(57)【要約】      （修正有）【課題】  高温強度を確保しつつ、靭性（特に低温靭性）を更に改善すると共に、耐ＳＲ割れ性をも改善した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属を提供する。【解決手段】  溶着金属は、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．３％、Ｃｒ：０．８〜３．２５％、Ｍｏ：２％以下（０％を含む）、Ｖ：０．３０〜１．０％およびＮ：０．０３％以下を夫々含有すると共に、Ａｌ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０３％以下およびＮｉ：０．４０％以下に夫々抑制し、更にＭｎの含有量［Ｍｎ］とＮｉの含有量［Ｎｉ］の合計（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）が１．２％以下であり、残部鉄Ｆｅおよび不可避不純物からなり、且つ所定の関係式で定義されるＥＶがＥＶ≧０．００を満足すると共に、６２５℃の温度で１０時間の応力除去焼鈍を施した後の溶着金属原質部に存在する円相当直径：０．２μｍ以上の炭化物が１．０個／μｍ2以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
アーク溶接法によって形成される溶着金属であって、Ｃ：０．０２〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．３％、Ｃｒ：０．８〜３．２５％、Ｍｏ：２％以下（０％を含む）、Ｖ：０．３０〜１．０％およびＮ：０．０３％以下を夫々含有すると共に、Ａｌ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０３％以下およびＮｉ：０．４０％以下に夫々抑制し、更にＭｎの含有量［Ｍｎ］とＮｉの含有量［Ｎｉ］の合計（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）が１．２％以下であり、残部鉄Ｆｅおよび不可避不純物からなり、不可避不純物のうちＰ，Ｓ，Ｓｎ，ＡｓおよびＳｂについては夫々０．０１％以下、Ｏについては０．０４０％以下に抑制し、且つ下記（１）式で定義されるＥＶがＥＶ≧０．００を満足すると共に、６２５℃の温度で１０時間の応力除去焼鈍を施した後の溶着金属原質部に存在する円相当直径：０．２μｍ以上の炭化物が１．０個／μｍ2以下であることを特徴とする低温靭性および耐ＳＲ割れ性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属。
ＥＶ＝[V]-([C]/12+[N]/14)×50.9  …（１）
但し、[V],[C]および[N]は、夫々Ｖ，ＣおよびＮの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
更に、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＴａ：０．１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属。
【請求項３】
更に、Ｗ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：２．０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属。
【請求項４】
更に、Ｂ：０．０１５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼（Ｃｒ：２．０〜３．２５％、Ｍｏ：０．９〜１．２％、Ｖ：０．２〜０．３５％）のような高強度鋼材の溶接に使用される溶着金属に関するものであり、特に寒冷地で使用され、低温靭性が要求される鋼材に適用できる溶着金属をアーク溶接法によって形成する技術に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ボイラーや化学反応容器等の構造物の素材としては、高温高圧環境下で使用されることを考慮して、ＣｒやＭｏを含み耐熱性や耐圧性等の要求特性の優れた上記Ｃｒ−Ｍｏ鋼が使用されている。また、上記の様な用途に使用される場合には、Ｃｒ−Ｍｏ鋼には高温強度（特に、高温クリープ強度）と共に靭性に優れていることも要求される。
【０００３】
