感受性を低減し得る溶接金属に関するものである。詳細には、ＳＳＲＴ（Ｓｌｏｗ　Ｓｔｒａｉｎ　Ｒａｔｅ Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）法を用いて耐水素脆化感受性を評価するに当たり、組織的な弱化部をより多く含み易い大型試験片を用いて試験した場合であっても耐水素脆化感受性に優れ得る溶接金属に関するものである。また、本発明は、上記の溶接金属を形成するために好適なサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤに関する。
　高張力鋼を溶接する際には、溶接金属部の低温割れ防止の観点から、予熱／パス間温度を厳密に管理する必要があり、施工効率低下の原因となっている。近年、溶接構造物に使用される鋼材は、ますます高強度化しており、溶接金属においても高強度化への要求が高まっている（例えばＨＴ７８０：ハイテン７８０ＭＰa級）。
　このような高強度化を進めると、耐低温割れ性が低下する傾向がある。従って、高強度化と耐低温割れ性を両立させることが必要となる。特に、サブマージアーク溶接では、溶接時の入熱量が大きく、優れた溶接施工効率を有するため、この溶接法によって形成される溶接金属において、耐低温割れ性を確保する技術が求められている。
　上記のような低温割れは、拡散性水素が粒界に偏析し、粒界強度が低下する（以下、これを「水素脆化」と呼ぶ）ことが原因であると推察されている。そこで、耐低温割れ性を改善するために、拡散性水素を低減したり、溶接金属の水素脆化感受性を下げることが重要となり、これらの観点から、様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、水素トラップ能力の高いＭｏ炭化物（Ｍｏを含む炭化物）を溶接金属内に分散させることによって、低温割れの防止を図る技術が開示されている。しかしながらこの技術では、Ｍｏ炭化物を分散させるために、鋼材を突き合わせた後、内面側からサブマージアーク溶接したうえで、内面側に得られた溶接金属の最高加熱温度を制御するという特殊な溶接手法を採用する必要があり、鋼材の一般溶接には適用できない。
　また特許文献２には、溶接施工時の冷却時間を管理することで、低温割れを防止する技術が提案されている。この技術では、化学成分に応じた厳格な施工管理が必要となり、作業負荷が高いという問題がある。
　特許文献３には、拡散性水素をトラップする残留オーステナイト分率を溶接金属中で１％以上とすることで低温割れを防止する技術が提案されている。しかしながら、この技術は、鋼管における両面１パスシーム溶接を前提としており、鋼材の溶接一般に適用できない。
　特許文献４には、拡散性水素量を低減すると共に、強度と化学成分組成を適切に制御することによって、耐低温割れ性を改善する技術が提案されている。しかしながら、この技術においても、満足すべき強度レベルが成分の影響を受けるため、実際の施工に際しては適用箇所が限られる。
　特許文献５、６には、レーザー・アークハイブリッド溶接という特殊な溶接方法が開示されている。この方法は、低い入熱量で大入熱サブマージアーク溶接なみの施工効率を得つつ、耐割れ性に優れた溶接金属が得られるメリットがあるが、一般のアーク溶接には適用できないという課題がある。
　これまで提案されている技術は、いずれも耐低温割れ性を改善する手段として耐水素脆性を高めている。しかし、実際の溶接施工においては、種々の要因で溶接金属中の水素量が増加することがあり、この様な場合には耐低温割れとは関係なく水素脆化が問題となる。そこで、耐低温割れ性の克服との有無と関連づけることなく、耐水素脆化感受性の向上を直接の解決課題にすることが必要となる。
　本発明者らは、特許文献７において、残留オーステナイト形態を制御することで、ＨＴ７８０ＭＰａ級溶接金属の耐水素脆化感受性を改善する技術を開発している。しかしながら、この技術で想定している溶接方法は、主にフラックスコアドワイヤ（ＦＣＷ）を用いたガスシールドアーク溶接である。例えばサブマージアーク溶接の様な実施工において多用される他の溶接方法を用いた際の耐水素脆化感受性については、まだ改善の余地がある。また、特許文献７の技術では、溶接金属中の比較的狭い領域を評価している。実際の溶接金属では、観察位置によって組織が大きくばらつくため、より精度良く耐水素脆化感受性を評価するためには、溶接金属中の比較的広い領域を評価し得る手法が必要となる。
　また、近年、海洋構造物に用いられる溶接金属においても、ＨＴ７８０級の適用が拡大している。これらの溶接金属では、寒冷地での使用に耐えられるように、７８０ＭＰａ級強度での耐水素脆化感受性に優れていることが要求される。
　一方、サブマージアーク溶接用ワイヤとしては、特許文献８において、ワイヤ成分組成を特定することにより、溶接金属部の強度及び低温靭性向上を図っている。しかし、想定されている使用温度が－２０℃程度までであり、それよりも低温側の要求には対応できず、例えば－６０℃においては靭性などの特性が不十分となる。
日本国特開２００５－４０８１６号公報 日本国特開２００３－３３８７６号公報 日本国特開２００２－１１５０３２号公報 日本国特開平１１－１４７１９６号公報 日本国特開２００７－２６０７１５号公報 日本国特開２００７－２６０７１６号公報 日本国特開２０１２－１７６４３４号公報 日本国特開２００４－３３７８６３号公報
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、引張強度が７８０ＭＰａ超の高強度であっても、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属を提供することにある。また、前記溶接金属の形成に好適なサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤを提供することを目的とする。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る耐水素脆化感受性に優れた溶接金属とは、Ｃ　：０．０２～０．１２％（「質量％」の意味。化学成分組成について、以下同じ）、
Ｓｉ：０．１８～２．００％、
Ｍｎ：０．９０～２．５％、
Ｎｉ：１．０～３．５％、
Ｃｒ：０．３～２．０％、
Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｎ　：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
Ｏ　：０．０５０％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、 
　円相当直径が０．１５μｍ以上の残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ２以上含有し、残留オーステナイト相の体積分率が、組織全体に対して４．３％以上であり、 
　ＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が０．２０以上であるところに要旨を有するものである。 
　上記個数密度の測定に際し対象となる残留オーステナイト粒子の大きさは、測定限界以上のものとして、円相当直径で０．１５μｍ以上のものとした。また、円相当直径とは、光学顕微鏡の観察面上で認められる残留オーステナイト粒子の大きさに着目して、その面積が等しくなる円を想定したときの直径である。
　本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ：０．９５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０％未満（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
　本発明の好ましい実施形態において、サブマージアーク溶接によって形成されたものである。
