"C:0.05~0.15質量の意味。以下同じ、Si:0.1~0.50、Mn:0.6~1.30、Cr:1.8~3.0、Mo:0.80~1.20、V:0.25~0.50、Nb:0.010~0.050、N:0.025以下0を含まない、O:0.020~0.060を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、円相当直径で1μm超の酸化物が1mm2当り2000個以下であると共に、円相当直径で2μm超の酸化物が1mm2当り100個以下であり、且つ下記1式で規定されるA値が5.0以下であることを特徴とする耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属。A値=100×[C]-6×insol.Cr-2×insol.Mo-24×insol.V-13×insol.Nb×[Mo]-insol.Mo...1但し、insol.Cr,insol.Mo,insol.Nbおよびinsol.Vは、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するCr,Mo,NbおよびVの夫々の含有量質量を示し、[C]および[Mo]は、溶接金属中のCおよびMoの夫々の含有量質量を示す。更に他の元素として、Cu:1.0以下0を含まないおよび/またはNi:1.0以下0を含まないを含有するものである請求項1に記載の溶接金属。更に他の元素として、B:0.0050以下0を含まないを含有するものである請求項1または2に記載の溶接金属。更に他の元素として、W:0.50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溶接金属。更に他の元素として、Al:0.030以下0を含まないを含有するものである請求項1~4のいずれかに記載の溶接金属。更に他の元素として、Ti:0.020以下0を含まないを含有するものである請求項1~5のいずれかに記載の溶接金属。請求項1~6のいずれかに記載の溶接金属を備えた溶接構造体。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、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐SR割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属、およびこのような溶接金属を備えた溶接構造体を提供することにある。上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接金属とは、C:0.05~0.15質量の意味。以下同じ、Si:0.1~0.50、Mn:0.6~1.30、Cr:1.8~3.0、Mo:0.80~1.20、V:0.25~0.50、Nb:0.010~0.050、N:0.025以下0を含まない、O:0.020~0.060を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、円相当直径で1μm超の酸化物が1mm2当り2000個以下であると共に、円相当直径で2μm超の酸化物が1mm2当り100個以下であり、且つ下記1式で規定されるA値が5.0以下である点に要旨を有する。A値=100×[C]-6×insol.Cr-2×insol.Mo-24×insol.V-13×insol.Nb×[Mo]-insol.Mo...1但し、insol.Cr,insol.Mo,insol.Nbおよびinsol.Vは、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するCr,Mo,NbおよびVの夫々の含有量質量を示し、[C]および[Mo]は、溶接金属中のCおよびMoの夫々の含有量質量を示す。本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、aCu:1.0以下0を含まないおよび/またはNi:1.0以下0を含まない、bB:0.0050以下0を含まない、cW:0.50以下0を含まない、dAl:0.030以下0を含まない、eTi:0.020以下0を含まない、等を含むことも好ましく、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。本発明は、上記のような溶接金属を備えた溶接構造体をも包含する。本発明によれば、化学成分組成と共に、所定大きさの酸化物の個数を規定し、且つ応力除去焼鈍後において化合物として存在するCr,Mo,NbおよびVの夫々の含有量質量と、溶接金属中のCおよびMoとの関係を適切に規定するようにしたので、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐SR割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が実現できる。本発明者らは、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐SR割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、粗大な酸化物を低減すると共に、SR焼鈍後の溶接金属中の全C量、Mo量上記[C]、[Mo]、化合物として存在するCr,Mo,NbおよびV量上記insol.Cr,insol.Mo,insol.Nbおよびinsol.Vを制御することで、上記諸特性を兼備できることを見出し、本発明を完成した。即ち、本発明では、溶接金属の化学成分組成を適切に制御すると共に、溶接金属中に存在する円相当直径で1μm超の酸化物を1mm2当り2000個以下2000個/mm2以下、円相当直径で2μm超の酸化物が1mm2当り100個以下100個/mm2以下に低減するとともに、下記1式によって規定されるA値を5.0以下に制御することで、靭性、耐焼戻し脆化特性をはじめとする諸特性が兼備できることを見出した。