JP6191393B2 - 極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属、及び、それを形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックス - Google Patents

極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属、及び、それを形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックス Download PDF

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Description

本発明は、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接して製造し、極寒冷地で使用するラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部の引張強度が５００〜８５０ＭＰａ級の溶接金属、及び、該溶接金属を形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックスに関するものである。
近年、極寒冷地でのエネルギー源の開発が進み、ラインパイプ用ＵＯ鋼管には、極寒冷地でも耐え得る低温靱性が要求されている。最近では、−６０℃で靱性を維持することが可能な材料の開発が行われている。これに伴い、ラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部にも、同様に、極寒冷地でも耐え得る低温靱性が要求される。
シーム溶接部は、大きく、溶接金属と溶接熱影響部（ＨＡＺ）からなるが、溶接金属の低温靱性を改善することが一つの課題であり、これまで、改善手法が数多く提案されている。
特許文献１には、高強度高靱性を有する溶接金属とその形成方法が開示されている。この方法では、溶接金属の成分組成と炭素当量を規定して、７００Ｎ／ｍｍ以上の高強度と、−４０℃以下での低温靱性を確保しているが、溶接金属の成分組成において酸素量が考慮されていないので、低温靱性の改善が不十分である。
特許文献２には、低温靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法が開示されている。対象鋼管がＸ１００超の高強度ＵＯ鋼管であるが、溶接金属の成分組成において酸素量が考慮されていないので、やはり、低温靱性の改善が不十分である。
特許文献３には、低温靱性に優れた高強度ラインパイプ（Ｘ８０〜Ｘ１００級）が開示されている。溶接金属の降伏強度ＹＳは５５０ＭＰａ以上であるが、溶接金属にＢが添加されていないし、また、Ａｌ量も考慮されていないので、十分な極低温靱性が得られていない。
特許文献４には、低温靱性に優れた高強度ラインパイプが開示されている。この高強度ラインパイプにおいては、６９０ＭＰａ以上の強度を想定して、溶接金属にＢが添加されていないので、低温靱性の改善が不十分である。
特許文献５には、溶接金属中のＢを利用してＨＡＺ靱性を改善した溶接継手が開示されている。溶接金属の成分組成は規定されているが、靱性確保に重要な酸素量が考慮されていないので、低温靱性の改善は不十分である。
特許文献６には、低温用高靱性ＵＯＥ鋼管が開示されている。Ｘ８０級の溶接金属において、固溶Ｂは考慮されていないことに加え、靱性改善に必要なＡｌ量が考慮されていないので、低温靱性の改善が不十分である。なお、溶接ワイヤから溶接金属にＢを添加しているが、溶接ワイヤへのＢ添加は歩留りや、成分組成の安定性の点で難点がある。
特許文献７には、高強度溶接鋼管の製造方法が開示されている。この鋼管の溶接金属においてはＢ量が少なく、酸素量とＢ量の関係が考慮されていないし、また、固溶Ｂに注目していない。
特許文献８には、低温用高強度鋼管が開示されている。この鋼管においては、ＨＡＺ靱性が改善されているが、溶接金属においては、固溶Ｂに注目していないし、酸素量とＢ量の関係も考慮していない。
特開平０９−０４９０５５号公報 特開２０００−２５６７７９号公報 特開２０００−３５５７２９号公報 特開２００４−０４３９１１号公報 特開２００５−００２４７６号公報 特開２００５−０２３４２９号公報 特開２００６−１８３１２７号公報 特開２００６−３２８５２３号公報
本発明は、従来技術の現状に鑑み、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接して製造した、例えば、−６０℃の極低温域で使用するラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部の“溶接ままの溶接金属”（以下「溶接金属」という。）に、極低温靱性を付与することを課題とし、極低温靱性を備える溶接金属、及び、該溶接金属を形成する溶接ワイヤと溶接フラックスを提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。溶接金属に極低温靱性を付与するためには、溶接金属の低温靱性を極低温域まで安定化させる必要がある。そのためには、溶接金属の組織を微細化し最適化することが一つの手段である。
Ｂは、靱性に悪影響を与える粒界フェライトの生成を抑制する元素であるが、本発明者らの検討の結果、溶接金属において、極低温で靱性を確保するためには、単なるＢの添加ではなく、(x)溶接金属の酸素量を考慮してのＢの添加と、及び、(y)その結果の固溶Ｂ量が重要であることが判明した。
即ち、溶接金属の低温靱性を極低温域まで安定化させるためには、(z1)溶接金属に添加するＢ量、及び、(z2)溶接金属中に残る固溶Ｂの量、を最適化することが重要で、この最適化により、溶接金属の低温靱性を極低温域まで安定に維持できることが判明した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接して製造したＵＯ鋼管のシーム溶接部の引張強度が５００〜８５０ＭＰa級の溶接金属であって、
（ｉ）成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３％以上、０．１０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、
Ｍｎ：０．８０％以上、２．２０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．１９％以上、０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以上、０．０３５％以下、
Ｎ ：０．００４５％以下、
Ａｌ：０．００３％以上、０．０１８％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２５％以下、