　また、本発明に係るサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤは、ワイヤ全質量あたり、Ｃ：０．０７～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．６０％、Ｍｎ：１．３０～３．２０％、Ｎｉ：１．００～３．７０％、Ｃｒ：０．３～２．２％、Ｍｏ：２．０％以下（０％を含む）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものである。
　このサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤは、好ましくは、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（％）を［Ｎｉ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量量％）を［Ｍｏ］としたとき、下記数式１を満たす。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　更には、前述した各成分に加えて、ワイヤ全質量あたり、Ｃｕ：０．０７～０．４０％、Ｖ：０．０１９％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下及びＢ：０．００５０％以下の少なくとも1種を含有していてもよい。
　本発明によれば、化学成分組成と共に、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率を適切に制御したため、７８０ＭＰａ超の高強度であっても、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が実現できる。
溶接金属を作製するときの開先形状を示す概略説明図である。 引張試験を行ったときの試験片の形状を示す説明図である。 ＳＳＲＴ法で水素吸蔵量を測定するときの大型試験片の形状を示す説明図である。
　本発明者らは、例えば特許文献７の発明（以下、先願発明と呼ぶ）において、残留オーステナイト形態、酸化物形態を制御することで、ＳＳＲＴ試験により測定される耐水素脆化感受性を改善している。 
　しかしながら、先願発明では、想定する溶接方法が主としてＦＣＷを用いたガスシールドアーク溶接であり、且つ溶接時の入熱量を２．５ｋＪ／ｍｍ以下に制限していた。先願発明で溶接入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを超えると、所定の残留オーステナイト形態が得られず、ＳＳＲＴ試験で所定の特性が満足できなくなることが示されている。
　実際の施工例が多いサブマージアーク溶接のような高効率な溶接施工法においても、大型ＳＳＲＴ試験における耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が求められている。高効率なサブマージアーク溶接では、溶接入熱量が２．０ｋＪ／ｍｍ以上（好ましくは２．５ｋＪ／ｍｍ以上）となることが多い。このような入熱量の大きい溶接条件で得られる溶接金属であっても、大型ＳＳＲＴ試験で評価したときに優れた耐水素脆化感受性を示す様な溶接金属を実現するための手段を検討した。その結果、次のような知見が得られた。
　溶接入熱量が大きくなると、溶接時の冷却速度が低下するため、冷却途中での残留オーステナイトの分解が促進される。また、旧オーステナイト組織が粗大化するため、水素脆化感受性に対し一般に不利となる。これに対し、本発明者らは、溶接材料の化学成分組成を適切に制御すると共に、溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］（即ち、Ｃｒの含有量［Ｃｒ］とＭｎの含有量［Ｍｎ］の比）、およびＴｉ含有量を０．０４０％未満（０％を含む）に抑制した。このような制御を行うと、安定な残留オーステナイトが所定の形態で確保され、溶接入熱量が比較的大きい場合であっても、大型ＳＳＲＴ試験において優れた耐水素脆化感受性が得られることを見出した。
　本発明と先願発明との最大の相違は、溶接金属中のＴｉ含有量である。先願発明では、溶接金属中のＴｉの含有量を０．０４０～０．１５％とし、Ｔｉ酸化物起点の微細組織を発達させることで、残留オーステナイト粒子の個数密度を確保し、耐水素脆化感受性の改善を図っている。しかしながら、サブマージアーク溶接のような入熱量の大きい溶接では、溶接時の冷却速度が低下するため、旧オーステナイト粒界からのベイナイト（粒界ベイナイト）組織が主体となり、Ｔｉ酸化物起点の微細組織が十分に得られない。また、Ｔｉそのものはフェライト形成元素であり、残留オーステナイトの安定化に対しては不利な作用を有する。
　そこで本発明では、基本的には溶接金属中にＴｉを含まないものとし、或いは必要によってＴｉを含む場合であってもその含有量を０．０４０％未満とし、残留オーステナイトを安定化させる。その一方で、粒界ベイナイト組織微細化に対しては溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］を０．２０以上とすることで、残留オーステナイト粒子を多数分散させることに成功した。
　但し、先願発明と同等の残留オーステナイト量、残留オーステナイト粒子数を分散させるだけでは、入熱量が大きい場合の耐水素脆化感受性を確保することはできない。それは、前述のように、入熱量が大きい場合には、旧オーステナイト組織が粗大化し、耐水素脆化感受性に対し不利な影響を及ぼすためである（比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］の制御で微細化するのは旧オーステナイト粒内のベイナイト組織である）。
　これに対して、溶接金属中のＴｉ含有量を０．０４０％未満とすることで、個々の残留オーステナイト粒子が安定化し、入熱量が大きい場合であっても、優れた耐水素脆化感受性が得られるようになる。即ち、残留オーステナイトは、内部に水素をトラップすることで、耐水素脆化感受性の改善に寄与すると考えられるが、一部の残留オーステナイトは、ＳＳＲＴ試験中の引張りによってマルテンサイト変態を起こし、水素トラップ効果が失われる。Ｔｉ含有量を低減することで、残留オーステナイトが安定化し、ＳＳＲＴ試験中のマルテンサイト変態が抑制されるので、耐水素脆化感受性の改善がもたらされると考えられる。
　尚、フェライト形成元素であるＮｂは残留オーステナイト安定化の観点から不利な作用を有するため、本発明では不純物レベル（＜０．０１％）に制御され、積極的な添加は行わない。
　本明細書において「高強度」とは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ超のものを意味し、好ましくは、おおむね、８００～９８０ＭＰａのものを意味する。
　本明細書において「耐水素脆化感受性に優れた」とは、後記する実施例に記載の方法で耐水素脆化感受性を評価したとき、大型試験片を用いたときの破断伸びが２．０％超を満足するものを意味する。
　以下、本発明の構成要件を詳述する。
　上述したように本発明の溶接金属は、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．１８～２．００％、Ｍｎ：０．９０～２．５％、Ｎｉ：１．０～３．５％、Ｃｒ：０．３～２．０％、Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．０５０％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、円相当直径が０．１５μｍ以上の残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ２以上含有し、残留オーステナイト相の体積分率が、組織全体に対して４．３％以上であり、ＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が０．２０以上である点に特徴がある。
　まず、本発明の溶接金属を特徴付ける残留オーステナイトについて説明する。
　上述したように本発明では、溶接金属に存在する残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ２以上で、残留オーステナイト相の体積分率（組織全体に対する割合）を４．３％以上に制御している。本発明によれば、残留オーステナイト粒子が適切な個数密度で分散しているため、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られる。