A値=100×[C]-6×insol.Cr-2×insol.Mo-24×insol.V-13×insol.Nb×[Mo]-insol.Mo...1但し、insol.Cr,insol.Mo,insol.Nbおよびinsol.Vは、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するCrMo,NbおよびVの夫々の含有量質量を示し、[C]および[Mo]は、溶接金属中のCおよびMoの夫々の含有量質量を示す。上記円相当直径とは、光学顕微鏡の観察面上で認められる酸化物粒子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である。また、化合物として存在するCr,Mo,NbおよびVの夫々の含有量質量は、抽出残渣法によって求められるものである。尚、[C]および[Mo]は、溶接金属中のCおよびMoの夫々の含有量質量を示すが、これらの量は、応力除去焼鈍の前後において変化しないものである。溶接金属の耐焼戻し脆化特性は、SR焼鈍後に、ステップクーリングと称する熱処理を施し、通常のSR焼鈍を施した溶接金属と比較してどの程度靭性が劣化したかによって評価される。本発明者らは、このステップクーリング時に析出する微細炭化物Mo2Cが、析出強化により溶接金属を硬化させることで靭性劣化をもたらすことを新たに見出し、上記1式で規定されるA値を制御することによって、Mo2Cの析出を抑制し、ステップクーリング後の靭性劣化を抑制し、耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属が実現できたのである。上記1式で規定されるA値は、ステップクーリング時のMo2C析出に寄与する固溶C、固溶Moに関連する要件を規定したものであり、熱力学的にはMo2C析出の駆動力を表現したものである。このA値が小さくなるほど、Mo2Cの析出量が少なくなる。従って、耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属を得るためには、A値を所定の値以下に制御する必要がある。こうした観点から、A値は5.0以下とする必要があり、5.0よりも大きくなると、Mo2Cの析出量が増加して耐焼戻し脆化特性が劣化する。このA値は、好ましくは4.5以下であり、より好ましくは4.0以下であり、更に好ましくは3.5以下である。本発明の溶接金属においては、所定大きさの酸化物の個数を制御する必要がある。このように酸化物の形態を制御することによって、溶接金属の組織微細化が図れ、靭性の向上が図れる。こうした観点から、溶接金属中に存在する円相当直径で1μm超の酸化物を2000個/mm2以下、円相当直径で2μm超の酸化物を100個/mm2以下に低減する必要があり、これらの上限を超えて酸化物が存在すると、良好な靭性が確保できなくなる。尚、円相当直径で1μm超の酸化物は、好ましくは1500個/mm2以下であり、より好ましくは1200個/mm2以下であり、本発明によれば100個/mm2程度まで低減できる。また円相当直径で2μm超の酸化物は、好ましくは60個/mm2以下であり、より好ましくは40個/mm2以下である。本発明の溶接金属において、その化学成分組成を適切に制御することも重要な要件であるが、その範囲設定理由は以下の通りである。[C:0.05~0.15]Cは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素である。C含有量が0.05よりも低いと、所定の強度が得られない。しかしながら、C含有量が過剰になると、炭化物の粗大化を招くことで、靭性低下の原因となるので0.15以下とする。C含有量の好ましい下限は0.07以上であり、より好ましくは0.09以上であり、好ましい上限は0.13以下、より好ましくは0.12以下である。[Si:0.1~0.50]Siは、溶接時の作業性を良好にする上で有効な元素である。Si含有量が0.1を下回ると、溶接作業性が劣化する。しかしながら、Si含有量が過剰になると、強度の過大な上昇、またはマルテンサイト等の硬質組織増加をもたらし、靭性低下を招くので、0.50以下とする。尚、Si含有量の好ましい下限は0.15以上であり、より好ましくは0.17以上であり、好ましい上限は0.40以下、より好ましくは0.32以下である。[Mn:0.6~1.30]Mnは、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素であり、その含有量が0.6を下回ると、室温での強度が低下するほか、耐SR割れ性にも悪影響を及ぼす。しかしながら、Mn含有量が過剰になると、高温強度を低下させるので、1.30以下とする必要がある。尚、Mn含有量の好ましい下限は0.8以上であり、より好ましくは1.0以上であり、好ましい上限は1.2以下、より好ましくは1.15以下である。[Cr:1.8~3.0]Cr含有量が1.8よりも低くなると、旧γ粒界にフィルム状の粗大セメンタイトが析出するようになり、耐SR割れ性が劣化する。しかしながら、Cr含有量が過剰になると、炭化物粗大化を招くことで靭性低下の原因となるので、3.0以下とする必要がある。尚、Cr含有量の好ましい下限は1.9以上であり、より好ましくは2.0以上であり、好ましい上限は2.8以下、より好ましくは2.6以下である。[Mo:0.80~1.20]Moは、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Mo含有量が0.80よりも低いと、所定の強度が得られない。しかしながら、Mo含有量が過剰になると、強度の過大な上昇により靭性を低下させるとともに、SR焼鈍後の固溶Moの増加をもたらし、ステップクーリング時に微細Mo2Cが析出することで耐焼戻し脆化特性が劣化するので、1.20以下とする必要がある。