上記のような各種構造物は、各種のアーク溶接法によって構築されることになるが、特に大型厚肉のものでは、溶接効率の良いサブマージアーク溶接法が一般的に採用されている。近時、設備の高効率操業を図るために、操業条件がより一層高温高圧化される傾向にあるので、従来鋼を使用する場合には、更に一層溶接構造物が厚肉となり、材料コストや製造費が大幅に増大して実用的でなくなる。従って、高温高圧条件下においても構造物の厚肉を抑制するために、Ｖを添加した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼が開発されている。
【０００４】
一方、上記のような鋼材を溶接母材として溶接した場合には、形成される溶着金属についても、室温および高温強度、靭性、クリープ強度、耐焼戻し脆化性特性（高温環境での使用中に脆化が少ないこと）、および耐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、従来よりも優れたものが要求されてきている。特に、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼の溶接構造物に対しては、析出時効による粒界割れ、いわゆるＳＲ割れの発生が大きな問題となっており、こうした特性（耐ＳＲ割れ性）に優れていることが重要な課題である。
【０００５】
ところで、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼溶接構造物の溶着金属に要求される特性において、特にＳＲ処理後の靭性および耐焼戻し脆化特性に対しては、溶着金属を低酸素化することによって改善されることが知られている。例えば、特許文献１には、溶着金属中のＳｉ含有量を０．１０％以上とすることによって酸素量を低下させ、溶着金属の靭性を向上させることが開示されている。
【０００６】
一方、特許文献２には、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属中の酸素含有量を多くすると、粒界に沿って緻密な組織が析出して粒界面積が増加し、低酸素溶着金属よりも耐ＳＲ割れ性が優れた溶着金属が得られることが開示されている。この技術では、酸素量を０．０３０〜０．０６０％とすることによって耐ＳＲ割れ性を改善し、酸素増加に伴う靭性の低下に対しては、溶着金属中の炭素含有量およびＭｎ含有量を最適化することによって補っている。
【０００７】
このように、靭性と耐ＳＲ割れ性に関しては、酸素は相異なる挙動を示し、酸素量を調整するだけでは、靭性および耐ＳＲ割れ性を両立させることは困難であり、どちらかの特性が劣化することになる。
【０００８】
本発明者らも、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶着金属について靭性と耐ＳＲ割れ性の両特性を改善するべくかねてより検討を重ねてきた。そして、その研究の一環として、溶着金属の組成を適切に規定すると共に、ＳＲ条件（応力緩和処理条件）を調整して溶着金属の組織を最適化することにより、溶着金属中の酸素量を増加させることなく、安定して靭性が優れ、耐ＳＲ割れ性に優れる溶着金属が実現できることを見出し、その技術的意義が認められたので先に出願している（特許文献３）。
【０００９】
こうした技術の開発によって、靭性および耐ＳＲ割れ性を改善した溶着金属が実現できたのであるが、より寒冷地で使用される溶接構造物としては、低温靭性が十分とはいえないという、若干の問題が残されていた。
【特許文献１】特開昭６１−７１１９６号公報、特許請求の範囲
【特許文献２】特開平６−３２８２９２号公報、特許請求の範囲
【特許文献３】特開平９−１９２８８１号公報、特許請求の範囲
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、高温強度を確保しつつ、靭性（特に低温靭性）を更に改善すると共に、耐ＳＲ割れ性をも改善した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決することのできた本発明に係る溶着金属とは、アーク溶接法によって形成される溶着金属であって、Ｃ：０．０２〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．３％、Ｃｒ：０．８〜３．２５％、Ｍｏ：２％以下（０％を含む）、Ｖ：０．３０〜１．０％およびＮ：０．０３％以下を夫々含有すると共に、Ａｌ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０３％以下およびＮｉ：０．４０％以下に夫々抑制し、更にＭｎの含有量［Ｍｎ］とＮｉの含有量［Ｎｉ］の合計（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）が１．２％以下であり、残部鉄Ｆｅおよび不可避不純物からなり、不可避不純物のうちＰ，Ｓ，Ｓｎ，ＡｓおよびＳｂについては夫々０．０１％以下、Ｏについては０．０４０％以下に抑制し、且つ下記（１）式で定義されるＥＶがＥＶ≧０．００を満足すると共に、６２５℃の温度で１０時間の応力除去焼鈍を施した後の溶着金属原質部に存在する円相当直径：０．２μｍ以上の炭化物が１．０個／μｍ2以下である点に要旨を有するものである。