　本発明では、溶接金属のなかでも特に原質部に存在する残留オーステナイトについて、上記の要件を規定している。溶接金属における残留オーステナイトは、溶接時の後パスの影響により分解するため、特に再熱部では測定箇所により残留オーステナイト量にバラツキが生じやすいのに対し、最終パスの原質部は、溶接時の後パスの熱影響を受けず、残留オーステナイト量を正確に評価しやすいためである。
　残留オーステナイトは、拡散性水素のトラップサイトとなるため、拡散性水素低減作用を有し、耐水素脆化感受性の向上に寄与する組織であることは既に報告されている。しかし、これまでは、専ら残留オーステナイトの量（全組織中の比率）が規定されているのみであって、その分散状態（個数密度）については何ら留意されていなかった。ところが本発明者らの検討結果によれば、残留オーステナイトの量だけをいくら制御しても、その分散状態を適切に制御しない限り、所望とする耐水素脆化感受性が得られないことが明らかになった（例えば、後記する実施例の表７の実験Ｎｏ．３９、４３を参照）。
　即ち、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属を得るためには、拡散性水素のトラップサイトとなる残留オーステナイトの量を確保すると共に、マトリクス組織の微細化により残留オーステナイト粒子の個数を高密度（具体的には、２５００個／ｍｍ２以上）に分散させることによって、拡散性水素のトラップ効果が最大限に発現され、耐水素脆化感受性が大幅に改善されることが判明した。例えば後記する実施例の表７の実験Ｎｏ．３９および実験Ｎｏ．４３は、いずれも残留オーステナイト粒子の体積分率が本発明で規定する４．３％以上の例であり、所定量の残留オーステナイトが存在する。しかしながら、所定の個数密度を有していない（分散状態が適切でない）ため、大型試験片を用いたときの耐水素脆化感受性が低下した。
　耐水素脆化感受性向上の観点からは、残留オーステナイト粒子の個数密度は大きい程よく、３０００個／ｍｍ２以上であることが好ましく、より好ましくは、３３００個／ｍｍ２以上である。尚、その上限は、耐水素脆化感受性向上の観点からは特に限定されないが、例えば７５００個／ｍｍ２以下であってもよい。
　また、耐水素脆化感受性向上の観点からは、全組織に占める残留オーステナイト相の体積分率は多い程よく、４．７％以上であることが好ましく、より好ましくは５．０％以上である。尚、その上限は、耐水素脆化感受性向上の観点からは特に限定されないが、過剰に存在すると降伏応力が低下することなどを考慮すると、例えば１０％以下、好ましくは９％以下、より好ましくは８％以下としてもよい。
　本発明は、溶接金属を構成する組織のうち、残留オーステナイト相の量（体積分率）および残留オーステナイト粒子の個数密度を制御したところに特徴があり、残留オーステナイト以外の組織は何ら限定するものでなく、溶接金属に通常含まれる組織であれば良い。具体的には、主体組織（全組織に対する体積分率で、５０％以上、好ましくは７０％以上、より好ましくは９０％以上となる組織）としてベイナイトを含み、その他に粒界フェライト、マルテンサイトなどを含んでいても良い。尚、上記ベイナイト、粒界フェライトおよびマルテンサイトは、いずれも「フェライト相」の一種であり、後述する方法（実施例）で測定される残留オーステナイト相の分率は、残留オーステナイト、ベイナイト、粒界フェライトおよびマルテンサイトの合計に対する割合となる。また、ベイナイト量は、光学顕微鏡を用いた組織観察により、おおよその面積分率として求められる。
　次に、本発明の溶接金属における化学成分組成について説明する。
［Ｃ：０．０２～０．１２％］ 
　Ｃは、溶接金属の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｃ含有量の下限を０．０２％以上とする。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなる（すなわち、耐水素脆化感受性が劣化する）ため、その上限を０．１２％以下とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１０％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
［Ｓｉ：０．１８～２．００％］
　Ｓｉは、固溶状態で存在することで炭化物形成を遅らせ、残留オーステナイトを安定化する作用を有する。Ｓｉ含有量が０．１８％未満であると、所定の残留オーステナイトを確保できず、上述した作用が有効に発揮されないため、Ｓｉ含有量の下限を０．１８％以上とする。好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．３５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、強度の著しい上昇により水素脆化感受性が高くなるため、上限を２．００％以下に規制する。好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
［Ｍｎ：０．９０～２．５％］
　Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｍｎ含有量の下限を０．９０％以上とする。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、強度の著しい上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を２．５％以下とする。好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
［Ｎｉ：１．０～３．５％］
　Ｎｉは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｎｉ含有量の下限を１．０％以上とする。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が３．５％を超えて過剰になると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．８％以下である。
［Ｃｒ：０．３～２．０％］
　Ｃｒは、粒界ベイナイト組織を微細化させることで、残留オーステナイト粒子の微細分散に寄与する元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｃｒ含有量の下限を０．３％以上とする。好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が２．０％を超えて過剰になると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
［Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）］
　Ａｌは脱酸元素として添加される。過剰に添加すると、ＡｌＮを形成することで強度の過大な上昇をもたらし、耐水素脆化感受性が劣化するため、上限を０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］ 
　Ｎは、不可避的に混入してくる元素の一つであり、工業的に０％とすることは困難である。Ｎは、溶接金属の強度向上に有効であるが、過剰に含有すると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなる。そのため、Ｎ含有量の上限は０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
［Ｏ：０．０５０％以下（０％を含まない）］ 
　Ｏは、溶接金属中に不可避的に含まれる元素であり、工業的に０％とすることは困難である。Ｏ含有量が０．０５０％を超えるとＳｉ酸化物が形成され、固溶Ｓｉが減少することで残留オーステナイト量が確保できなくなるため、その上限を０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