尚、Mo含有量の好ましい下限は0.9以上であり、より好ましくは0.95以上であり、好ましい上限は1.15以下、より好ましくは1.1以下である。[V:0.25~0.50]Vは、炭化物MC炭化物:Mは炭化物形成元素を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。V含有量が0.25を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、V含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、0.50以下とする必要がある。尚、V含有量の好ましい下限は0.27以上であり、より好ましくは0.30以上であり、好ましい上限は0.45以下、より好ましくは0.40以下である。[Nb:0.010~0.050]Nbは、炭化物MC炭化物を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Nb含有量が0.010を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Nb含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、0.050以下とする必要がある。尚、Nb含有量の好ましい下限は0.012以上であり、より好ましくは0.015以上であり、好ましい上限は0.040以下、より好ましくは0.035以下である。[N:0.025以下0を含まない]Nは、溶接金属のクリープ強度を確保する上で有用な元素であるが、N含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、0.025以下とする必要がある。尚、上記効果を発揮させる上で好ましい下限は、0.004以上より好ましくは0.005以上であり、好ましい上限は0.020以下より好ましくは0.018以下である。O:0.020~0.060Oは、酸化物を形成し、組織微細化に寄与することで靭性を向上させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、0.020以上含有させる必要がある。しかしながら、O含有量が過剰になって0.060を超えると、粗大な酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることでかえって靭性は低下する。尚、O含有量の好ましい下限は0.025以上より好ましくは0.028以上であり、好ましい上限は0.050以下より好ましくは0.045以下である。本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素例えば、P,S等の混入が許容され得る。本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、aCu:1.0以下0を含まないおよび/またはNi:1.0以下0を含まない、bB:0.0050以下0を含まない、cW:0.50以下0を含まない、dAl:0.030以下0を含まない、eTi:0.020以下0を含まない、等を含有させることが好ましく、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。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。[Cu:1.0以下0を含まないおよび/またはNi:1.0以下0を含まない]CuおよびNiは、組織微細化による靭性向上に有効な元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が過大となって靭性が低下するので、CuまたはNiの含有量は、夫々1.0以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々0.8以下、更に好ましくは0.5以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも0.05以上より好ましくは0.1以上である。[B:0.0050以下0を含まない]Bは、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のに有効な元素である。しかしながら、B含有量が過剰になると、耐SR割れ性を低下させるので、0.0050以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0040以下更に好ましくは0.0025以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、0.0005以上より好ましくは0.0010以上である。[W:0.50以下0を含まない]Wは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、W含有量が過剰になると、粒界に析出する炭化物を粗大化させ、靭性に悪影響を及ぼすので、0.50以下とすることが好ましい。より好ましくは0.3以下更に好ましくは、0.2以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、0.08以上より好ましくは0.1以上である。[Al:0.030以下0を含まない]Alは、脱酸剤として有効な元素である。しかしながら、Al含有量が過剰になると、酸化物粗大化を招き靭性に悪影響を及ぼすので、0.030以下とすることが好ましい。より好ましくは0.020以下更に好ましくは、0.015以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、0.001以上より好ましくは0.0012以上である。