ＥＶ＝[V]-([C]/12+[N]/14)×50.9  …（１）
但し、[V],[C]および[N]は、夫々Ｖ，ＣおよびＮの含有量（質量％）を示す。
【００１２】
尚、上記「円相当直径」とは、析出物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、抽出レプリカ法による透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察面上で認められる析出物のものである。
【００１３】
本発明の溶着金属には、必要によって、更に（ａ）Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＴａ：０．１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｗ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０１５％以下（０％を含まない）等を含有させることも好ましく、含有される成分の種類に応じて溶着金属の特性が更に改善される。
【発明の効果】
【００１４】
本発明は以上の様に構成されており、溶着金属の化学成分組成を適切にすると共に、溶着金属原質部に存在する炭化物の個数を低減することによって、高温強度を確保しつつ、靭性（特に低温靭性）を更に改善すると共に、耐ＳＲ割れ性をも改善した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明者らは、ＳＲ割れの原因についてかねてより検討を進めてきた。そして、旧オーステナイト粒界に析出するセメンタイト（Ｍ3Ｃ炭化物）が多く析出することによって、耐ＳＲ割れ性が低下することを見出している（前記特許文献３）。本発明者らが先に提案した技術では、こうした観点からセメンタイトを低減することによって、耐ＳＲ割れ性を改善したものである。尚、Ｍ3Ｃ炭化物とは、Ｍ（金属元素）とＣ（炭素）との化合物をいい、Ｍは主にＦｅおよびＣｒにより構成されている。
【００１６】
しかしながら、耐ＳＲ割れ性を更に改善するためには、セメンタイトを低減するだけでなく、塊状に析出する他の炭化物であるＭ7Ｃ3炭化物やＭ23Ｃ6炭化物（Ｍ、Ｃについては、上記と同じ）も低減する必要があることが分かった。
【００１７】
一方、Ｖ添加が必須となっている高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶着金属では、ＳＲ処理時に微細なＭＸ炭化物（但し、Ｍは主にＶ）が析出するため、これが靭性（特に低温靭性）改善の障害となって、一層の靭性改善は困難なものと考えられていた。また、Ｖ添加量を増加することは、ＭＸ炭化物の析出量の増加を招くことから、靭性は却って低下するとされていた。
【００１８】
しかしながら、本発明者らが検討したところ、Ｃ，Ｎに対して過剰にＶを含有させた場合には［後記（１）式］、溶着金属マトリックスに固溶するＶ量が増加するので、ＭＸ炭化物が粗大化し、これが原因となって靭性が大幅に改善できることが判明したのである。またＶを過剰に含有させると、Ｍ3Ｃ炭化物だけでなく、Ｍ7Ｃ3炭化物やＭ23Ｃ6炭化物も殆ど消失させることができ、靭性ばかりでなく耐ＳＲ割れ性をも改善できることを見出したのである。
【００１９】
また、ＳＲ割れが最も生じ易いのは、６２５℃の脆化域であることから、６２５℃で１０時間の熱処理（ＳＲ処理）を施したときの炭化物の析出状態も、特性改善に重要な要件となることも分かった。溶着金属中の炭化物析出状態は、溶着金属の化学成分組成だけでなく、溶接時の冷却速度、脱酸状態などの影響も受けるので、一義的には決定できない。そこで本発明者は、６２５℃で１０時間の熱処理（ＳＲ処理）後の析出状態を基準とし、そのときの析出状態と耐ＳＲ割れ性、低温靭性との相関について調査したところ、円相当直径で０．２μｍ以上の粗大析出物の個数が１．０個／μｍ2以下場合には、耐ＳＲ割れ性および低温靭性が良好となることが判明したのである。
【００２０】
本発明の溶着金属では、上記の要件を満足させると共に、その基本的な化学成分組成を適切に調整する必要があるが、これら各元素の範囲限定理由は下記の通りである。
【００２１】
Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは焼入れ硬化性に大きな影響を及ぼし、室温および高温強度並びに靭性を確保する上で重要な元素である。溶着金属中のＣ含有量が０．０２％未満であると、強度等が低下することになる。一方、溶着金属中のＣ含有量が０．１０％を超えると、強度が高くなり過ぎて靭性が著しく低下する。従って、溶着金属中のＣ含有量は、０．０２〜０．１０％とすることが必要である。尚、特性を改善するという観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．０８％である。
【００２２】
Ｓｉ：０．０５〜０．４％
Ｓｉは脱酸効果があり、溶着金属中の酸素量をコントロールする効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする必要があるが、Ｓｉ含有量が過剰になって０．４％を超えると焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性が低下する。また、強度が高くなり過ぎて靭性低下の原因ともなる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．３０％である。
【００２３】
Ｍｎ：０．３〜１．３％
ＭｎはＣと同様に、溶着金属の高温強度および靭性を向上させる効果を発揮する。また脱酸作用によって溶着金属中の酸素量をコントロールする作用も有する。これらの効果を発揮させる為には、Ｍｎ含有量は０．３％以上とすることが必要であるが、Ｍｎ含有量が過剰になって１．３％を超えるとクリープ強度、耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性が劣化する。従って、溶着金属中のＭｎ含有量は０．３〜１．３％とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５％であり、好ましい上限は１．０％である。
【００２４】
Ｃｒ：０．８〜３．２５％、Ｍｏ：２．０％以下（０％を含む）
ＣｒおよびＭｏは、高強度２．２５〜３％Ｃｒ−１％Ｍｏ鋼の基本成分である。溶着金属中のＣｒ含有量が０．８％未満若しくは３．２５％を超える場合には、或いは溶着金属中のＭｏ含有量が２．０％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である。従って、溶着金属中のＣｒ含有量は０．８〜３．２５％とし、Ｍｏ含有量は２．０％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２．０％であり、好ましい上限は３．０％である。また、Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．５％である。尚、本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼を溶接母材とすることを基本的に想定したものであるが、本発明で対象とする溶接母材はこうした鋼材に限らず、Ｃｒ鋼のように上記鋼材に類似する特性を発揮する鋼材を溶接母材とする場合であっても適用できるものであるので、Ｍｏ含有量の下限を０％とした。
【００２５】
Ｖ：０．３０〜１．０％
ＶはＭＸ炭化物を構成する主要元素であり、クリープ特性を改善する効果を発揮すると共に、ＳＲ割れの原因であるＭ7Ｃ3，Ｍ23Ｃ6等の粗大炭化物の生成を抑制し、耐ＳＲ割れ性を改善するのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｖは０．３０％以上含有させることが必要であるが、その含有量が過剰になって１．０％を超えるとＭＸ炭化物が粗大になり過ぎ、クリープ特性を改善する効果がなくなってしまう。従って、Ｖの含有量は０．３０〜１．０％とした。尚、Ｖ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、より好ましい下限は０．５０％であり、好ましい上限は０．８０％であり、より好ましい上限は０．７０％である。
【００２６】
Ｎ：０．０３０％以下（０％を含まない）
Ｎは溶着金属のクリープ強度を向上させる効果を発揮する。しかしながら、溶着金属中のＮ含有量が過剰になって０．０３０％を超えると、靭性が劣化することになる。尚、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
【００２７】
Ａｌ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含む）
ＡｌとＴｉは溶着金属の靭性を損なうので、できるだけ低減する必要がある。ＡｌおよびＴｉのいずれかの含有量が０．０３％を超えると、靭性の低下が顕著になる。こうしたことから、ＡｌおよびＴｉはいずれも０．０３％以下に抑制する必要がある。尚、ＡｌおよびＴｉの含有量は、いずれも０．０１％以下に低減することが好ましい。