　本発明の溶接金属に含まれる基本成分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る。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やＳ等）が挙げられる。但し、一般に不純物は粒界に偏析することで粒界強度を低下させ、低温割れを助長するため、例えばＰ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含まない）に夫々抑制することが好ましい。
　本発明の溶接金属における基本成分は上記のとおりであるが、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ：０．９５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０％未満（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）等を含有しても良く、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。前記（ａ）、（ｂ）および（ｃ）に属する元素は、夫々単独で含有させてもよく、適宜組み合わせて含有してもよい。
［Ｍｏ：０．９５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０％未満（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
　Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＣｕは、溶接金属の強度向上元素として有用であり、単独で含有しても良いし、２種以上を併用しても良い。このうちＭｏは、強度確保に有効な元素であるが、過剰に含有させると強度の過大な上昇をもたらし、耐水素脆化感受性が劣化する。そのため、上限を０．９５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．８５％以下であり、更に好ましくは０．５０％以下である。強度向上の効果を得るためのＭｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。
　Ｔｉは、強度向上に有効であるが、残留オーステナイトを不安定にさせる作用を有するため、Ｔｉ含有量が過剰になると、大型ＳＳＲＴ試験の際に、残留オーステナイトが応力誘起変態によりマルテンサイト化し、良好な耐水素脆化感受性が確保できなくなる。こうした観点から、Ｔｉ含有量は０．０４０％未満であることが好ましい。より好ましくは０．０３５％以下、更に好ましくは０．０３０％以下である。強度向上の効果を得るためのＴｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。
　ＶおよびＣｕは、溶接金属の強度向上元素として有用であり、こうした効果を発揮させるための好ましい下限は、Ｖで０．０２％以上、Ｃｕで０．０５％以上である。但し、これらの元素の含有量が過剰になると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなる。そのため、各元素量の上限について、Ｖで０．６０％以下(より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．４０％以下)、Ｃｕで１．０％以下（より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．２％以下）に、夫々抑制することが好ましい。
［Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）］
　Ｚｒは、強脱酸元素であり、固溶Ｓｉ増加による残留オーステナイト増加を促進する作用がある。このような作用を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．０１０％以上である。但し、Ｚｒ含有量が過剰になると、酸化物起点の粒内変態が減少し、組織粗大化により水素脆化感受性が高くなる。そのため、Ｚｒ含有量の上限は０．１０％以下（より好ましくは０．０５０％以下）に抑制することが好ましい。
［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
　Ｂは、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制することで強度の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ含有量の下限を０．００１０％以上とすることが好ましい。但し、Ｂ含有量が過剰になると、強度が著しく上昇し、水素脆化感受性が高くなるため、その上限を０．００５０％以下（より好ましくは０．００３０％以下）に抑制することが好ましい。
［比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］：０．２０以上］
　ＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］を０．２０以上に制御することで、旧オーステナイト粒界からのベイナイト組織が微細化され、残留オーステナイト粒子の高密度分散が可能となる。好ましくは０．２５以上、より好ましくは０．４０以上である。
　次に、本発明の溶接金属を作製する方法について説明する。
　本発明の溶接金属を作製するための溶接方法は限定されないが、入熱量が大きく施工効率の良好なサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）が好ましい。ＳＡＷにおいて、所定の残留オーステナイト形態を満足する溶接金属を得るために、下記に示すワイヤやフラックスを用いる。
　また、溶接時の入熱量も影響し、２．０ｋＪ／ｍｍ以上、３．０ｋＪ／ｍｍ以下とすることが好ましい。溶接時の入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍを超えると、溶接時の冷却速度が低下し、残留オーステナイトの分解が促進される。その結果、所望の残留オーステナイト粒子（個数密度および体積分率）が得られない。より好ましくは２．８ｋＪ／ｍｍ以下である。入熱量は小さい程良いが、施工効率の観点から、２．０ｋＪ／ｍｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは２．５ｋＪ／ｍｍ以上である。
　ワイヤとして、ワイヤ全質量あたり、Ｃ：０．０７～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．６０％、Ｍｎ：１．３０～３．２０％、Ｎｉ：１．００～３．７０％、Ｃｒ：０．３～２．２％、Ｍｏ：２．０％以下（０％を含む）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものを用いる。
　好ましくは、Ｃ：０．０８～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：１．５０～３．００％、Ｎｉ：１．００～１．９５％、Ｃｒ：０．５～１．５％、Ｍｏ：０．１０～０．４５％を含有すると共に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるワイヤである。
［Ｃ：０．０７～０．２０％］ 
　Ｃは、溶接金属の強度を確保するために欠くことのできない元素である。ただし、Ｃ含有量が０．０７％未満であると、溶接金属の強度が不足したり、靭性を安定化させる効果が不足する。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、強度が過剰となり、溶接金属の低温靭性が劣化する。よって、Ｃ含有量は、０．０７～０．２０％とする。