Ｂ ：０．０００４％以上、０．００４０％以下、
固溶Ｂ：０．０００１％以上、０．００２０％以下、及び、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
からなり、
（ii-1）下記式（１）で定義するＰCMが０．１２以上、０．３０以下であり、
ＰCM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０
＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ ・・・（１）
［Ａ］は、元素Ａの量（質量％）
（ii-2）Ｏ量［Ｏ］とＢ量［Ｂ］が下記式（２）を満たし、
０．１０×［Ｏ］−０．００１５≦［Ｂ］≦０．２０×［Ｏ］−０．００１５
・・・（２）
（ii-3）Ｏ量［Ｏ］とＡｌ量［Ａｌ］が下記式（３）を満たし、
０．１０×［Ｏ］＋０．００１３≦［Ａｌ］≦０．１２５×［Ｏ］＋０．０１６８
・・・（３）
（ii-4）Ｏ量［Ｏ］、Ｎ量［Ｎ］、Ａｌ量［Ａｌ］、及び、Ｔｉ量［Ｔｉ］に基づき、下記式（４）で算出するα’と、Ｏ量［Ｏ］が下記式（５）を満たす
α’＝（１．５×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）＋３．４×［Ｎ］）−［Ｔｉ］）
×１０００ ・・・（４）
５９２．０×［Ｏ］−１５．１≦α’≦６４２．０×［Ｏ］＋１２．０・・・（５）
ことを特徴とする極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属。
（２）前記成分組成が、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）に記載の極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属。
（３）前記（１）又は（２）に記載の極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属を形成する溶接ワイヤであって、
成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．００５％以上、０．４００％以下、
Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、４．００％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：０．２５０％以下、
Ａｌ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００２％以上、０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以下、
Ｖ ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００８％以下、
Ｏ ：０．００５％以下、及び、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とするサブマージアーク溶接用ワイヤ。
（４）前記成分組成が、Ｎｉ：６．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（３）に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤ。
（５）前記（３）又は（４）に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤを用いて、前記（１）又は（２）に記載の極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属を形成する際に用いるフラックスであって、
（ｉ）成分組成が、質量％で、
ＳｉＯ2：６％以上、２３％以下、
ＣａＯ：４％以上、２０％以下、
ＣａＦ2：１０％以上、６０％以下、
ＭｇＯ：１％以上、８％以下、
Ａｌ2Ｏ3：６％以上、４５％以下、
Ｂ2Ｏ3：０．０５％以上、０．６％以下
及び不可避の不純物からなり、かつ、
（ii）下記式（６）で定義する塩基度が０．２以上、３．８以下であることを特徴とするサブマージアーク溶接用フラックス。
６．５×｛ＢａＯ｝＋６．０５×｛ＣａＯ｝＋４×｛ＭｇＯ｝＋５．１×｛ＣａＦ2｝＋４．８×｛ＭｎＯ｝＋３．４×｛ＦｅＯ｝−０．２×｛Ａｌ2Ｏ3｝−６．３１×｛ＳｉＯ2｝−２．２×｛ＴｉＯ2｝−０．３×｛ＺｒＯ2｝ ・・・（６）
ここで｛ＡＢ｝はＡＢのモル％
（６）前記成分組成が、質量％で、ＭｎＯ：１％以上、１０％以下、ＴｉＯ2：１％以上、２５％以下、ＢａＯ：１％以上、１５％以下、Ｋ2Ｏ：０．２％以上、１．２％以下、Ｌｉ2Ｏ：０．４％以上、４．０％以下、ＦｅＯ：０．５％以上、３．０％以下、及び、ＺｒＯ2：１％以上、１５％以下の１又は２種以上を含むことを特徴とする前記（５）に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
本発明によれば、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接して製造したラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部の溶接金属として、−６０℃の極低温域まで靱性が安定な溶接金属を提供することができる。また、本発明によれば、−６０℃の極低温域まで靱性が安定な溶接金属を形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックスを提供することができる。
Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接で製造したラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部の断面を示す図である。 溶接金属に添加するＢの最適量、及び、溶接金属中に残る固溶Ｂの最適量を、−６０℃吸収エネルギー≧１００Ｊを基準として、実験的に調査した結果を示す図である。（ａ）は、溶接金属のＢ量（質量％）と−６０℃吸収エネルギー（Ｊ）の関係を示し、（ｂ）は、溶接金属の固溶Ｂ量（質量％）と−６０℃吸収エネルギー（Ｊ）の関係を示す。 実施例で用いた開先形状を示す図である。 実施例で作成した溶接金属の機械的特性を評価するために用いた試験片を採取する位置を示す図である。（ａ）は、溶接金属の衝撃試験片の採取位置を示し、（ｂ）及び（ｃ）は、溶接金属の引張試験片の採取位置を示す。