[Ti:0.020以下0を含まない]Tiは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ti含有量が過剰になると、MC炭化物の析出強化が促進されることによる粒内強化の著しい上昇をもたらし、耐SR割れ性を低下させるので、0.020以下とすることが好ましい。より好ましくは0.015以下更に好ましくは、0.012以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、0.005以上より好ましくは0.008以上である。本発明の溶接金属を得るための溶接方法は、アーク溶接法であれば特に限定するものではないが、化学反応容器等を実際に溶接施工する際に多用される、サブマージアーク溶接SAW、被覆アーク溶接SMAWの適用が好ましい。但し、本発明の溶接金属を実現するためには、溶接材料および溶接条件を適切に制御する必要がある。溶接材料成分は、当然ながら必要とされる溶接金属成分により制約を受け、また所定の炭化物形態を得るためには、溶接条件および溶接材料成分が適切に制御されなければならない。例えば、SAWにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が2.5~5.0kJ/mmで、且つ溶接時の予熱-パス間温度が190~250°C程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接ワイヤ中のMo含有量を1.3以下、V含有量を0.36以上、Nb含有量を0.012以上とした上で、これらVとNbの合計含有量に対するMo含有量の比Mo/VNbを2.8以下とし、更にボンドフラックスの金属CaおよびAl2O3の濃度が、下記2式を満足するように制御すれば良い。17/9×[Ca]/[Al2O3]≧0.015...2但し、[Ca]、[Al2O3]は、夫々ボンドフラックスに含まれる金属Ca、Al2O3の濃度質量である。溶接ワイヤ中の溶接ワイヤ中のMo含有量、V含有量およびNb含有量が上記の範囲を外れると、或は比Mo/VNbの値が2.8を超えると、SR焼鈍後の固溶Mo量、固溶C量が増加し、A値を5.0以下に抑制できなくなる。溶接ワイヤ中のMo含有量は、好ましくは1.2以下であり、より好ましくは1.1以下である。溶接ワイヤ中のV含有量は、好ましくは0.37以上であり、より好ましくは0.38以上である。溶接ワイヤ中のNb含有量は、好ましくは0.018以上であり、より好ましくは0.020以上である。また上記比Mo/VNbの値は、好ましくは2.7以下であり、より好ましくは2.6以下である。ボンドフラックスの金属CaおよびAl2O3の濃度が、上記2式を満足しない場合には[17/9×[Ca]/[Al2O3]<0.015]、凝集合体により粗大化しやすいAl2O3酸化物が一部残存し、粗大酸化物が規定の範囲を超えてしまう。上記17/9×[Ca]/[Al2O3]の値は、好ましくは0.017以上であり、より好ましくは0.018以上である。SAWにおける入熱量が2.5kJ/mmを下回るか、或は予熱-パス間温度が190°Cを下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、冷却中に十分な炭化物が生成しなくなるため、上記A値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱量が5.0kJ/mmを上回るか、或は予熱-パス間温度が250°Cを上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、SR焼鈍時の炭化物生成量が減少し、上記A値が所定の範囲を満たさなくなる。一方、SMAWにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が2.3~3.0kJ/mmで、且つ溶接時の予熱-パス間温度が190~250°C程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接棒を製造するに際し、心線のMo含有量を1.20以下とすると共に、被覆剤のV含有量を0.85以上、被覆剤のNb含有量を0.10以上好ましくは0.11以上、より好ましくは0.13以上とした上で、被覆剤中のMgOの含有量を2.0以上とすれば良い。心線のMo含有量、被覆剤のV含有量およびNb含有量は、A値を適正な範囲に制御する上で重要な要件であり、これらが上記の範囲を外れると、SR焼鈍後の固溶Mo量、固溶C量が増加し、A値を5.0以下に抑制できなくなる。被覆剤のMgOは、粗大酸化物の生成を抑制する効果がある。その理由については、明らかではないが、溶接金属中における脱酸元素とフリー元素のバランスを変化させることで、微細酸化物の生成を促進するものと考えられる。こうした効果を発揮させるためには、被覆剤のMgO含有量は、2.0以上とするのが良い。被覆剤のMgO含有量は、好ましくは2.1以上であり、より好ましくは2.2以上である。SMAWにおける入熱量が2.3kJ/mmを下回るか、或は予熱-パス間温度が190°Cを下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、冷却中に十分な炭化物が生成しなくなるため、上記A値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱量が3.0kJ/mmを上回るか、或は予熱-パス間温度が250°Cを上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、SR焼鈍時の炭化物生成量が減少し、上記A値が所定の範囲を満たさなくなる。