　なお、溶接金属の強度向上及び靭性安定化の観点から、Ｃ含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、低温靭性向上の観点からは、Ｃ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
［Ｓｉ：０．０５～１．６０％］
　Ｓｉは、溶接金属中に固溶状態で存在することで、炭化物形成を遅らせ、残留オーステナイトを安定化させる作用がある。ただし、Ｓｉ含有量が０．０５％未満の場合、脱酸不足により、溶接金属の強度及び靭性が低下する。また、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、マトリックス中のフェライトが脆化して、溶接金属の低温靭性が低下する。よって、Ｓｉ含有量は、０．０５～１．６０％とする。なお、溶接金属の低温靭性向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．５％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることがより好ましい。
［Ｍｎ：１．３０～３．２０％］
　Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素である。ただし、Ｍｎ含有量が１．３０％未満の場合、溶接金属の強度が不足し、低温靭性も劣化する。また、Ｍｎ含有量が３．２０％を超えると、強度及び焼き入れ性が過多となり、低温靭性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は、１．３０～３．２０％とする。
　なお、溶接金属の強度及び靭性の向上の観点から、Ｍｎ含有量は１．５０％以上、特に１．８０％以上とすることが好ましく、低温靭性向上の観点からは、Ｍｎ含有量は３．００％以下、特に２．４０％以下とすることが好ましい。
［Ｎｉ：１．００～３．７０％］
　Ｎｉは、溶接金属の強度及び靭性を確保すると上で必要な元素である。ただし、Ｎｉ含有量が１．００％未満の場合、溶接金属の強度及び靭性を向上させる効果が不十分となり、また、必要な残留オーステナイト量が得られず、耐水素脆化感受性が劣化する。一方、Ｎｉ含有量が３．７０％を超えると、低温靭性が劣化する。よって、Ｎｉ含有量は、１．００～３．７０％とする。
　なお、溶接金属の強度及び靭性の向上の観点から、Ｎｉ含有量は１．６０％以上とすることが好ましく、低温靭性向上の観点からは、Ｎｉ含有量は１．９５％以下、特に１．９０％以下とすることが好ましい。
［Ｃｒ：０．３～２．２％］
　Ｃｒは、粒界ベイナイト組織を微細化させることで、残留オーステナイト粒子の微細化に寄与する元素である。Ｃｒ含有量が０．３％未満の場合、溶接金属の焼入れ性が大幅に低下し、変態温度が上がって、強度及び低温靭性が共に低下する。Ｃｒ含有量が２．２％を超えると、残留オーステナイトの生成が抑制されて、必要な残留オーステナイト量を得られず、溶接金属の耐水素脆化感受性が劣化する。よって、Ｃｒ含有量は、０．３～２．２％とする。
　なお、強度及び低温靭性の向上の観点から、Ｃｒ含有量は０．５％以上、特に０．９％以上とすることが好ましく、溶接金属の耐水素脆化感受性改善の観点からは、Ｃｒ含有量は１．５％以下、特に１．２％以下とすることが好ましい。
［Ｍｏ：２．０％以下（０％を含む）］
　Ｍｏは、溶接金属中の強度向上に有用な元素である。ただし、Ｍｏ含有量が２．０％を超えると、残留オーステナイトの生成が抑制され、必要な残留オーステナイト量を得られず、溶接金属の耐水素脆化感受性が劣化する。よって、Ｍｏ含有量は、２．０％以下とする。
　なお、強度及び低温靭性の向上の観点から、Ｍｏ含有量は０．１０％以上、特に０．２０％以上とすることが好ましく、溶接金属の耐水素脆化感受性改善の観点からは、Ｍｏ含有量は０．４５％以下、特に０．４０％以下とすることが好ましい。
　上記以外にも、下記を満足することがより好ましい。
［Ｐ：０．０１５％以下］ 
　Ｐは、溶接金属の低温靭性を著しく低下させる。具体的には、Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、溶接金属の低温靭性が不足する。よって、Ｐ含有量は、０．０１５％以下に規制する。なお、低温靭性向上の観点から、Ｐ含有量は０．０１０％以下に規制することが好ましい。
［Ｓ：０．０１５％以下］ 
　Ｓは、溶接金属の低温靭性を著しく低下させる。具体的には、Ｓ含有量が０．０１５％を超えると、低温靭性が不足する。よって、Ｓ含有量は、０．０１５％以下に規制する。なお、低温靭性向上の観点から、Ｓ含有量は、０．００７％以下に規制することが好ましい。
［（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）：１．４～４．０］ 
　前述した各成分の組成により、溶接金属の低温靭性及び耐水素脆化感受性の両方を確保することができるが、本発明者は、更に、Ｃｒ及びＭｎの総含有量とＭｎ及びＮｉの総含有量との比（＝（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］））を特定の範囲にすることにより、低温靭性及び耐水素脆化感受性を向上できることを見出した。
　具体的には、（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）を１．４～４．０の範囲にすると、溶接金属中における残留オーステナイトの生成を促進し、マトリックスの強化及び変態温度の制御による組織の微細化を実現すると共に、強度のバランスをとることができる。これにより、溶接金属の低温靭性及び耐水素脆化感受性を大幅に向上させることができる。
　更には、下記成分を含有させてもよい。
［Ｃｕ：０．０７～０．４０％］
　Ｃｕは、溶接金属の強度及び低温靭性に対する寄与が小さく、ワイヤ本体に積極的には添加する必要はないが、ワイヤ表面にＣｕめっきを施すと、防錆に大きな効果がある。ただし、Ｃｕ含有量が０．０７％未満の場合、防錆効果が小さく、また、Ｃｕ含有量が０．４０％を超えると、ワイヤ送給性が低下する。そこで、本実施形態のソリッドワイヤでは、Ｃｕめっきなどを施す場合は、Ｃｕ含有量を０．０７～０．４０％とすることが好ましい。 
［Ｖ：０．０１９質量％以下］ 
　Ｖは、析出強化により、少量の添加で強度、特に耐力を上昇させる元素であるため、必要に応じて添加することができる。ただし、Ｖ含有量が０．０１９％を超えると、溶接金属の強度が上昇し、低温靭性が低下すると共に、残留オーステナイトの生成を阻害するため、必要な残留オーステナイト量が得られず耐水素脆化感受性が劣化する。よって、Ｖを添加する場合は、０．０１９％以下とする。
［Ｚｒ：０．０５０％以下］
　Ｚｒは、Ｖと同様に、析出強化により、少量の添加で強度、特に耐力を上昇させる元素であるため、必要に応じて添加することができる。ただし、Ｚｒ含有量が０．０５０％を超えると、溶接金属の強度が上昇し、低温靭性が低下すると共に、残留オーステナイトの生成を阻害するため、必要な残留オーステナイト量が得られず、耐水素脆化感受性が劣化する。よって、Ｚｒを添加する場合は、０．０５０％以下とする。
［Ｔｉ：０．０１０％以下］
　Ｔｉは、Ｖ及びＺｒと同様に、析出強化により、少量の添加で強度、特に耐力を上昇させる元素であるため、必要に応じて添加することができる。ただし、Ｔｉ含有量が０．０１０％を超えると、溶接金属の強度が上昇し、低温靭性が低下すると共に、残留オーステナイトの生成を阻害するため、必要な残留オーステナイト量が得られず耐水素脆化感受性が劣化する。よって、Ｔｉを添加する場合は、０．０１０％以下とする。
［Ｂ：０．００５０％以下］
　Ｂは、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制し、溶接金属の強度を向上させる効果がある。ただし、Ｂ含有量が０．００５０質量％を超えると、溶接金属の強度が著しく上昇し、耐水素脆化感受性が劣化する。よって、Ｂを添加する場合は、０．００５０％以下とする。
［残部］
　本実施形態のソリッドワイヤにおける残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。なお、本実施形態のソリッドワイヤにおける不可避的不純物としては、Ｏ、Ｎ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｃａ及びＭｇなどがある。