図１に、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接で製造したラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部の断面を示す。通常、ＵＯ鋼管は鋼板を円筒状に成形した後、向かう突き合った端部を、円筒状の成形物の内面及び外面から、各々、一層でサブマージアーク溶接する。
一般に、サブマージアーク溶接に先立ち、仮付け溶接を行う。この仮付け溶接は、後のサブマージアーク溶接により消滅するので、ＵＯ鋼管のシーム溶接部に残存しない。
溶接は、通常、仮付け溶接を外面から行い、その後、内面から、最初にサブマージアーク溶接によりシーム溶接を行い、次いで、外面より後続溶接を行うが、仮付け溶接の存在や、このサブマージアーク溶接の順番は、本発明の効果に影響するものではない。
本発明は、一層のサブマージアーク溶接で形成した溶接金属の低温靱性を極低温域まで安定化するものである。なお、本発明は、一層のサブマージアーク溶接で溶接できるのであれば、鋼管以外にも適用することが可能である。
本発明者らは、溶接金属の低温靱性を極低温域まで安定化させるため、(z1)溶接金属に添加するＢの最適量、及び、(z2)溶接金属中に残る固溶Ｂの最適量を、−６０℃吸収エネルギー≧１００Ｊを基準として実験的に調査した。結果を図２に示す。
図２（ａ）に、溶接金属の総Ｂ量（質量％）と−６０℃吸収エネルギー（Ｊ）の関係を示し、図２（ｂ）に、溶接金属の固溶Ｂ量（質量％）と−６０℃吸収エネルギー（Ｊ）の関係を示す。
溶接金属へのＢ添加は、(a)ワイヤからの添加と、(b)フラックスからの添加の二つがあるが、ワイヤからの添加は、現実的に、ワイヤの品種が増える等、工業上課題が多いので、上記調査では、成分の調整が容易なフラックスからの添加を採用した。
フラックス中のＢ2Ｏ3（硼砂）の量を変えることにより、溶接金属のＢ量を調整し、溶接金属の−６０℃吸収エネルギー（Ｊ）を評価した。フラックスＡとフラックスＢは、溶接金属の酸素量が異なっている。
図２（ａ）に示すように、溶接金属の総Ｂ量で整理すると、−６０℃吸収エネルギー（Ｊ）との関係はフラックスの種類により限界のＢ量が明瞭でない。
一方、図２（ｂ）に示すように、固溶Ｂ量で整理すると、約２０ｐｐｍ（０．００２０質量％）超で、−６０℃吸収エネルギー（Ｊ）が１００Ｊを下回る。即ち、−６０℃吸収エネルギー≧１００Ｊを基準にすると、溶接金属の低温靭性は、固溶Ｂ：０．００２０質量％超で、急激に低下する。
この点が、本発明者らが見いだした新規で、本発明の基礎をなす知見である。
なお、固溶Ｂ量が過剰であると（例えば、２０ｐｐｍ超）、焼入れ性が上昇して、靱性の低い粗大なベイナイト組織が生成すると推定される。
Ｂは、溶接金属中では、固溶Ｂと、主に、酸素で固定されたＢの形態で存在する。酸素で固定されるＢの量は、溶接金属の酸素量により変化するので、図２（ａ）に示すように、溶接金属の酸素量が異なる場合、総Ｂ量で整理すると、靱性（−６０℃吸収エネルギー（Ｊ））との相関が判然としないと推測される。
溶接金属中のＢは、一部が、溶接中に、主に酸素で固定され、残りが、固溶Ｂとして溶接金属中に存在する。固溶Ｂ量を０．００２０％以下にするためには、酸素、窒素の他、Ｂを固定する元素の量を調整する必要がある。
特に、酸素の影響が大きいが、酸素は、先ず、Ａｌ及びＴｉにより消費され、残りの酸素が、Ｂの固定のために消費される。それ故、Ａｌ及びＴｉが過剰な場合は、Ｂを固定する酸素が少なくなり、固溶Ｂが多くなる。
また、過剰のＡｌ及びＴｉは、固溶強化元素として作用し、溶接金属組織の靱性を低下させる。そのため、Ａｌ及びＴｉの量も最適範囲に調整する必要がある。また、窒素も過剰に存在するとＢを固定してしまうため、上限を規定する必要がある。
以上のことを踏まえ、Ｂ及び固溶Ｂについては、
Ｂ：０．０００４％以上、０．００４０％以下、
固溶Ｂ：０．０００１％以上、０．００２０％以下、
と規定し、Ｏ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉについては、
Ｏ：０．０２０％以上、０．０３５％以下、
Ｎ：０．００４５％以下、
Ａｌ：０．００３％以上、０．０１８％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２５％以下、
と規定した。この成分組成の限定理由については後述する。
したがって、本発明の極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属（以下「本発明溶接金属」ということがある。）は、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接して製造したＵＯ鋼管のシーム溶接部の引張強度が５００〜８５０ＭＰａ級の溶接金属であって、成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３％以上、０．１０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、
Ｍｎ：０．８０％以上、２．２０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．１９％以上、０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０２０％以上、０．０３５％以下、
Ｎ ：０．００４５％以下、
Ａｌ：０．００３％以上、０．０１８％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２５％以下、
Ｂ ：０．０００４％以上、０．００４０％以下、
固溶Ｂ：０．０００１％以上、０．００２０％以下、
かつ、必要に応じて
Ｎｉ：２．０％以下
Ｃｒ：１．５％以下
Ｍｏ：１．０％以下
の一種又は二種以上で
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とする。
さらに、本発明溶接金属は、
（ii-1）下記式（１）で定義するＰCMが０．１２以上、０．３０以下であり、
ＰCM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０
＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ ・・・（１）
［Ａ］は、元素Ａの量（質量％）
（ii-2）Ｏ量［Ｏ］とＢ量［Ｂ］が下記式（２）を満たし、
０．１０×［Ｏ］−０．００１５≦［Ｂ］≦０．２０×［Ｏ］−０．００１５
・・・（２）
（ii-3）Ｏ量［Ｏ］とＡｌ量［Ａｌ］が下記式（３）を満たし、
０．１０×［Ｏ］＋０．００１３≦［Ａｌ］≦０．１２５×［Ｏ］＋０．０１６８
・・・（３）
（ii-4）Ｏ量［Ｏ］、Ｎ量［Ｎ］、Ａｌ量［Ａｌ］、及び、Ｔｉ量［Ｔｉ］に基づき、下記式（４）で算出するα’と、Ｏ量［Ｏ］が下記式（５）を満たす