【００２８】
Ｎｉ：０．４０％（０％を含む）
Ｎｉは焼戻し脆化を促進する作用を有し、特に、溶着金属中のＮｉが０．４０％を超えると、その促進効果が顕著になる。従って、溶着金属中のＮｉ含有量は０．４０％以下とする必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．２０％以下とするのが良い。
【００２９】
Ｍｎの含有量［Ｍｎ］とＮｉの含有量［Ｎｉ］の合計（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）が１．２％以下
上記Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＮｉ含有量［Ｎｉ］の合計（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）が１．２％を超えると、耐焼戻し脆化特性の劣化が顕著になるので、その上限を１．２％とした。この合計含有量は、好ましくは１．０％以下とするのが良い。
【００３０】
本発明に係る溶着金属における基本的な化学成分組成は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるものであるが、この不可避不純物のうちＰ，Ｓ，Ｓｎ，Ａｓ，ＳｂおよびＯについては、次のように抑制するのが良い。これらの範囲限定理由は、次の通りである。
【００３１】
Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，ＡｓおよびＳｂ：夫々０．０１％以下
これらの元素は溶着金属中に不可避的に混入する不純物であるが、これらの含有量が高くなると、ＳＲ割れおよび焼き戻し脆化が発生する原因となる。従って、不可避的不純物として含有される溶着金属中のＰ，Ｓ，Ｓｎ，ＡｓおよびＳｂについては夫々０．０１％以下に抑制する。好ましくは、いずれも０．００６％以下に抑制するのが良い。
【００３２】
Ｏ：０．０４０％以下
Ｏは不純物として溶着金属中に混入し、靭性を劣化させる有害成分である。Ｏ含有量が０．０４０％を超えると、靭性を大きく劣化させることになるので、その上限を０．０４０％とした。尚、Ｏはその含有量を低減すればするほど靭性は改善されるが、ビード形状不良など溶接作業性を劣化させないためには、Ｏ含有量は０．０２０％程度が下限となる。
【００３３】
本発明の溶着金属には、必要によって、更に（ａ）Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＴａ：０．１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｗ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０１５％以下（０％を含まない）等を含有させることも好ましく、含有される成分の種類に応じて溶着金属の特性が更に改善される。
【００３４】
Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＴａ：０．１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｂ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａは、少なくとも１種以上を溶着金属中に添加することによって、溶着金属の耐ＳＲ割れ性を更に一層改善する効果を得ることができる。これらの元素は、Ｃｒ活量を高め、Ｃ活量を低くする元素であり、Ｍ3Ｃ，Ｍ7Ｃ3，Ｍ23Ｃ6の析出が著しく抑制されるので、耐ＳＲ割れ性を改善することができる。しかしながら、いずれの元素もその含有量が０．１０％を超えると、強度が高くなり過ぎて靭性が低下する。従って、これらの元素を含有させるときには、いずれも０．１０％以下とすることが好ましい。これらの元素のより好ましい上限は、いずれも０．０５％程度である。
【００３５】
Ｗ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：２．０％以下（０％を含まない）
ＷおよびＣｏは、少なくともいずれかを溶着金属中に含有させることによって、Ｖを単独で含有させる場合と比べて、室温および高温強度並びにクリープ強度を更に一層向上させることができる。しかしながら、いずれの元素もその含有量が２．０％を超えると、強度が高くなり過ぎて靭性が低下する。従って、これらの元素を含有させるときには、いずれも２．０％以下とすることが好ましい。これらの元素の好ましい上限は、いずれも１．５％程度である。
【００３６】