　また、上記のソリッドワイヤは、焼結型フラックスと組み合わせて使用することが好ましい。フラックスの組成は、特に限定されるものではないが、例えば、フラックス全質量あたり、ＭｇＯ：２５～３５％、Ａｌ２Ｏ３：１０～２０％、ＣａＦ２：１２～２２％、ＳｉＯ２：８～１８％、金属炭酸塩（ＣＯ２換算値）：３～９％、ＣａＯ：１０～１５％、金属Ｓｉ：１～４％を含有するものを使用することができる。 
＜ＭｇＯ：２５～３５％＞ 
　ＭｇＯは、フラックスの塩基度を高めると共に、脱酸剤として溶接金属中の酸素を抑える作用があるため、酸素低減に効果があり、更に、スラグの耐火性も高まる。ただし、フラックスのＭｇＯ含有量が２５％未満の場合、この作用が発揮されない。また、ＭｇＯ含有量が３５％を超えるフラックスを用いると、スラグの剥離及びビード外観が劣化することがある。よって、フラックスのＭｇＯ含有量は、２５～３５％であることが好ましい。
＜Ａｌ２Ｏ３：１０～２０％＞
　Ａｌ２Ｏ３は、スラグ形成剤として作用し、ビードのスラグ剥離性を確保する効果がある。また、Ａｌ２Ｏ３は、アークの集中性及び安定性を高める働きもある。しかしながら、フラックスのＡｌ２Ｏ３含有量が１０％未満の場合、スラグ剥離性が劣化して、アークが不安定となり、溶接困難になることがある。また、フラックスのＡｌ２Ｏ３含有量が２０％を超えると、溶接金属中の酸素が増加し、靭性が劣化することがある。よって、フラックスのＡｌ２Ｏ３含有量は、１０～２０％であることが好ましい。
＜ＣａＦ２：１２～２２％＞
　ＣａＦ２は、一般的に知られている生成スラグの融点を調整するという作用に加えて、溶接金属中の酸素を低減させる効果も有する。しかしながら、フラックスのＣａＦ２含有量が１２％未満の場合、これらの効果が得られず、またフラックスのＣａＦ２含有量が２２％を超えると、アークが不安定になり、ビード外観が劣化し、またビード上にポックマークが発生することがある。よって、フラックスのＣａＦ２含有量は、１２～２２％であることが好ましい。
＜ＳｉＯ２：８～１８％＞
　ＳｉＯ２は、スラグ形成剤としてビード外観及びビード形状を整える作用がある。しかしながら、フラックスのＳｉＯ２含有量が８％未満の場合、この効果が発揮されず、またフラックスのＳｉＯ２含有量が１８％を超えると、溶接金属中の酸素が増加して、靭性が劣化することがある。よって、フラックスのＳｉＯ２含有量は、８～１８％であることが好ましい。
＜金属炭酸塩（ＣＯ２換算値）：３～９％＞
　金属炭酸塩は、溶接熱によりガス化し、アーク雰囲気中の水蒸気分圧を下げて、溶接金属中の拡散性水素量を低下させるアークのシールド効果を有する。しかしながら、フラックスの金属炭酸塩含有量が、ＣＯ２換算で、３％未満の場合、この効果が得られない。
　一方、フラックスの金属炭酸塩含有量が、ＣＯ２換算で、９％を超えると、スラグの剥離性が劣化し、ビード上にポックマークが発生して作業性が不良になることがある。よって、フラックスの金属炭酸塩含有量は、ＣＯ２換算で、３～９％であることが好ましい。ここで、フラックスに添加される金属炭酸塩としては、ＣaＣＯ３やＢaＣＯ３などが挙げられる。
＜ＣａＯ：１０～１５％＞
　ＣａＯは、フラックスの塩基度を高め、溶接金属中の酸素低減に効果がある。しかしながら、フラックスのＣａＯ含有量が１０％未満の場合、この効果は発揮されない。また、フラックスのＣａＯ含有量が１５％を超えると、アーク安定性及びビード外観が劣化する。よって、フラックスのＣａＯは、１０～１５％であることが好ましい。
＜金属Ｓｉ：１～４％＞
　金属Ｓｉは、溶接金属中の酸素量を抑える脱酸効果を有している。しかしながら、フラックスの金属Ｓｉ含有量が１％未満の場合、この効果が得られない。また、フラックスの金属Ｓｉ含有量が４％を超えると、脱酸効果が向上せず、溶接金属のビード形状が劣化すると共に強度が上がり、靭性が低下する。よって、金属Ｓｉ含有量は１～４％であることが好ましい。ここで、金属Ｓｉは、Ｆｅ－Ｓｉ、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｎ合金などの形態で、フラックスに添加される。
＜その他の成分＞
　フラックスにおける上記以外の成分は、金属炭酸塩におけるＣＯ２換算値以外の成分、アルカリ金属酸化物及び不可避的不純物などである。
　以上詳述したソリッドワイヤでは、残留オーステナイトを制御し、溶接金属の耐水素脆化感受性及び低温靭性を向上させることができる。
　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趣旨ではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適宜改変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。
実施例１
　下記表１に示す化学成分組成のフラックス（Ｆ１～Ｆ９）、および下記表２、３に示す化学成分組成のワイヤ（Ｗ１～Ｗ５２）を組み合わせて用い、下記の（Ａ）溶接条件で溶接金属を作製した。表２、３の欄において「－」とは、無添加（含有せず）を意味する。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（Ａ）溶接条件 
溶接方法：サブマージアーク溶接（ＳＡＷ） 
ワイヤ径：４．０ｍｍφ
溶接母材：８０キロ級厚鋼板（板厚：３２ｍｍ） 
開先形状：開先角が３０°となるＶ形開先で、ルート間隔を１３ｍｍとして裏当て材を使用（図１参照） 
極性：ＤＣＥＰ（直流逆極性） 
入熱条件（電流－電圧－速度）： 
（ア）５００Ａ－２９Ｖ－４０ｃｐｍ（２．２ｋＪ／ｍｍ） 
（イ）５５０Ａ－３０Ｖ－４０ｃｐｍ（２．５ｋＪ／ｍｍ） 
（ウ）５５０Ａ－３０Ｖ－３６ｃｐｍ（２．８ｋＪ／ｍｍ） 
（エ）５８０Ａ－３２Ｖ－３６ｃｐｍ（３．１ｋＪ／ｍｍ） 
積層法：９層１９パス 
予熱－パス間温度：１４０～１６０℃ 
　得られた溶接金属の化学成分組成を、用いたフラックス（表１）および溶接ワイヤ（表２、３）と共に、下記表４、５に示す。作製した各溶接金属について各種性能（引張強度、残留オーステナイト粒子の個数密度、残留オーステナイト粒子の体積分率、耐水素脆化感受性）を、下記（１）、（２）、（３）、（４）のようにして評価した。
（１）引張強度ＴＳの評価 
　得られた溶接金属の中央部より、溶接方向に平行に図２に示す引張試験片を採取し、ＪＩＳ－Ｚ２２４１に準拠して引張試験を実施した。そして引張強度ＴＳが７８０ＭＰａを超えるものを合格とした。
（２）残留オーステナイト粒子の個数密度の測定 
　得られた溶接金属の最終パス原質部を鏡面研磨し、レペラ試薬で腐食させ、光学顕微鏡にて１０００倍の画像を２視野撮影した。残留オーステナイト粒子の白い腐食コントラストを、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により解析し、円相当直径が０．１５μｍ以上の大きさの残留オーステナイト粒子の個数密度を算出した。
（３）残留オーステナイト相の体積分率の測定 
　得られた溶接金属の最終パス原質部について、その表面を電解研磨し、リガク社製の二次微小部Ｘ線回折装置（「ＲＩＮＴ－ＲＡＰＩＤＩＩ」）にてＸ線回折測定を実施した。フェライト相の（１１０）、（２００）、（２１１）、（２２０）の各格子面のピーク、および残留オーステナイト相の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）の各格子面のピークについて、各ピークの積分強度比に基づき、残留オーステナイト相の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）の体積分率をそれぞれ算出し、これらの平均値（算術平均）を求め、これを「残留オーステナイト相の体積分率」とした。 
（４）大型ＳＳＲＴ試験片を用いた耐水素脆化感受性の評価 
　得られた溶接金属の中央部より、溶接方向に平行に図３に示す大型試験片を採取し、下記条件（Ｂ）で水素チャージを行なった。 