上記のような条件に従って溶接金属を形成することによって、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐SR割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られ、このような溶接金属を備えた溶接構造体が実現できる。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性質のものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。下記の成分を有する母材を用い、後述の各溶接条件にて溶接金属を作製し、熱処理を施した後、各種特性を評価した。[母材組成質量]C:0.12、Si:0.23、Mn:0.48、P:0.004、S:0.005、Cu:0.04、Al:<0.002、Ni:0.08、Cr:2.25、Mo:0.99、V:0.004、Ti:0.002、Nb:0.005残部:鉄および不可避的不純物[溶接条件SAW]溶接方法:サブマージアーク溶接SAW母材板厚:25mm開先角度:10°V字型ルート間隔:25mm溶接姿勢:下向きワイヤ径:4.0mmφワイヤ組成は下記表1、2に示す入熱条件AC-ACタンデムア2.4kJ/mmL:440A-25V/T:480A-27V,10mm/秒イ2.6kJ/mmL:480A-25V/T:500A-28V,10mm/秒ウ3.7kJ/mmL:580A-30V/T:600A-32V,10mm/秒エ4.8kJ/mmL:440A-25V/T:480A-27V,5mm/秒オ5.2kJ/mmL:480A-25V/T:500A-28V,5mm/秒但し、L:Leadingwire先行電極、T:Trailingwire後行電極予熱-パス間温度:180~260°C積層方法:1層2パス計6層使用フラックス組成組成A質量SiO2:8、Al2O3:14、MgO:31、CaF2:27、CaO:10、Ca:0.13、その他CO2、AlF3等:10組成B質量SiO2:8、Al2O3:14、MgO:31、CaF2:27、CaO:10、Ca:0.08、その他CO2、AlF3等:10[溶接条件SMAW]溶接方法:被覆アーク溶接SMAW母材板厚:20mm開先角度:20°V字型ルート間隔:19mm溶接姿勢:下向き心線径:5.0mmφ被覆剤の組成は下記表7に示す入熱条件カ2.1kJ/mm210A-27V,2.7mm/秒キ2.3kJ/mm215A-27V,2.5mm/秒ク2.7kJ/mm215A-27V,2.2mm/秒ケ3.0kJ/mm220A-27V,2.0mm/秒コ3.2kJ/mm225A-28V,2.0mm/秒予熱-パス間温度:180~260°C積層方法:1層2パス計8層使用心線組成組成a質量C:0.09、Si:0.15、Mn:0.49、Cu:0.04、Ni:0.03、Cr:2.31、Mo:1.10残部:鉄および不可避的不純物組成b質量C:0.08、Si:0.18、Mn:0.50、Cu:0.03、Ni:0.03、Cr:2.28、Mo:1.22残部:鉄および不可避的不純物熱処理SR焼鈍処理得られた溶接金属に、SR焼鈍処理として705°Cで8時間の熱処理を実施した。SR焼鈍処理は、供試材を加熱し、供試材の温度が300°Cを超えると、昇温速度が毎時55°C55°C/時以下となるように加熱条件を調整し、供試材の温度が705°Cに到達するまで加熱した。そして、705°Cで8時間保持した後、供試材の温度が300°C以下になるまで、冷却速度が55°C/時以下となるように供試材を冷却した。尚、このSR焼鈍処理において、供試材の温度が300°C以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。ステップクーリングSR焼鈍処理後の供試材に脆化促進処理としてのステップクーリングを実施した。図1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1に示すように、ステップクーリングは、供試材を加熱し、供試材の温度が300°Cを超えると、温度上昇が毎時50°C50°C/時以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度を593°Cに到達するまで加熱し、その温度で1時間保持する。その後、同様の要領で、538°Cで15時間、524°Cで24時間、496°C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°Cの温度で試験片が冷却される様に調整する。更に、496°Cで保持された試験片を、毎時2.8°C2.8°C/時で冷却して468°Cとし、この温度で100時間保持する。そして、供試材の温度が300°C以下となるまで、温度降下が毎時28°C28°C/時以下となる様に供試材を冷却する。尚、このステップクーリング処理において、SR焼鈍処理と同様に、供試材の温度が300°C以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。[評価特性]円相当直径が1μm超の酸化物の個数、および円相当直径が2μm超の酸化物の個数上記で705°C×8時間のSR焼鈍処理を施した溶接金属の最終パス中央部を鏡面研磨し、倍率:1000倍で0.037μm2の画像を4枚撮影し、撮影した酸化物のサイズ、個数密度を画像解析ソフトImage-ProPlusMediaCybernetics社製により算出し、円相当直径が1μm超または円相当直径が2μm超の酸化物を選択したうえで円相当直径が2μm超の酸化物の個数は、円相当直径が1μm超の酸化物の個数にも含まれる、それらの個数を算出した。化合物として存在するCr,Mo,NbおよびVの含有量705°C×8時間のSR焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中心部を、10体積アセチルアセトン-1体積テトラメチルアンモニウムクロライド-メタノール溶液により電解抽出し、フィルター孔径:0.1μmのフィルターで濾過して残渣を得た後、この残渣をICP発光分析にかけ、化合物として存在するCr,Mo,NbおよびVの含有量を求めた。