Ｂ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｂは溶着金属の靭性を安定化させる効果を有する。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になって０．０１５％を超えると、溶着金属の強度が却って高くなり過ぎ、靭性の低下を招くばかりでなく、溶接時の高温割れ感受性が高くなる。従って、Ｂを含有させるときには、その上限は０．０１５％とすることが好ましい。尚、Ｂ含有量のより好ましい上限は０．０１０％である。
【００３７】
本発明の溶着金属においては、下記（１）式で定義されるＥＶがＥＶ≧０．００を満足し、且つ６２５℃の温度で１０時間の応力除去焼鈍を施した後の溶着金属原質部に存在する円相当直径で０．２μｍ以上の炭化物が１．０個／μｍ2以下であることも重要である。
ＥＶ＝[V]-([C]/12+[N]/14)×50.9  …（１）
但し、[V],[C]および[N]は、夫々Ｖ，ＣおよびＮの含有量（質量％）を示す。
【００３８】
上記（１）式で定義されるＥＶは、Ｃ，Ｎに対するＶの過剰度合を示したものである。このＥＶが０．００以上であるとＶが過剰になり、ＭＸが粗大化して靭性を改善できると共に、耐ＳＲ割れ性を劣化させるＭ7Ｃ3化合物やＭ23Ｃ6化合物を低減できることになる。このＥＶの値は０．１０以上であることが好ましく、より好ましくは０．２０以上とするのが良い。但し、ＥＶの値が余り高くなりすぎると、クリープ強度が劣化するので、その上限は０．６５とすることが好ましく、より好ましくは０．５０以下とするのが良い。
【００３９】
また円相当直径で０．２μｍ以上の炭化物が存在すると、耐ＳＲ割れ性が劣化することになる。この炭化物の個数が１．０個／μｍ2を超えると、所望の耐ＳＲ割れ性を確保できなくなる。こうした観点から、上記炭化物の個数は１．０個／μｍ2以下とする必要がある。この炭化物の個数は、好ましくは０．５個／μｍ2以下、より好ましくは０．０個／μｍ2以下とするのが良い。
【００４０】
尚、本発明で溶着金属を形成するときの溶接方法は、アーク溶接法であれば特に限定するものではなく、後記実施例に示したサブマージアーク溶接法（ＳＡＷ）、被覆アーク溶接法（ＳＭＡＷ）の他、ティグ（ＴＩＧ）溶接やガスシールドアーク溶接法（ＭＡＧ，ＭＩＧ）等のアーク溶接法のいずれも適用できるものである。
【００４１】
また上記の様に本発明では、溶着金属組成および炭化物個数を適切に制御することによって溶着金属の特性を改善するものであるが、溶着金属組成はアーク溶接における溶接ワイヤ組成に加えて、溶接電流、溶接電圧およびワイヤ突き出し長さなどの溶接条件、更には母材組成・開先形状などの影響を受けるものであり、また溶接条件は、ワイヤ組成により変化するものである。従って、本発明の溶着金属組成を得るためのワイヤ組成、溶接条件、母材組成などの範囲は一概に決定されるものではなく、要するにこれらを組み合わせて本発明で規定する溶着金属を得ることによって、本発明の目的が達成できる。
【００４２】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【実施例】
【００４３】
実施例１
図１は、溶接母材の開先形状を模式的に示した断面図である。図１に示したように、本発明で使用する溶接母材１は、Ｖ形状の開先を有し、このＶ形状開先部の下部には、溶接母材１と同一化学成分を有する裏当座金２が配置されている。
【００４４】
この実施例では、このＶ形状の開先角度を１０°として、その下部の裏当材が配置されている部分のギャップ幅を２５ｍｍとした。また、溶接母材の板厚を２５ｍｍとした。このとき用いた溶接母材の化学成分組成を下記表１に示す。
【００４５】
【表１】
2006225718.tif 000002
【００４６】
まず、図１に示した開先形状の溶接母材１を使用して、下記表２に示す化学成分を示す各種ボンドフラックスと下記表３に示す化学成分を有するソリッドワイヤーを組み合わせて、下記表４に示す溶接条件にて溶接を実施し、溶着金属を作製した。このときの溶接は、タンデム式とした。得られた溶着金属の化学成分組成を下記表５に示す。
【００４７】
【表２】
2006225718.tif 000003
【００４８】
【表３】
2006225718.tif 000004
【００４９】
【表４】
2006225718.tif 000005
【００５０】
【表５】
2006225718.tif 000006
【００５１】
次いで、得られた溶着金属に、６２５℃で１０時間の熱処理（ＳＲ処理；昇温・冷却速度：２５℃／ｈｒ以下）を行い、このＳＲ処理後の溶着金属の最終パスの原質部について、ＴＥＭ−抽出レプリカ法によって炭化物を観察した。このとき８．５μｍ2の領域を１５０００倍で１０視野撮影し、画像解析ソフトを用いて円相当直径で０．２μｍ以上の炭化物の個数を計測した。