（Ｂ）水素チャージ条件 
水溶液：１Ｌ中にＮａＣｌ（３０ｇ）とＫＳＣＮ（１ｇ）を溶解した溶液 
電流密度：０．１Ａ／ｄｍ２ 
チャージ時間：１００時間 
　上記（Ｂ）条件下で、上記の大型試験片に水素チャージを行った後、水素逃散を防ぐための亜鉛めっきを、下記（Ｃ）めっき条件に従って実施した。
（Ｃ）めっき条件
水溶液：１Ｌ中に、ＺｎＳＯ４・７Ｈ２Ｏ（３５０ｇ）、９７％のＨ２ＳＯ４（２０．６ｇ）およびＮａ２ＳＯ4（６０ｇ）を溶解した溶液
浴温：６０℃
電流密度：５０Ａ／ｄｍ２
めっき時間：３分
　めっきした試験片に対して、クロスヘッド速度：３．０×１０－２ｍｍ／分（歪速度：６．９４×１０－６／秒）でＳＳＲＴ試験を実施し、試験片の破断伸びが２．０％を超えるものを、大型試験片での耐水素脆化感受性に優れると評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　これらの結果を、下記表６、７に示す（実験Ｎｏ．１～５２）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　これらの結果から、以下のように考察することができる。 
　表６の実験Ｎｏ．１～２６および表７の実験Ｎｏ．２７～３３は、本発明で規定する要件を満足する例であり、７８０ＭＰａ超の高強度であっても、大型試験片での耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られた。詳細には、表１～３に示す適切な溶接材料（フラックス、溶接ワイヤ）を用い、適切な入熱条件［（ア）～（ウ）］にて溶接を行なったため、溶接金属の化学成分組成、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率が全て適切に制御された結果、所望の特性を兼ね備えた溶接金属が得られた。
　これに対し、表７の実験Ｎｏ．３４～５２は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、所望とする特性が得られなかった。 
　まず実験Ｎｏ．３４は、適切なフラックスＦ１を用いたが、入熱量が多い入熱条件（エ）で溶接した例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。
　実験Ｎｏ．３５は、ＳｉＯ２量が少ないフラックスＦ６を用いた例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性も低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＣ含有量が低くなっており、引張強度が低下している。
　実験Ｎｏ．３６は、ＳｉＯ２量が多いフラックスＦ７を用いた例である。その結果、溶接金属のＳｉ含有量が多くなり、強度が著しく上昇して大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＭｎ含有量が多くなっており、引張強度が著しく上昇している。
　実験Ｎｏ．３７は、金属Ｓｉ量が少ないフラックスＦ８を用いた例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性も低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＭｎ含有量が少なくなっており、引張強度が低下している。
　実験Ｎｏ．３８は、金属Ｓｉ量が多いフラックスＦ９を用いた例である。その結果、溶接金属中のＳｉ含有量が多くなり、強度が著しく上昇して大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＮｉ含有量が多くなっており、引張強度が著しく上昇している。
　実験Ｎｏ．３９は、溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が小さくなっている例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＣ含有量が多くなっており、引張強度が著しく上昇している。
　実験Ｎｏ．４０は、溶接金属中のＳｉ含有量が少ない例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト相の体積分率が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．４１は、溶接金属中のＳｉ含有量が多い例である。その結果、引張強度が著しく上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。
　実験Ｎｏ．４２は、溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が小さくなっている例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。また、溶接金属中のＯ含有量が多くなっており、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、こうした点からも大型試験片での耐水素脆化感受性が低下している。更に、溶接金属中のＮｉ含有量がすくなくなっており、引張強度が低下している。
　実験Ｎｏ．４３は、溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が小さくなっている例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。
　実験Ｎｏ．４４は、溶接金属中のＣｒ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．４５は、溶接金属中のＭｏ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。
　実験Ｎｏ．４６は、溶接金属中のＡｌ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．４７は、溶接金属中のＮ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。
　実験Ｎｏ．４８は、溶接金属中のＴｉ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。Ｎｏ．４９は、溶接金属中のＶ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。
　実験Ｎｏ．５０は、溶接金属中のＣｕ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．５１は、溶接金属中のＺｒ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．５２は、溶接金属中のＢ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。
実施例２
　ここでは、好ましいワイヤ組成の検証を行った。
　下記表８に示す成分組成で実施例及び比較例のソリッドワイヤ（ワイヤ径４．０ｍｍ）を作製し、性能確認試験を実施した。なお、下記表８に示すＷ１０１～Ｗ１１３のワイヤが好ましい範囲内の実施例であり、Ｗ１１４～Ｗ１２４のワイヤが好ましい範囲から外れる比較例である。また、下記表８に示すワイヤの成分組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
＜全溶着金属溶接＞
　実施例及び比較例の各ソリッドワイヤと、下記表９に示す焼結型フラックス（IIW塩基度ＢＬ＝３．５）とを用いて、下記表１０に示す組成の引張強さ７８０ＭＰａ級鋼板を母材とし、下記表１１に示す条件にて溶接を行った。なお、下記表１０に示す鋼板の成分組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　そして、得られた溶接金属について、下記の方法により、その機械的性質及び残留オーステナイト相の体積分率を測定すると共に、耐水素脆化感受性を評価した。 
＜引張試験＞