α’＝（１．５×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）＋３．４×［Ｎ］）−［Ｔｉ］）
×１０００ ・・・（４）
５９２．０×［Ｏ］−１５．１≦α’≦６４２．０×［Ｏ］＋１２．０・・・（５）
ことを特徴とする。
ここで、溶接金属の成分組成の限定理由について説明する。なお、溶接金属の成分組成には、当然に、母材による希釈があるので、本発明溶接金属の成分組成は、母材による希釈を考慮して規定した。以下、％は質量％を意味する。上記式（１）、（２）、（３）、（４）、及び、（５）の限定理由については後述する。
Ｃ：０．０３％以上、０．１０％以下
Ｃは、溶接金属の強度の確保に有効な元素である。所要の強度を得るため、０．０３％以上とする。また、極低Ｃでも溶接中に高温割れが発生する可能性もある。好ましくは０．０５％以上である。一方、０．１０％を超えると、靱性が低下するので、０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下
Ｓｉは、溶接金属の脱酸と強度の向上に有効な元素である。添加効果を得るため０．０５％以上とする。好ましくは０．０８％以上である。一方、０．５０％を超えると、靱性が低下するので、０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．８０％以上、２．２０％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、溶接金属の脱酸と強度の向上に有効な元素である。添加効果を得るため０．８０％以上とする。好ましくは１．００％以上である。一方、２．２０％を超えると、靱性が低下するので、２．２０％以下とする。好ましくは２．００％以下である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、溶接金属の靱性を阻害する元素である。少ないほど好ましく、０．０１５％を超えると、溶接金属が著しく脆化するので、０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。下限は０％を含むが、母材から不可避的に０．００２％程度混入する。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、Ｐと同様に、溶接金属の靱性を阻害する元素である。少ないほど好ましく、０．０１０％を超えると、溶接金属が著しく脆化するので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は０％を含むが、母材から不可避的に０．００２％程度混入する。
Ｃｕ：０．５００％以下
Ｃｕは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度と靱性の改善に有効な元素であるので、含有しても特性に支障はないが、０．５００％を超えると、靭性を阻害するので、０．５００％以下とする。また、過剰に含有すると、溶接中に高温割れが発生する可能性が高くなる。好ましくは０．３５０％以下である。一方、焼入れ性を高め、強度と靱性を確保する点で、好ましくは０．１９％以上である。
Ｎｂ：０．０５０％以下
０．０５０％を超えると、靱性を阻害するので、０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３５％以下である。下限は特に規定しないが、母材からの希釈や溶接材料の製造上の不純物として０．００１％程度は含まれる。
Ｖ：０．０２０％以下
０．０２０％を超えると、靱性を阻害するので、０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。下限は特に規定しないが、母材からの希釈や溶接材料の製造上の不純物として０．００１％程度は含まれる。
Ｏ：０．０２０％以上、０．０３５％以下
Ｏは、粒内変態の核となる酸化物を形成する溶接金属の組織を制御する作用をなす元素である。また、不要のＢの固定も行う。
０．０２０％未満では、強度が５００〜８５０ＭＰａ級の溶接金属において、組織をアシキュラーフェライト主体の組織にするために必要な、粒内変態の核となる酸化物の形成が不十分となるので、０．０２０％以上とする。
一方、０．０３５％を超えると、溶接金属中の酸化物が粗大化するとともに、固溶Ｂ量が減少し、上部棚エネルギーが低下して、溶接金属の極低温靱性が低下するので、０．０３５％以下とする。
Ｎ：０．００４５％以下
Ｎは、溶接金属中に不可避的に混入し、Ｂを窒化物として固定する作用をなす元素である。０．００４５％を超えると、Ｂ窒化物量が増大し、必要な固溶Ｂ量が不足して、溶接金属の極低温靱性が低下するので、０．００４５％以下とする。好ましくは０．００４０％以下である。
Ａｌ：０．００３％以上、０．０１８％以下
Ａｌは、酸化物を形成し、溶接金属のＯ量を制御する作用をなす元素である。０．００３％未満では、溶接金属中の酸素の量が過剰となるとともに、生成する酸化物が粗大化して、溶接金属の極低温靱性を阻害するので、０．００３％以上とする。なお、Ａｌは、フラックスや母材から不可避的に混入する。
一方、０．０１８％を超えると、Ｂを固定する酸素の量が不足して、固溶Ｂが増加し、溶接金属の極低温靱性が低下するので、０．０１８％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２５％以下
Ｔｉは、粒内変態の核となる酸化物を形成して、溶接金属中の固溶Ｂを確保するとともに、溶接金属の組織を制御する作用をなす元素である。
０．００５％未満では、強度がＸ６５〜Ｘ８０クラスの鋼管の溶接金属において、組織をアシキュラーフェライト主体の組織にするために必要な、粒内変態の核となる酸化物の形成が不十分となるので、０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上である。
一方、０．０２５％を超えると、Ｂを固定するための酸素量が不足して、固溶Ｂが増加して、溶接金属のち極低温靱性が低下するので、０．０２５％以下とする。
Ｂ：０．０００４％以上、０．００４０％以下
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を高めるとともに、所要量の固溶Ｂを確保して極低温靭性を高める作用をなす元素である。０．０００４％未満であると、添加効果が充分に発現しないので、０．０００４％以上とする。好ましくは０．０００５％以上である。
一方、過剰に添加すると、固溶Ｂが増加するので、０．００４０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。
固溶Ｂ：０．０００１％以上、０．００２０％以下