【００５２】
次に、溶着金属の一部から種々の機械的特性試験を行うための試験片を採取した。このときの特性試験の内容は、室温（２０℃）および高温引張試験、シャルピー衝撃試験、焼戻し脆化性試験およびクリープ破断試験の４種である。これらの試験で用いた試験片は、下記表６に示す形状であり、同表に併せて示すＳＲ処理条件において熱処理した試験材の板厚中央から採取した。
【００５３】
【表６】
2006225718.tif 000007
【００５４】
上記試験のうち、焼戻し脆化試験については、所定のＳＲ処理に加えて、ステップクーリング処理を施した。
【００５５】
図２は、温度を縦軸にとり、時間を横軸にとって、ステップクーリング処理条件を示すグラフである。図２に示すように、試験片の温度が３００℃を超えると、温度上昇が毎時間５０℃以下となるように加熱条件を調整し、試験片の温度を５９３℃まで加熱して、１時間保持する。その後、同様の要領で、５３８℃で１５時間、５２４℃で２４時間、４９６℃で６０時間保持するが、これらの冷却段階においては毎時５．６℃の温度で試験片が冷却される様に調整する。更に、４９６℃で保持された試験片を、毎時２．８℃（２．８℃／ｈ）で冷却して４６８℃とし、この温度で１００時間保持する。そして、試験片の温度が３００℃以下となるまで、温度降下が毎時２８℃（２８℃／ｈ）以下となる様に試験片を冷却する。
【００５６】
更に、前記溶着金属から耐ＳＲ割れ性を評価するリンク割れ試験のための円筒形試験片を採取した。図３（ａ）は、円筒形試験片の溶着金属からの採取位置および方向を模式的に示す断面図であり、図３（ｂ）は円筒形試験片の形状を示す側面図、図３（ｃ）は同じくその断面図、図３（ｄ）は断面図［図３（ｃ）］におけるノッチ部Ａを拡大して示す断面図、図３（ｅ）は円筒形試験片を使用したリング割れ試験方法を示す概略説明図である。
【００５７】
まず、図３（ａ）に示す様に、溶接母材１と裏当金２と開先部に形成された溶着金属３の最終ビード上方から、ノッチおよびスリットを有する円筒形試験片４を採取した。このとき図３（ｃ）に示すノッチ５が溶着金属３の原質部上方に、スリット６が下方に位置するように採取した。
【００５８】
この円筒形試験片４は、図３（ｂ）に示す様に、円筒形の長手方向の長さを２０ｍｍとし、その外径を１０ｍｍ、内径を５ｍｍとした。また図３（ｃ）に示す様に、円筒形試験片は、試験片４の長手方向に円筒の内部の空洞部に至るスリット６を１．０ｍｍの幅で有し、このスリット６の反対側の外周面には長手方向にノッチ５を有している。
【００５９】
更に、図３（ｃ）のノッチ部Ａにおける拡大図である図（ｄ）に示す様に、ノッチ５は、深さが０．５ｍｍ、幅が０．４ｍｍであり、底部の曲率半径が０．２ｍｍであるＵ字形の溝となっている。この様な形状の試験片をリング割れ試験に使用した。
【００６０】
尚、リング割れ試験は、「応力除去焼鈍割れに関する研究（第２版）」（内木ら、溶接学会誌：Ｖｏｌ．３３、Ｎｏ．９（１９６４）Ｐ．７１８）を参考にして、図３（ｅ）に示す様に、矢印で示す方向に円筒形試験片４に曲げ応力を印加して、試験片４のスリット６を溶加材を使用せずにＴＩＧ溶接し、Ｕ字形の溝の底部に引張残留応力を生じさせたまま熱処理を行って、Ｕ字溝の底部におけるＳＲ割れの発生の有無により耐ＳＲ割れ性を判断するものである。
【００６１】
以下に、種々の評価試験における評価基準について説明する。まず、強度については室温（２０℃）引張強さが６００Ｎ／ｍｍ2以上、および高温（４５４℃）引張強さが５０７Ｎ／ｍｍ2以上のものを良好とした。靭性および耐焼戻し脆化特性を評価するシャルピー衝撃試験については、ＳＲ処理後の吸収エネルギーが５５Ｊを示す遷移温度ｖＴｒが−８０℃以下で、この遷移温度ｖＴｒとステップクーリング後の遷移温度ｖＴｒ’（吸収エネルギーが５５Ｊを示す遷移温度）の差ΔｖＴｒ（ｖＴｒ−ｖＴｒ’）が２０℃以下のものを良好とした。
【００６２】
クリープ破断試験については、５５０℃×１０００時間におけるクリープ強度が２１０Ｎ／ｍｍ2以上のものを良好とした。また耐ＳＲ割れ性を評価するリング割れ試験については、試験片に対してＳＲ処理を施した後にＵ字溝の底部に割れが発生しないものを○（良好）とし、ＳＲ処理後に割れが発生したものを×（不良）とした。これらの結果を、一括して下記表７に示す。
【００６３】
【表７】
2006225718.tif 000008
【００６４】
この結果から、次の様に考察できる。Ｎｏ．１〜１７は、本発明で規定する要件を満足するものであり、耐ＳＲ割れ性および靭性が優れたものとなっていることが分かる。これに対して、Ｎｏ．１８〜３０のものでは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、耐ＳＲ割れ性および靭性の少なくともいずれかの特性が劣化している。