　溶接金属中央で板厚中央の位置から、ＪＩＳ　Ｚ３１１１のＡ１号試験片を採取し、この試験片を用いて、試験温度を室温（２０～２３℃）とし、引張試験を行った。その結果、引張強さが７７０ＭＰａ以上のものを合格とした。
＜衝撃試験＞
　溶接金属中央で板厚中央の位置から、ＪＩＳ　Ｚ３１１１のＶノッチ試験片を採取し、この試験片を用いて、試験温度を－６０℃として、衝撃試験を行った。その結果、－６０℃の吸収エネルギーが平均４７J以上であったものを合格とした。
＜残留オーステナイト相の体積分率＞
　溶接金属の最終パス原質部について、その表面を電解研磨し、リガク社製の二次微小部Ｘ線回折装置 ＲＩＮＴ－ＲＡＰＩＤＩＩによりＸ線回折測定を実施した。その結果から、フェライト相の（１１０）、(２００)、(２１１)、(２２０)の各格子面のピーク及び残留オーステナイト相の（１１１）、(２００)、(２２０)、(３１１)の各格子面のピークについて、各ピークの積分強度比に基づき、残留オーステナイト相の(１１１)、(２００)、(２２０)、(３１１)の体積分率をそれぞれ算出した。そして、これらの平均値（算術平均）を求め、これを「残留オーステナイト相の体積分率」とした。 
＜耐水素脆化感受性＞ 
　溶接金属の中央部から、溶接方向に平行にＪＩＳ　Ｚ３１１１のＡ０号試験片を採取し、下記（Ａ）に示す条件で水素チャージを行った後、水素の逃散を防ぐために下記（Ｂ）に示す条件で亜鉛めっきを施した。この試験片を用いて、クロスヘッド速度を３．０×１０－２ｍｍ／分（歪速度：６．９４×１０－６／秒)としてＳＳＲＴ試験（低歪速度引張試験）を実施した。その結果、試験片の破断伸びが２．０％を超えたものを、「耐水素脆化感受性に優れる」と評価した。
（Ａ）水素チャージ条件
・処理溶液：水１Ｌ中にＮａＣｌ：３０ｇとＫＳＣＮ：１ｇとを溶解した水溶液
・電流密度：０．１Ａ／ｄｍ２
・チャージ時間：１００時間 
（Ｂ）めっき条件
・めっき液：水１Ｌ中にＺｎＳＯ４・７Ｈ２Ｏ：３５０ｇ、９７体積％のＨ２ＳＯ４：２０．６ｇ及びＮａ２ＳＯ４：６０ｇを溶解した水溶液
・浴温：６０℃
・電流密度：５０Ａ／ｄｍ２
・めっき時間：３分間 
　以上の評価結果を下記表１２にまとめて示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　上記表１２に示すように、Ｃ含有量が好ましい範囲に満たないＷ１１４のワイヤを使用した比較例１は、溶接金属の低温靭性が低下し、引張強さも低かった。また、Ｃ含有量が好ましい範囲を超えているＷ１１８のワイヤを使用した比較例５も、溶接金属の低温靭性が著しく低下し、更に、耐水素脆化感受性も劣っていた。
　Ｓｉを含有せず、更にＣｒ含有量が好ましい範囲を超えているＷ１１５のワイヤを使用した比較例２は、低温靭性及び引張強さが低下し、更に、耐水素脆化感受性も劣っていた。同様に、Ｓｉ含有量が好ましい範囲を超えているＷ１２０のワイヤを使用した比較例７も、溶接金属の低温靭性が低下し、更に、耐水素脆化感受性も劣っていた。
　Ｍｎ含有量が好ましい範囲未満で、Ｍｏ含有量が好ましい範囲を超えているＷ１１６のワイヤを使用した比較例３は、溶接金属の耐水素脆化感受性が劣っていた。一方、Ｍｎ含有量が好ましい範囲を超えているＷ１１９のワイヤを使用した比較例６は、溶接金属の低温靭性が劣っていた。
　また、Ｐ含有量が好ましい範囲を超えているＷ１１７のワイヤを使用した比較例４は、溶接金属の低温靭性が著しく低下した。Ｓ含有量が好ましい範囲を超えているＷ１２１のワイヤを使用した比較例８は、溶接金属の低温靭性が著しく低下し、更に、耐水素脆化感受性も劣っていた。
　Ｎｉ含有量が好ましい範囲に満たないＷ１２２のワイヤを使用した比較例９は、溶接金属の低温靭性が低下した。一方、Ｎｉ含有量が好ましい範囲を超えているＷ１２４のワイヤを使用した比較例１１は、溶接金属の低温靭性が低下した。Ｃｒを含有しないＷ１２３のワイヤを使用した比較例１０は、溶接金属の低温靭性が低下し、引張強さも低かった。
　これに対して、好ましい範囲内で作製したＷ１０１～Ｗ１１３のワイヤを使用した実施例１～１３は、低温靭性及び耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られた。
　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、２０１３年１月１１日出願の日本特許出願（特願２０１３－００４０７４）、２０１３年１０月３１日出願の日本特許出願（特願２０１３－２２６４３８）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、各種溶接構造物に適用可能であり、耐水素脆化感受性に優れる溶接金属を提供する。
 
 

Claims (6)

  1. 　Ｃ　：０．０２～０．１２％（「質量％」の意味。化学成分組成について、以下同じ）、
    　Ｓｉ：０．１８～２．００％、
    　Ｍｎ：０．９０～２．５％、
    　Ｎｉ：１．０～３．５％、
    　Ｃｒ：０．３～２．０％、
    　Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
    　Ｎ　：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
    　Ｏ　：０．０５０％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
    残部が鉄および不可避的不純物からなり、 
    　円相当直径が０．１５μｍ以上の残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ２以上含有し、残留オーステナイト相の体積分率が、組織全体に対して４．３％以上であり、 
    　ＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が０．２０以上であることを特徴とする耐水素脆化感受性に優れた溶接金属。
  2. 　更に、Ｍｏ：０．９５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０％未満（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）及びＢ：０．００５０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有する請求項１に記載の溶接金属。
  3. 　サブマージアーク溶接によって形成されたものである請求項１または２に記載の溶接金属。
  4. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ｃ　：０．０７～０．２０％、 
    　Ｓｉ：０．０５～１．６０％、 
    　Ｍｎ：１．３０～３．２０％、 
    　Ｎｉ：１．００～３．７０％、 
    　Ｃｒ：０．３～２．２％、 
    　Ｍｏ：２．０％以下（０％を含む）
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤ。
  5. 　Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（％）を［Ｎｉ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記数式（Ａ）を満たす請求項４に記載のサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤ。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  6. 　更に、Ｃｕ：０．０７～０．４０％、Ｖ：０．０１９％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下及びＢ：０．００５０％以下の少なくとも1種を含有する請求項４または５に記載のサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤ。
     
     
     
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