図２（ｂ）に示すように、−６０℃吸収エネルギー（Ｊ）の変化を固溶Ｂ量で整理すると、約２０ｐｐｍ超で１００Ｊを下回る。即ち、−６０℃吸収エネルギー≧１００Ｊを基準にすると、溶接金属の低温靭性は、固溶Ｂ：０．００２０％超で、急激に低下する。これを根拠に、固溶Ｂは０．００２０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下である。０．０００１％が固溶Ｂの限界量であるので、固溶Ｂは，０．０００１％以上とする。
次に、上記式（１）〜（５）の限定理由について説明する。
上記式（１）：０．１２以上、０．３０以下
上記式（１）で定義するＰCMが０．１２未満であると、５００〜８５０ＭＰａの強度の溶接金属を得るのが難しくなるので０．１２以上とする。一方、０．３０を超えると、強度が過剰となり靭性が低下する可能性がでてくるため、０．３０以下とする。
上記式（２）：Ｏ量［Ｏ］とＢ量［Ｂ］の関係
前述したように、溶接金属中のＢは、一部が、溶接中に、酸素、窒素、その他、Ｂを固定する元素で固定され、残りが固溶Ｂとして溶接金属中に存在する。特に、酸素の影響が大きいので、固溶Ｂ量を０．００１５％以下に維持するためには、酸素で消費されるＢ量を見込んで、Ｂ量を規定する必要がある。そこで、本発明者らは、酸素量［Ｏ］とＢ量［Ｂ］の最適関係を調査した。
その結果、Ｂ量［Ｂ］が、（０．１０×［Ｏ］−０．００１５）未満であると、０．０００１％以上の固溶Ｂ量を確保することが難しく、（０．２０×［Ｏ］−０．００１５）を超えると、固溶Ｂ量が増大して溶接金属の極低温靱性が低下することが解った。それ故、Ｂ量［Ｂ］は、上記式（２）を満たすこととした。
上記式（３）：Ｏ量［Ｏ］とＡｌ量［Ａｌ］の関係
酸素は、主にＡｌにより消費され、残りの酸素が、Ｂの固定のために消費される。それ故、Ａｌが過剰な場合は、Ｂを固定するＯ量が少なくなり、固溶Ｂが多くなる。また、過剰のＡｌは、固溶強化元素として、溶接金属の靱性を低下させる。そのため、溶接金属のＯ量［Ｏ］とＡｌ量［Ａｌ］の関係を最適化する必要があり、本発明者らは、該関係を調査した。
その結果、Ａｌ量［Ａｌ］が、（０．１０×［Ｏ］＋０．００１３）未満であると、Ａｌ量が少なくて、Ｂを固定するＯ量が多くなり、固溶Ｂが少なくなって、所要の極低温靱性を得るのが難しく、一方、（０．１２５×［Ｏ］＋０．０１６８）を超えると、固溶Ａｌ量が増大して、溶接金属の靱性が低下する。それ故、Ａｌ量［Ａｌ］は、上記式（３）を満たすこととした。
上記式（４）：α’と元素Ｏ量［Ｏ］の関係
引張強度が５００〜８５０ＭＰａ級の溶接金属の組織は、アシキュラーフェライト主体で、これらは酸化物を生成核として微細化して強度と靭性を確保している。
上記効果に対するＯ、Ｎ、Ａｌ、及び、Ｔｉの効果の指針として上記式（４）で求められるα’があるが、さらに詳細検討した結果、この最適値は、Ｏ量により変化し、上記式（５）で表されることが判明した。
α’が式（５）で示される下限未満の場合は、Ｏ量不足となり組織の微細化に必要な生成核が十分に生成しない。一方、上記式（５）で示される上限を超えると、酸素が過剰となり、靭性が低下する。
本発明溶接金属は、溶接金属の強度向上のため、本発明溶接金属の溶接性や極低温靭性を阻害しない範囲で、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。２．０％を超えると、凝固割れが発生する可能性が高くなるため、２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。
Ｃｒ：１．５％以下
Ｃｒは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。１．５％を超えると、靱性を阻害するので、１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下である。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。１．０％を超えると、靱性を阻害するので、１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。
本発明溶接金属を形成するために使用するサブマージ溶接用ワイヤ（以下「本発明ワイヤ」ということがある。）は、下記の成分組成を線材とするワイヤが好ましい。
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．００５％以上、０．４００％以下、Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、Ｍｎ：０．２０％以上、４．００％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．２５０％以下、Ａｌ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００２％以上、０．５００％以下、Ｎｂ：０．０１０％以下、Ｖ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｏ：０．００５％以下、及び、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなるワイヤ。
本発明ワイヤの線材の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．００５％以上、０．４００％以下
Ｃは、溶接金属のＣ量（０．０３％以上、０．１０％以下）を確保するため、０．００５％以上、０．４００％以下とする。好ましくは０．００８％以上、０．３００％以下である。
Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下
Ｓｉは、溶接金属のＳｉ量（０．０５％以上、０．５０％以下）を確保するため、０．００５％以上、１．００％以下とする。好ましくは０．０５％以上、０．５０％以下である。
Ｍｎ：０．２０％以上、４．００％以下
Ｍｎは、溶接金属のＭｎ量（０．８０％以上、２．２０％以下）を確保するため、０．２０％以上、４．００％以下とする。好ましくは０．５０％以上、３．００％以下である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、少ない方が好ましいので、０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。下限は０％を含むが、製造過程で素材から不可避的に０．００１％程度混入する。
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、不純物元素であり、少ない方が好ましいので、０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。下限は０％を含むが、製造過程で素材から不可避的に０．００１％程度混入する。
Ｃｕ：０．２５０％以下
Ｃｕは、溶接金属のＣｕ量（０．５０％以下）を確保するため、０．２５０％以下とする。好ましくは０．２００％以下である。ワイヤは、製造時に、種類によっては送給性や通電性を確保するために、線材の表面にＣuを鍍金する。この場合は、このＣuも溶接中に溶接金属に添加されて、溶接金属中のＣuとなる。
Ａｌ：０．０００５％以上、０．０５０％以下
Ａｌは、脱酸元素であり、溶接金属のＡｌ量（０．００３％以上、０．０１８％以下）を確保するため、０．０００５％以上、０．０５０％以下とする。
Ｔｉ：０．００２％以上、０．５００％以下
Ｔｉは、溶接金属の組織制御に必要な元素で、溶接金属のＴｉ量（０．００５％以上、０．０２５％以下）を確保するため、０．００２％以上、０．５００％以下とする。好ましくは０．０１０％以上、０．３００％以下である。
Ｎｂ：０．０１０％以下
Ｎｂは、溶接金属のＮｂ量（０．０５０％以下）を確保するため、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。実際は、製造上不可避に０．００１％程度は含まれる。
Ｖ：０．０５０％以下
Ｖは、溶接金属のＶ量（０．０２０％以下）を確保するため、０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。実際は、製造上不可避に０．００１％程度は含まれる。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、溶接金属のＮ量（０．００４５％以下）を確保するため、０．００８％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。
Ｏ：０．００５％以下、
Ｏは、溶接金属のＯ量（０．０２０％以上、０．０３５％以下）を確保するため、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
本発明ワイヤは、上記元素の他、Ｎｉ：６．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。
本発明溶接金属が、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有する場合、Ｎｉ：６．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下の１種又は２種以上を含有する本発明ワイヤを使用する。
本発明ワイヤを用いて、本発明溶接金属を形成する際に用いるフラックス（以下「本発明フラックス」ということがある。）は、下記のフラックスが好ましい。
（ｉ）成分組成が、質量％で、
ＳｉＯ2：６％以上、２３％以下、
ＣａＯ：４％以上、２０％以下、
ＣａＦ2：１０％以上、６０％以下、
ＭｇＯ：１％以上、８％以下、
Ａｌ2Ｏ3：６％以上、４５％以下、
Ｂ2Ｏ3：０．０５％以上、０．６％以下
及び不可避的不純物からなり、かつ、
（ii）下記式（６）で定義する塩基度が０．２以上、３．８以下である
ことを特徴とするサブマージアーク溶接用フラックス。
６．５×｛ＢａＯ｝＋６．０５×｛ＣａＯ｝＋４×｛ＭｇＯ｝＋５．１×｛ＣａＦ2｝＋４．８×｛ＭｎＯ｝＋３．４×｛ＦｅＯ｝−０．２×｛Ａｌ2Ｏ3｝−６．３１×｛ＳｉＯ2｝−２．２×｛ＴｉＯ2｝−０．３×｛ＺｒＯ2｝ ・・・（６）
ここで｛ＡＢ｝はＡＢのモル％
本発明フラックスの成分組成は、基本的に従来のフラックスの成分組成を踏襲するものであるが、本発明溶接金属へ所要量のＢを供給して、所要量の固溶Ｂを確保するため、Ｂ2Ｏ3を０．０５％以上、０．６％以下含有する。また、溶接金属の酸素量は、一般に、式（６）で定義される塩基度で決まり、溶接金属中の酸素量を０．０２０％以上、０．０３５％以下とするために、上記式（６）で定義する塩基度を０．２以上、３．８以下とする。
本発明フラックスは、質量％で、ＭｎＯ：１％以上、１０％以下、ＴｉＯ2：１％以上、２５％以下、ＢａＯ：１％以上、１５％以下、Ｋ2Ｏ：０．２％以上、１．２％以下、Ｌｉ2Ｏ：０．４％以上、４．０％以下、ＦｅＯ：０．５％以上、３．０％以下、及び、ＺｒＯ2：１％以上、１５％以下の１又は２種以上を含有してもよい。
本発明ワイヤと本発明フラックスを用いて、本発明溶接金属を一層サブマージアーク溶接で形成するラインパイプ用ＵＯ鋼管の母材は、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板であればよく、特に、特定の成分組成の鋼板に限定されない。
通常、母材の溶込みは溶接金属の成分組成に影響を及ぼすが、本発明溶接金属の成分組成、及び、上記式（１）〜（５）においては、前述したように、母材による希釈を考慮しているので、上記ラインパイプ用ＵＯ鋼管の母材は、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板であればよく、特に、特定の成分組成の鋼板に限定されない。
なお、母材（鋼板）の好ましい成分組成は、次のとおりである。
Ｃ ：０．０３％以上、０．１０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、０．４０％以下、
Ｍｎ：０．８％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｖ ：０．０５％以下
Ａｌ：０．００１％以上、０．０４０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
Ｏ ：０．００５％以下、及び、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
必要に応じ、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．２％以下、Ｃｕ：０．８％以下の１種又は２種以上
上記好ましい成分組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０３％以上、０．１０％以下
Ｃは、母材（鋼板）の強度確保に有効な元素である。そのため、０．０３％未満では、添加効果が充分に発現せず、０．１０％を超えると、シーム溶接部の硬度が上昇して、低温割れが発生し易くなる。
Ｓｉ：０．０５％以上、０．４０％以下
Ｓｉは、固溶強化で、母材及びＨＡＺの強度上昇に有効な元素である。０．０５％未満では、添加効果が充分に発現せず、０．４０％を超えると、靱性が著しく低下する。
Ｍｎ：０．８％以上、２．５％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高めて、母材及びＨＡＺの強度向上に寄与する元素である。０．８％未満では、添加効果が充分に発現せず、２．５％を超えると、強度が上昇しすぎて靱性が低下する。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、少ないほど好ましいので、０．０１５％以下とする。下限は０％を含むが、０．０００１％未満への低減は、製造コストの上昇を招くので、実用鋼では、０．０００１％が下限となる。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物元素であり、少ないほど好ましいので、０．００５％以下とする。下限は０％を含むが、０．０００１％未満への低減は、製造コストの上昇を招くので、実用鋼では、０．０００１％が下限となる。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、炭化物を形成して、母材のＨＡＺの焼戻し軟化抵抗の向上に寄与する元素であるため、母材に添加されることがあるが、０．０５％を超えると、溶接金属中のＮｂ量が過剰となる。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、炭化物を形成して、ＨＡＺの焼戻し軟化抵抗の向上に寄与する元素で、この効果を得るために添加することがあるが、０．０５％を超えると溶接金属中のＶ量が過剰となる。
Ａｌ：０．００１％以上、０．０４０％以下
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が発現せず、０．０４０％を超えると、酸化物の量が増えて鋼の清浄度が低下し、靱性が低下する。
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下
Ｔｉは、窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減する他、窒化物のピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性向上に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が発現せず、０．０３０％を超えると、靱性が劣化する。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、ＴｉＮを形成して、オーステナイトの粗大化を抑制する元素であるため、母材に添加される場合があるが、０．００６％を超えると、溶接金属中のＮ量が増大し溶接部金属の靭性が低下する。
Ｏ：０．００５％以下、
０．００５％を超えると、酸化物が粗大化して、靱性が低下するので、Ｏは、０．００５％以下とする。
Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．２％以下、Ｃｕ：０．８％以下の１種又は２種以上
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、焼入れ性向上元素であるが、高価な元素であるため、１．０％を超えると、製造コストが上昇する。
Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．２％以下、Ｃｕ：０．８％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕは、いずれも、焼入れ性向上元素であり、母材及びＨＡＺの強度向上に寄与するが、Ｃｒが１．５％を超え、Ｍｏが１．２％を超え、又は、Ｃｕが０．８％を超えると、添加効果が飽和する。
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。
（実施例）
表１に示す成分組成のＸ６０、Ｘ７０、及び、Ｘ８０級の鋼板Ａ、Ｂ、Ｃ、及び、Ｄを母材とし、サブマージアーク溶接で、ラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部を模擬した溶接部を作成した。
溶接は、鋼板の裏面から、鋼管の内面溶接を模擬した先行溶接を行い、次に、鋼板の表面に外面溶接を模擬した後続溶接を行った。評価は、後続溶接部に対して行った。
通常は、仮止めのための溶接を先行溶接に先立ち行うが、この仮止め溶接は、後の先行溶接、又は、その後の後続溶接により消失するので、本発明の効果に影響を与えない。そのため、実施例では、仮付け溶接は行わなかった。
表２に、用いた溶接ワイヤの成分組成を示し、表３に、用いた溶接フラックスの成分組成を示す。図３に、用いた開先の形状を示す。表４に、鋼板の板厚毎の開先寸法を示す。また、表５に、鋼板の板厚に応じた溶接条件を示す。
溶接金属の特性は、ＪＩＳ Ｚ３１１１に準拠して、溶接金属の引張試験及び衝撃試験を実施して評価した。図４に、試験片の採取位置を示す。図４（ａ）に、溶接金属の衝撃試験片の採取位置を示す。衝撃試験片１は、ノッチの方向が溶接線方向になるように採取した。図４（ｂ）及び（ｃ）に、溶接金属の引張試験片の採取位置を示す。引張試験片２は、溶接線方向に沿って、ＪＩＳ Ａ２号引張試験片を採取した。
表６に、表２に成分組成を示す溶接ワイヤと、表３に成分組成を示す溶接フラックスを用いて形成した後続溶接の溶接金属の成分組成を示し、表７（表６の続き）に、該溶接金属の特性値を示す。表８に、形成した後続溶接金属の特性を評価した結果を示す。
発明例においては、溶接金属の成分組成、及び、固溶Ｂ量は、本発明の範囲を満足しており、その結果、−６０℃吸収エネルギーが平均値及び最小値ともに１００Ｊを超えていて、極低温靱性に優れていることが解る。
一方、比較例１及び２では、Ｔｉ又はＭｎが過剰のため靱性が低い。比較例３及び４では、固溶Ｂが不足しているため、焼入れ不足で、溶接金属の靱性が低い。比較例３では、溶接中にアークが乱れたため、溶接金属のＮが過剰となり、さらに、靱性が低くなっている。
比較例５では、酸素が過剰で、かつ、固溶Ｂが少ないため、溶接金属の靱性が低い。比較例６及び７では、Ｔｉ又はＳｉが過剰のため、靱性が低い。また、Ｎｉが過剰なため、高温割れも発生している。比較例７では、さらに、Ｐ及びＳが過剰のため、溶接時に高温割れが発生している。比較例８では、Ｂが過剰のため固溶Ｂも過剰となり、組織が粗大化し靱性が低い。
比較例９及び１０では、酸素が過剰となり、その結果、靱性が低い。これは、塩基度の低いフラックスｐ及びｑを使用しているためである。比較例１１では、ＣｕとＭｎが過剰であり、溶接中に高温割れが発生している。また、固溶Ｂも不足しているため、靱性も低い。比較例１２では、靱性は比較的良好であるが、Ｃが過剰のため、溶接中に高温割れが発生している。
比較例１３では、酸素が過剰のため固溶Ｂが不足し、さらに、Ｔｉが過剰のため、靱性が低い。逆に、比較例１４及び１５では、Ｏ量不足のため、組織微細化に必要な酸化物が形成されず、靱性が低い。比較例１６では、Ｖが過剰のため、靱性が低い。さらに、Ｃ量不足のために、高温割れが発生している。
比較例１７でも、Ｖが過剰のため、靱性が低い。さらに、比較例１８では、Ｃが過剰のため、強度が過剰で靱性が低く、また、高温割れも発生している。比較例１９では、Ｖ及びＴｉが過剰で、かつ、ＰCMが高く、強度が過剰となり靱性が低い。
前述したように、本発明によれば、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接で溶接して製造したラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部の溶接金属として、−６０℃の極低温域まで靱性が安定な溶接金属を提供することができる。また、本発明によれば、−６０℃の極低温域まで靱性が安定な溶接金属を形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックスを提供することができる。
上記溶接金属を備えるラインパイプ用ＵＯ鋼管は、極寒冷地で高い信頼性のもとで使用できるので、本発明は、ラインパイプ製造産業及びラインパイプ建設産業において利用可能性が高いものである。
１ 衝撃試験片
２ 引張試験片

Claims (6)

  1. Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板をサブマージアーク溶接して製造したＵＯ鋼管のシーム溶接部の引張強度が５００〜８５０ＭＰa級の溶接金属であって、
    （ｉ）成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０３％以上、０．１０％以下、
    Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、
    Ｍｎ：０．８０％以上、２．２０％以下、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．０１０％以下、
    Ｃｕ：０．１９％以上、０．５００％以下、
    Ｎｂ：０．０５０％以下、
    Ｖ ：０．０２０％以下、
    Ｏ ：０．０２０％以上、０．０３５％以下、
    Ｎ ：０．００４５％以下、
    Ａｌ：０．００３％以上、０．０１８％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２５％以下、
    Ｂ ：０．０００４％以上、０．００４０％以下、
    固溶Ｂ：０．０００１％以上、０．００２０％以下、及び、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    からなり、
    （ii-1）下記式（１）で定義するＰCMが０．１２以上、０．３０以下であり、
    ＰCM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０
    ＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ ・・・（１）
    ［Ａ］は、元素Ａの量（質量％）
    （ii-2）Ｏ量［Ｏ］とＢ量［Ｂ］が下記式（２）を満たし、
    ０．１０×［Ｏ］−０．００１５≦［Ｂ］≦０．２０×［Ｏ］−０．００１５
    ・・・（２）
    （ii-3）Ｏ量［Ｏ］とＡｌ量［Ａｌ］が下記式（３）を満たし、
    ０．１０×［Ｏ］＋０．００１３≦［Ａｌ］≦０．１２５×［Ｏ］＋０．０１６８
    ・・・（３）
    （ii-4）Ｏ量［Ｏ］、Ｎ量［Ｎ］、Ａｌ量［Ａｌ］、及び、Ｔｉ量［Ｔｉ］に基づき、下記式（４）で算出するα’と、Ｏ量［Ｏ］が下記式（５）を満たす
    α’＝（１．５×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）＋３．４×［Ｎ］）−［Ｔｉ］）
    ×１０００ ・・・（４）
    ５９２．０×［Ｏ］−１５．１≦α’≦６４２．０×［Ｏ］＋１２．０・・・（５）
    ことを特徴とする極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属。
  2. 前記成分組成が、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属。
  3. 請求項１又は２に記載の極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属を形成する溶接ワイヤであって、
    成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．００５％以上、０．４００％以下、
    Ｓｉ：０．００５％以上、１．００％以下、
    Ｍｎ：０．２０％以上、４．００％以下、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．０１５％以下、
    Ｃｕ：０．２５０％以下、
    Ａｌ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
    Ｔｉ：０．００２％以上、０．５００％以下、
    Ｎｂ：０．０１０％以下、
    Ｖ ：０．０５０％以下、
    Ｎ ：０．００８％以下、
    Ｏ ：０．００５％以下、及び、
    残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    からなることを特徴とするサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  4. 前記成分組成が、Ｎｉ：６．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項３に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤ。
  5. 請求項３又は４に記載のサブマージアーク溶接用ワイヤを用いて、請求項１又は２に記載の極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属を形成する際に用いるフラックスであって、
    （ｉ）成分組成が、質量％で、
    ＳｉＯ2：６％以上、２３％以下、
    ＣａＯ：４％以上、２０％以下、
    ＣａＦ2：１０％以上、６０％以下、
    ＭｇＯ：１％以上、８％以下、
    Ａｌ2Ｏ3：６％以上、４５％以下、
    Ｂ2Ｏ3：０．０５％以上、０．６％以下
    及び不可避の不純物からなり、かつ、
    （ii）下記式（６）で定義する塩基度が０．２以上、３．８以下であることを特徴とするサブマージアーク溶接用フラックス。
    ６．５×｛ＢａＯ｝＋６．０５×｛ＣａＯ｝＋４×｛ＭｇＯ｝＋５．１×｛ＣａＦ2｝＋４．８×｛ＭｎＯ｝＋３．４×｛ＦｅＯ｝−０．２×｛Ａｌ2Ｏ3｝−６．３１×｛ＳｉＯ2｝−２．２×｛ＴｉＯ2｝−０．３×｛ＺｒＯ2｝ ・・・（６）
    ここで｛ＡