(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＵＯＥ鋼管の溶接金属において、その化学成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．００〜２．００％、
Ｃｒ：０．５０〜１．００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０２０％、
Ｏ  ：０．０１０〜０．０３０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．０６０％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ  ：０．０１０％以下、および、
Ｂ  ：０．０００７％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
昇温速度：１５８℃／ｈｒ、保持温度・時間：６２０℃×４ｈｒ、冷却速度：１９０℃／ｈｒでのＳＲ後の、衝撃試験温度：−３０℃でのシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが８０Ｊ以上であることを特徴とするＳＲ後の靭性に優れた溶接金属。
【請求項２】
前記溶接金属が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．４０％以下、および、
Ｎｂ：０．０６％以下
の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載のＳＲ後の靭性に優れた溶接金属。
【請求項３】
さらに、ＲＥＭ、Ｏ、Ｍｏ、Ｍｎ、および、Ｖの含有量が、下記（１）式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載のＳＲ後の靭性に優れた溶接金属。
０．５０＜（［ＲＥＭ］／［Ｏ］）×（［ＲＥＭ］−０．４９×［Ｏ］）
＋１．７５×［Ｍｏ］／［Ｍｎ］＋４．２４［Ｖ］＜０．６５      ・・・（１）
（式中の［ＲＥＭ］、［Ｏ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｖ］は溶接金属中の該元素の含有量（質量％）を意味する。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として、サブマージアーク溶接で製管されるＸ１００グレード以上の高強度ＵＯＥ鋼管の溶接金属に係り、特に応力除去焼鈍（ＳＲ）後における強度、靭性に優れた溶接金属に関する。
【背景技術】
【０００２】
原油や天然ガスを長距離輸送するパイプラインには、ＵＯＥ鋼管がよく使用される。パイプラインに接続されて使用される立ち上がり管に、ライザー管とよばれる溶接鋼管があり、ＵＯＥ鋼管が使用される。パイプライン敷設において、現地円周溶接によりライザー管などの溶接鋼管に、合金元素の非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を接続する場合、鍛造品の溶接による残留応力の除去を目的として、しばしば応力除去焼鈍（ＳＲ）が行なわれる。このＳＲにより、ライザー管の本体の溶接金属部（通称、シーム溶接金属）の靭性が特に劣化し、問題視されている。また近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コスト削減の観点から、ＡＰＩ  Ｘ１００グレード以上の高強度溶接鋼管に対する要求も高まっている。
【０００３】
このＳＲによる溶接金属部の靭性低下を抑制する技術が、例えば、特許文献１〜４に開示されている。これらの技術では、主に、製品強度上昇に直結する合金元素量（例えばＮｂ、Ｓｉ等）を低減し、ＳＲ後の強度上昇をできるだけ抑制し、シーム溶接金属の靭性を向上させている点に特徴がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平０８−２６９５６６号公報
【特許文献２】特開２００１−１２１２８９号公報
【特許文献３】特開２００１−１５８９３９号公報
【特許文献４】特許第４３８００３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
前記従来の技術では、ＳＲ後の靭性が優れ、かつ引張強さ７６０ＭＰａ以上を満たす溶接金属の成分組成の範囲が狭いという問題があったため、将来におけるＵＯＥ鋼管の高強度化ニーズの増大を鑑みると、製品製造裕度が低く、非常に大きな問題である。
以上の状況より、本発明は、製品製造裕度をできるだけ損なうことなく、高強度（引張強さ７６０ＭＰａ以上）かつＳＲ後靭性に優れる溶接金属を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、高強度（引張強さ７６０ＭＰａ以上）かつＳＲ後靭性に優れる溶接金属を得るべく、鋭意検討を行った結果、溶接金属の化学成分の内、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｏ量の適正化およびＲＥＭの添加により上記課題を満足させる方法を知見した。その知見をもとに完成させた本発明は次の通りである。
【０００７】
（１）ＵＯＥ鋼管の溶接金属において、その化学成分が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．００〜２．００％、Ｃｒ：０．５０〜１．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０２０％、Ｏ：０．０１０〜０．０３０％、Ｖ：０．００５〜０．０６０％、ＲＥＭ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、および、Ｂ：０．０００７％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、昇温速度：１５８℃／ｈｒ、保持温度・時間：６２０℃×４ｈｒ、冷却速度：１９０℃／ｈｒでのＳＲ後の、衝撃試験温度：−３０℃でのシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが８０Ｊ以上であることを特徴とするＳＲ後の靭性に優れた溶接金属。
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．４０％以下、および、Ｎｂ：０．０６％以下の少なくとも１種を含有することを特徴とする前記（１）に記載のＳＲ後の靭性に優れた溶接金属。
（３）さらに、ＲＥＭ、Ｏ、Ｍｏ、Ｍｎ、および、Ｖの含有量が、下記（１）式を満たすことを特徴とする前記（１）または（２）に記載のＳＲ後の靭性に優れた溶接金属。
０．５０＜（［ＲＥＭ］／［Ｏ］）×（［ＲＥＭ］−０．４９×［Ｏ］）
＋１．７５×［Ｍｏ］／［Ｍｎ］＋４．２４［Ｖ］＜０．６５      ・・・（１）
（式中の［ＲＥＭ］、［Ｏ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｖ］は溶接金属中の該元素の含有量（質量％）を意味する。）
【発明の効果】
【０００８】
本発明により、ＳＲ過程における溶接金属のＰの粒界偏析および粒界への炭化物（ＶＣ、Ｍ23Ｃ6等）析出による粒界脆化を抑制でき、これにより引張強さ７６０ＭＰａ以上で、かつＳＲ後の靭性に優れた溶接金属を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】溶接金属のＳＲの時間と温度の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
次に、本発明のＳＲ後の靭性に優れた溶接金属（以下、「本発明の溶接金属」という）において、成分組成の限定理由について説明する。以後の説明で化学成分についての「％」は「質量％」を表す。
【００１１】
（Ｃ：０．０３〜０．１０％）
Ｃは、溶接金属のＳＲ後強度を確保するための必須元素であり、０．０３％より低いとＸ１００以上の所定の強度を確保することが困難となる。一方０．１０％を超える添加は、溶接金属の靭性ならびに耐ＳＲ特性の低下を招く。したがって、溶接金属のＣ量は０．０３〜０．１０％の範囲内とする。より望ましいＣ量は、０．０４〜０．０９％である。
【００１２】
（Ｓｉ：０．０５〜０．３０％）
Ｓｉは、溶接金属の脱酸および良好な作業性を確保するために必要であり、０．０５％未満では十分な脱酸効果が得られない。一方、０．３０％超の添加は強度の過大な上昇あるいは島状マルテンサイト等の硬質組織の増加をもたらすほか、酸化物組成がＳｉ酸化物主体となるため、粒内変態組織が生成し難くなり、靭性の低下を招く。したがって、溶接金属のＳｉ量は０．０５〜０．３０％の範囲内とする。
【００１３】
（Ｍｎ：１．００〜２．００％）
Ｍｎは、溶接金属のＳＲ後強度および靭性の向上に有効な元素である。１．００％未満では、Ｘ１００以上の所定の強度を確保することが困難となる。一方、２．００％超の添加は強度の過大な上昇をもたらすほか、粒界炭化物サイズの粗大化を招き、強度、靭性低下の原因となる。したがって、溶接金属のＭｎ量は１．００〜２．００％の範囲内とする。なお、ＭｎはＰとの相互作用により、ＳＲ後の溶接金属靭性に影響をおよぼす。その効果については、後述する。
【００１４】
（Ｐ：０．０２０％以下）
Ｐは、溶接金属のＳＲ後靭性を低下させるため、０．０２０％以下に制限することが望ましい。より望ましくは、０．０１０％以下である。なお、ＰはＭｎ、ＭｏおよびＲＥＭとの相互作用により、ＳＲ後の溶接金属靭性に影響をおよぼす。その効果については、後述する。
【００１５】
（Ｓ：０．００５％以下）
Ｓは、溶接金属のＳＲ後靭性を低下させるため、０．００５％以下に制限する。より望ましくは、０．００３％以下である。
【００１６】
（Ｎｉ：１．００〜２．００％）
Ｎｉは、溶接金属のＳＲ後強度および靭性の向上に有効な元素である。１．００％未満ではその効果が十分ではなく、一方、２．００％超の添加は強度の過大な上昇、あるいはマルテンサイト等の硬質組織の増加や靭性低下を招く。したがって、溶接金属のＮｉ量は１．００〜２．００％の範囲内とする。より望ましいＮｉ量は、１．２０〜１．８０％である。
【００１７】
（Ｃｒ：０．５０〜１．００％）
Ｃｒは、溶接金属のＳＲ後強度および靭性の向上に有効な元素である。０．５０％未満ではその効果が十分ではなく、一方、１．００％超の添加は強度の過大な上昇、あるいはマルテンサイト等の硬質組織の増加をもたらすことに加え、粒界炭化物サイズの粗大化を招き、強度、靭性低下の原因となる。したがって、溶接金属のＣｒ量は０．５０〜１．００％の範囲内とする。より望ましいＣｒ量は０．６０〜０．９０％である。
【００１８】
（Ｍｏ：０．１０〜１．００％）
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗が高く、ＳＲ後の強度の確保に有効な元素である。０．１０％未満ではＳＲ後の強度が得られない。一方、１．００％超の添加は強度の過大な上昇をもたらすほか、粒界炭化物サイズの粗大化を招き、強度、靭性低下の原因となる。したがって、溶接金属のＭｏ量は０．１０〜１．００％の範囲内とする。なお、ＭｏはＰとの相互作用により、ＳＲ後の溶接金属靭性に影響をおよぼす。その効果については、後述する。
【００１９】
（Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％）
Ｔｉは、溶接金属組織の微細化により靭性の改善をもたらす。０．００５％未満ではその効果が十分ではなく、一方、０．０２０％超の添加は靭性低下を招く。したがって、溶接金属のＴｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲内とする。より望ましいＴｉ量は０．００７〜０．０１５％である。
【００２０】
（Ａｌ：０．００５〜０．０２０％）
Ａｌは、溶接金属のＳＲ後靭性向上に有効なアシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成させるための必須元素であり、少なくとも０．００５％が必要である。一方、０．０２０％超の添加は靭性低下の原因となる。したがって、溶接金属のＡｌ量は０．００５〜０．０２０％の範囲内とする。
【００２１】
（Ｏ：０．０１０〜０．０３０％）
Ｏは、溶接金属のＳＲ後靭性の向上に有効なアシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成させるための必須元素であり、少なくとも０．０１０％が必要である。一方、０．０３０％超の添加は靭性低下の原因となる。したがって、溶接金属のＯ量は０．０１０〜０．０３０％の範囲内とする。より望ましいＯ量は０．０１５〜０．０２５％である。
【００２２】
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、ブローホールのような溶接施工欠陥発生の原因になるとともに、靭性にも悪影響をおよぼすため、できるだけ低減することが望ましい。したがって、溶接金属のＮ量は０．０１０％以下に制限する。
【００２３】
（Ｖ：０．００５〜０．０６０％）
Ｖは、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な炭窒化物を形成し、強度を上昇させる効果を有する。０．００５％未満ではその効果が十分ではなく、一方、０．０６０％超の添加は、炭窒化物サイズの粗大化を招き靭性低下の原因となる。したがって、溶接金属のＶ量は０．００５〜０．０６０％とする。