強度705°C×32時間のSR焼鈍処理を施した溶接金属の板厚表面から10mm深さの位置より、図2に基づき溶接線方向に引張試験片JISZ3111A2号を採取し、室温25°Cにおいて、JISZ2241の要領で、引張強度TSを測定した。引張強度TS>600MPaを強度に優れると評価した。靭性705°C×8時間のSR焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中央部より、図3に基づき溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片JISZ31114号Vノッチ試験片を採取し、JISZ2242の要領で、シャルピー衝撃試験を実施し、3回の吸収エネルギーの平均値が54Jとなる温度vTr54を測定した。vTr54が-50°C以下のときに靭性に優れると評価した。また705°C×8時間のSR焼鈍処理後にステップクーリングを施した溶接金属について、同様の要領で、吸収エネルギーの平均値が54Jとなる温度vTr’54を測定した。vTr’54が-50°C以下のときに靭性に優れると評価した。耐焼戻し脆化特性上記で測定したvTr54とvTr’54の差ΔvTr54が5°C以下のときに[ΔvTr54=vTr’54-vTr54≦5°C]、耐焼戻し脆化特性靭性に優れると評価した。尚、ΔvTr54が負の値となる場合には、0°Cとして表示した。これは、焼戻脆化がほとんど生じない優れた溶接金属である。耐SR割れ性溶接金属の最終パス原質部より、スリットサイズ=0.5mmのリング割れ試験片を下記に基づき採取した。625°C×10時間のSR焼鈍処理を施し、試験片6個観察面3×試験数2とも、ノッチ底部近傍に割れが発生しなかった場合を耐SR割れ性に優れる評価○と評価し、割れが発生した場合を耐SR割れ性に劣る評価×と評価した。このとき、耐SR割れ性の評価方法として、リング割れ試験の概要を以下に示す。図4Aに試験片の採取位置、図4Bに試験片の形状を示す。Uノッチ直下組織が原質部となるように、最終ビード表面直下から採取し、スリットサイズ幅は0.5mmとする。スリット幅が0.05mmとなるまで押し縮め、スリット部をTIG溶接し、ノッチ底部に引っ張り残留応力を負荷する。TIG溶接後の試験片をマッフル炉にて625°C×10時間のSR焼鈍処理を施し、SR焼鈍処理後、図4Cに示すように、試験片を3等分して採取し観察面1~3、その断面ノッチ底部付近を光学顕微鏡にて観察し、SR割れ発生状況を観察した。[実施例1]SAWで溶接金属を形成したときに用いた各種溶接ワイヤW1~44の化学成分組成を、比[Mo/VNb]の値と共に、下記表1、2に示す。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件溶接ワイヤNo.入熱条件、使用フラックス、予熱-パス間温度およびA値と共に、下記表3、4に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果[各大きさの酸化物個数、引張強度TS、靭性vTr54、vTr’54、耐焼戻し脆化特性ΔvTr54、耐SR割れ性]を下記表5、6に示す。表1~6から次のように考察できる尚、下記No.は、表3~6の試験No.を示す。No.1~30は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐SR割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。一方、No.31~49は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、いずれかの特性が劣っている。このうち、No.31は、入熱条件に原因して入熱量が2.4kJ/mmA値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。No.32は、入熱条件に原因して入熱量が5.2kJ/mmA値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。No.33は、予熱-パス間温度が適正な範囲よりも低く、A値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。No.34は、予熱-パス間温度が適正な範囲よりも高く、A値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。No.35は、使用フラックスの金属CaおよびAl2O3の濃度が、上記2式の関係を満足しない組成Bを用いた例であり、粗大な酸化物の個数が増加し、靭性vTr54、vTr’54が劣化している。No.36は、C含有量が不足しており、強度が低下している。No.37は、C含有量が過剰になっており、またCr炭化物の含有量が不足しており、A値が大きくなっており、靭性vTr54、vTr’54、耐焼戻し脆化特性ΔvTr54、および耐SR割れ性が劣化している。No.38は、溶接ワイヤ中の比[Mo/VNb]の値が高く2.93、また溶接金属中のSi含有量が過剰でMn含有量が不足しており、A値が大きくなっており、強度が低下すると共に、靭性vTr54、vTr’54、耐焼戻し脆化特性ΔvTr54、および耐SR割れ性のいずれも劣化している。No.39は、Mn含有量が過剰になっており、靭性vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.40は、溶接金属中のNi含有量が過剰になっており、またA値が大きくなっており、靭性vTr54、vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.41は、Cr含有量およびMo含有量が過剰であると共に、Cu含有量も過剰になっており、またA値が大きくなっており、靭性vTr54、vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.42は、溶接金属中のMo含有量が不足しており、またAl含有量が過剰になっており、粗大酸化物の個数が増加し、強度が低下すると共に靭性vTr54、vTr’54が劣化している。No.43は、溶接ワイヤの組成に原因して溶接金属中のV含有量が不足すると共に、B含有量が過剰になっており、またA値が大きくなっており、強度が低下すると共に、靭性vTr’54、耐焼戻し脆化特性ΔvTr54および耐SR割れ性が劣化している。No.44は、溶接金属中のV含有量およびW含有量が過剰になっており、靭性vTr54、vTr’54が劣化している。No.45は、溶接金属中のNb含有量およびTi含有量が過剰になっており、靭性vTr54、vTr’54および耐SR割れ性が劣化している。No.46は、溶接ワイヤの組成に原因して溶接金属中のNb含有量が不足すると共に、O含有量も不足しており、またA値が大きくなっており、強度が低下すると共に靭性vTr54、vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.47は、溶接金属中のN含有量が過剰になっており、靭性vTr54、vTr’54が劣化している。No.48は、溶接金属中のO含有量が過剰になっており、またA値が大きくなっており、各酸化物の個数が増加し、靭性vTr54、vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.49は、A値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。[実施例2]SMAWで溶接金属を形成したときに用いた各種被覆剤の化学成分組成を、下記表7に示す被覆剤No.B1~24。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件被覆剤No.入熱条件、心線種類、予熱-パス間温度およびA値と共に、下記表8に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果[各大きさの酸化物個数、引張強度TS、靭性vTr54、vTr’54、耐焼戻し脆化特性ΔvTr54、耐SR割れ性]を下記表9に示す。表7~9から次のように考察できる尚、下記No.は、表8、9の試験No.を示す。No.50~63は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐焼戻し脆化特性ΔvTr54を発揮すると共に、靭性、耐SR割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。一方、No.64~77は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。いずれかの特性が劣っている。このうち、No.64は、予熱-パス間温度が適正な範囲よりも低く、A値が大きくなっており、靭性vTr’54および耐焼戻し脆化特性が劣化している。No.65は、予熱-パス間温度が適正な範囲よりも高く、A値が大きくなっており、靭性vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.66は、入熱条件に原因して入熱量が2.1kJ/mmA値が大きくなっており、靭性vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.67は、入熱条件に原因して入熱量が3.2kJ/mmA値が大きくなっており、靭性vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.68は、心線の成分組成が適切でないbを用いたため、A値が大きくなっており、靭性vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.69は、C含有量が不足すると共に、強度が不足している。No.70は、Mn含有量が不足すると共に、Cr含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靭性vTr54、vTr’54および耐SR割れ性が劣化している。No.71は、Mn含有量およびV含有量が過剰になっており、靭性vTr54、vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.72は、C含有量およびMo含有量が過剰になっており、またA値が大きくなっており、靭性vTr54、vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.73は、被覆剤のNb含有量に原因してA値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.74は、被覆剤のV含有量に原因してA値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.75は、Si含有量が過剰になると共にNb含有量が不足しており、またA値が大きくなっており、強度が不足すると共に、靭性vTr54、vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.76は、V含有量が不足してA値が大きくなっており、また被覆剤中のMgO含有量に原因して粗大な酸化物が増加しており、強度が不足すると共に、靭性vTr54、vTr’54および耐焼戻し脆化特性ΔvTr54が劣化している。No.77は、Nb含有量およびB含有量が過剰になっており、靭性vTr54、vTr’54および耐SR割れ性が劣化している。"