【００６５】
このうちＮｏ．１８のものは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超えているものであり、遷移温度ｖＴｒが−８０℃よりも高い値となっている。Ｎｏ．１９のものでは、溶着金属中のＶ含有量が、本発明で規定する下限に満たないものであり、炭化物個数が過剰になっており、遷移温度ｖＴｒが−８０℃よりも高い値となり、しかも耐ＳＲ割れ性も劣化している。
【００６６】
Ｎｏ．２０、２１、２２のものでは、夫々ＭｎとＮｉの合計含有量(［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］)、ＳｉとＯの含有量が、およびＭｎ含有量が、本発明で規定する上限を超えるものであり、いずれも耐焼戻し脆化特性が劣化している。
【００６７】
Ｎｏ．２３、２４のものでは、夫々Ｔｉ含有量およびＡｌ含有量が、本発明で規定する上限を超えるものであり、いずれも遷移温度ｖＴｒが著しく高い値となっている。
【００６８】
Ｎｏ．２５、２６のものは、（１）式で規定されるＥＶの適正範囲を外れるものであり、炭化物の個数が過剰になると共に、遷移温度ｖＴｒが−８０℃よりも高い値となり、しかも耐ＳＲ割れ性も劣化している。
【００６９】
Ｎｏ．２７のものでは、溶着金属中のＶ含有量が、本発明で規定する上限を超えるものであり、また炭化物個数が過剰になっており、クリープ特性が劣化している。Ｎｏ．２８のものでは、必要によって含有されるＮｂ含有量が過剰になっており、遷移温度ｖＴｒが−８０℃よりも高い値となっている。
【００７０】
Ｎｏ．２９のものでは、Ｍｎ含有量が、本発明で規定する下限に満たないものであり、強度が低下すると共に、遷移温度ｖＴｒが−８０℃よりも高い値となっている。Ｎｏ．３０のものでは、Ｎｉ含有量が本発明で規定する上限を超えるものであり、耐焼戻し脆化特性が劣化している。
【００７１】
実施例２
下記表８に示す化学成分の合金心線（直径：４．０ｍｍ、長さ：４００ｍｍ）の外周に、下記表９に示す化学成分のフラックス（被覆剤：Ｆ２〜８）を塗布することによって、下記表１０に化学成分および被覆率を示す被覆アーク溶接棒（Ｗ３０〜Ｗ３６）を作製した。
【００７２】
【表８】
2006225718.tif 000009
【００７３】
【表９】
2006225718.tif 000010
【００７４】
【表１０】
2006225718.tif 000011
【００７５】
上記被覆アーク溶接棒を用いて、アーク溶接を実施した。このとき、溶接母材として、前記表の記号Ｐ１のものを使用した。また、開先形状等については、前記図１に示したのと同様とした。そして下記表１１に示す溶接条件で溶接を施した。得られた溶着金属について、実施例１と同様にしてその特性を評価した。このときの溶着金属の化学成分組成を下記表１２に、特性試験結果を下記表１３に夫々示す。
【００７６】
【表１１】
2006225718.tif 000012
【００７７】
【表１２】
2006225718.tif 000013
【００７８】
【表１３】
2006225718.tif 000014
【００７９】
この結果から明らかなように、本発明で規定する要件の全てを満足するもの（Ｎｏ．３１〜３５）のものでは、耐ＳＲ割れ性および靭性が優れたものとなっていることが分かる。これに対して、Ｎｏ．３６、３７のものでは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、耐ＳＲ割れ性および靭性の少なくともいずれかの特性が劣化している。
【００８０】
Ｎｏ．３６のものでは、溶着金属中のＶ含有量が、本発明で規定する上限を超えるものであり、炭化物個数が過剰になると共に、遷移温度ｖＴｒが−８０℃よりも高い値となり、しかも耐ＳＲ割れ性が劣化している。Ｎｏ．３７のものでは、（１）式で規定されるＥＶの下限に満たないものであり、炭化物の個数が過剰になると共に、遷移温度ｖＴｒが−８０℃よりも高い値となり、しかも耐ＳＲ割れ性も劣化している。
【図面の簡単な説明】
【００８１】
【図１】実施例において使用する溶接母材の開先形状を模式的に示す断面図である。
【図２】温度を縦軸のとり、時間を横軸にとって、ＳＲ条件を示すグラフである。
【図３】リンク割れ試験方法の手順を示すための説明図である。
【符号の説明】
【００８２】
１  溶接母材
２  裏当金
３  溶着金属
４  円筒形試験片
５  ノッチ
６  スリット
【図１】
2006225718.tif 000015
【図２】
2006225718.tif 000016
【図３】
2006225718.tif 000017