【００２４】
（ＲＥＭ：０．００５〜０．１００％）
ＲＥＭは、溶接金属の粒界脆化を助長するＰを粒内に固定する作用を有する。この効果は０．００５％未満では得られない。一方、０．１００％超の添加は溶接ままの溶接金属の靭性低下を招き、それに伴いＳＲ後靭性も低下する。したがって、溶接金属のＲＥＭ量は０．００５〜０．１００％とする。なお、ＲＥＭはＰとの相互作用により、ＳＲ後の溶接金属靭性に影響をおよぼす。その効果については、後述する。
ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計量を意味する。
【００２５】
（Ｂ：０．０００７％以下）
Ｂは、ＳＲ後の溶接金属中で、粒界炭化物等の析出を助長する効果があり、できるだけ低減した方がよい。溶接金属に０．０００７％を超えて添加するとＳＲ後靭性が低下する。したがって、溶接金属のＢ量は０．０００７％以下に制限する。
【００２６】
本発明の溶接金属は、上述された基本成分（必須元素）に加え、更に、ＳＲ後の溶接金属強度を高めるために、必要に応じて、以下の元素を任意で含有させることができる。
【００２７】
（Ｃｕ：０．４０％以下）
Ｃｕは、溶接金属のＳＲ後強度の向上に有効な元素であり、本発明において、添加してもよい。添加する場合、有効な効果を得るには０．０５％以上が好ましい。ただし、０．４０％超の添加は強度の過大な上昇、あるいはマルテンサイト等の硬質組織の増加による靭性低下を招く。したがって、溶接金属にＣｕを添加する場合は、Ｃｕ量を０．４０％以下とする。
【００２８】
（Ｎｂ：０．０６％以下）
Ｎｂは、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な炭窒化物を形成し、強度を上昇させる効果を有するので添加してもよい。添加する場合、有効な効果を得るには、０．０１％以上が好ましい。一方、０．０６％超の添加は、炭窒化物サイズの粗大化を招き、靭性低下の原因となる。したがって、溶接金属に添加する場合、Ｎｂ量は０．０６％以下とする。
【００２９】
本発明の溶接金属では、溶接金属中の成分のうち、ＲＥＭ、Ｏ、Ｍｏ、ＭｎおよびＶの含有量が（１）式を満たすと、さらにＳＲ後の靭性が向上するので好ましい。
０．５０＜（［ＲＥＭ］／［Ｏ］）×（［ＲＥＭ］−０．４９×［Ｏ］）
＋１．７５×［Ｍｏ］／［Ｍｎ］＋４．２４［Ｖ］＜０．６５      ・・・（１）
（式中の［ＲＥＭ］、［Ｏ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｖ］は溶接金属中の該元素の含有量（質量％）を意味する。）
【００３０】
ＳＲ後の溶接金属の靭性低下の主要因は、ＳＲ過程におけるＰの粒界偏析および粒界への炭化物（ＶＣ、Ｍ２３Ｃ６等）析出による粒界脆化である。ＭｎはＰの活量を上昇させるため、Ｐの粒界偏析を助長する。一方、ＭｏはＳＲ過程でのＰの拡散速度を遅くするため、Ｐの粒界偏析を抑制する。また、ＲＥＭはＰをリン化物として粒内に固定する作用を有するため、Ｐの粒界偏析を抑制する。しかし、ＲＥＭは優先してＯと結合して酸化物を形成してしまうため、溶接金属中のＯ量が過剰もしくはＲＥＭ添加量が過少な場合、Ｐ固定作用が機能しない。また、Ｖは粒界への炭化物析出を助長する。
【００３１】
本発明者らは、上記成分組成を満たす種々の溶接金属を作成し、試験した結果、粒界脆化抑制度合いを表すパラメーターα（＝（［ＲＥＭ］／［Ｏ］）×（［ＲＥＭ］−０．４９×［Ｏ］）＋１．７５×［Ｍｏ］／［Ｍｎ］＋４．２４［Ｖ］）を考案した。そして、αが０．５０以下の場合、ＳＲ過程でＰの粒界偏析が助長され、Ｐによる粒界脆化が進行し、ＳＲ後靭性が大きく劣化すること、及び、αが０．６５以上の場合、粒界脆化は抑制できるものの、溶接金属マトリクスへの合金元素の過剰な固溶によりＳＲ後靭性が低下することが分かった。
【００３２】
次に、本発明の溶接金属の形成方法について説明する。
本発明のＵＯＥ鋼管における溶接金属は、板厚１５ｍｍから４０ｍｍ程度の厚鋼板をサブマージアーク溶接することにより得られる。厚鋼板を管状とする際は、厚鋼板の端部を突き合わせて内面からサブマージアーク溶接を行った後、外面からサブマージアーク溶接を行うことで形成できる。
【００３３】
厚鋼板の成分組成は、本発明の溶接金属が得られる範囲において、特に限定されるものでないが、好ましい成分は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：１．００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｂ：０．０００７％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下である。
【００３４】
ＵＯＥ鋼管のサブマージアーク溶接では、溶接条件は、特に限定されるものでなく、溶接トーチを２〜５電極程度の多電極とし、開先上にフラックスを散布し、サブマージアーク溶接用のワイヤを使用し、入熱１５〜１２０ｋＪ／ｃｍの大入熱サブマージアーク溶接とすることができる。
【００３５】
溶接ワイヤの成分組成は、本発明の溶接金属が得られる範囲において、特に限定されるものでないが、好ましい成分は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．０１〜７．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．５０％、Ｍｏ：０．０１〜３．５０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１６０％である。
【００３６】
また、フラックスの成分組成も、本発明の溶接金属が得られる範囲において、特に限定されるものでないが、好ましい成分は、質量％で、ＳｉＯ２：５〜２５％、ＭｎＯ：６％以下、ＣａＯ：１０〜２０％、ＣａＦ２：１０〜５５％、ＭｇＯ：２〜７％、Ａｌ２Ｏ３：５〜３５％、ＴｉＯ２：２３％以下、ＢａＯ：１３％以下、Ｂ２Ｏ３：０．５％以下である。
なお、フラックスは、公知の焼成型フラックス、溶融型フラックなどを使用することができる。また、本発明の溶接金属の必須成分の一つであるＲＥＭは、厚鋼板、溶接ワイヤ、フラックスのいずれに添加してもよい。
【実施例】
【００３７】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００３８】
以下、実施例により本発明の効果をさらに詳細に説明する。
表１に化学成分を示す板厚２５ｍｍの母材（Ｃｕ量ｏｒＭｏ量ｏｒＶ量ｏｒＮｂ量ｏｒＡｌ量を変量）を、表２に化学成分を示す４ｍｍ径の溶接ワイヤ、および表３に化学成分を示す溶融型フラックスを用いて、表５に示す母材と溶接材料の組合せにより、表４に示す溶接条件で４電極サブマージアーク溶接により溶接金属を作製した。溶接金属へのＲＥＭ添加は、表３に示すフラックスにＲＥＭ化合物粉末を適宜混合して溶接することにより行なった。表６に溶接金属の成分組成を示す。
【００３９】
また、溶接金属のＳＲは、図１に示すように昇温速度：１５８℃／ｈｒ、保持温度・時間：６２０℃×４ｈｒ、冷却速度：１９０℃／ｈｒとして行なった。得られた溶接金属の中央部から引張試験片およびＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５年）に準拠した引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。衝撃試験温度は−３０℃とした。シャルピー吸収エネルギーは８０Ｊ以上を良好と評価した。表７に、溶接金属の引張強度、パラメーターα、ＳＲ前後のシャルピー吸収エネルギー（靭性)を示す。
【００４０】
【表１】
0006515324.tif 000002
【００４１】
【表２】
0006515324.tif 000003
【００４２】
【表３】
0006515324.tif 000004
【００４３】
【表４】
0006515324.tif 000005
【００４４】
【表５】
0006515324.tif 000006
【００４５】
【表６】
0006515324.tif 000007
【００４６】
【表７】
0006515324.tif 000008
【００４７】
比較例１、４、６、７、８、および、９では、ＲＥＭが本発明範囲の下限から逸脱しているため、ＳＲ過程で粒界脆化が進行し、ＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例５では、Ｂが本発明範囲から逸脱しているため、溶接ままの溶接金属の靭性が低下し、それに伴いＳＲ後の靭性も低値となった。
比較例１０では、Ｖが本発明範囲の上限から逸脱しているため、ＳＲ過程での粒界炭窒化物サイズ粗大化による粒界脆化が進行し、ＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例１１では、Ｖ、ＲＥＭが本発明範囲の下限から逸脱しているため、ＳＲ過程での粒界脆化が進行し、ＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
【００４８】
比較例１２では、本発明範囲にパラメーターαを制御できたため、ＳＲ過程での粒界脆化は抑制できたものの、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＲＥＭが本発明範囲から逸脱しているため、溶接ままの溶接金属の靭性が低下し、それに伴いＳＲ後の靭性も低値となった。
比較例１３では、Ｃが本発明範囲の上限から逸脱しているため、溶接まま、およびＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例１４では、Ｓｉが本発明範囲の上限から逸脱しているため、硬質組織が増加してＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例３、１５では、Ｍｎが本発明範囲の上限から逸脱しているため、ＳＲ過程での粒界炭窒化物サイズ粗大化による粒界脆化が進行し、ＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
【００４９】
比較例１６では、Ｐが本発明範囲から逸脱しているため、溶接まま、およびＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例１７では、Ｓが本発明範囲から逸脱しているため、溶接まま、およびＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例１８では、Ｃｕが本発明範囲から逸脱しているため、硬質組織が増加して溶接まま、およびＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例１９では、Ｎｉが本発明範囲の上限から逸脱しているため、硬質組織が増加して溶接まま、およびＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例２０では、Ｃｒが本発明範囲の上限から逸脱しているため、ＳＲ過程での粒界炭窒化物サイズ粗大化による粒界脆化が進行し、ＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例２１では、Ｍｏが本発明範囲の上限から逸脱しているため、ＳＲ過程での粒界炭窒化物サイズ粗大化による粒界脆化が進行し、ＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
【００５０】
比較例２、２２では、ＲＥＭが本発明範囲の上限から逸脱しているため、溶接ままの溶接金属の靭性が低下し、それに伴いＳＲ後の靭性も低値となった。
比較例２３では、Ｎｂが本発明範囲から逸脱しているため、ＳＲ過程での粒界炭窒化物サイズ粗大化による粒界脆化が進行し、ＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例２４では、Ｔｉが本発明範囲の上限から逸脱しているため、溶接まま、およびＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例２５では、Ａｌが本発明範囲の上限から逸脱しているため、溶接まま、およびＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
比較例２６では、Ｏが本発明範囲の上限から逸脱しているため、溶接ままの溶接金属の靭性が低下し、それに伴いＳＲ後の靭性も低値となった。
比較例２７では、Ｎが本発明範囲から逸脱しているため、溶接まま、およびＳＲ後の溶接金属の靭性低下を生じた。
【００５１】
上記比較例に対して、本発明例１から１３に示したように、本発明範囲に溶接金属成分を制御した溶接金属では、ＳＲ後の靭性に優れた溶接金属を得ることができた。また、溶接金属の成分に加えて、パラメーターαも本発明範囲に制御した溶接金属（本発明例１０から１３）では、ＳＲ後の靭性が更に向上した溶接金属を得ることができた。
【産業上の利用可能性】
【００５２】
本発明によれば、ＳＲ過程における溶接金属のＰの粒界偏析および粒界への炭化物（ＶＣ、Ｍ23Ｃ6等）析出による粒界脆化を抑制でき、これにより引張強さ７６０ＭＰａ以上で、かつＳＲ後の溶接金属靭性に優れた溶接金属を得ることができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が大きいものである。
【図１】
0006515324.tif 000009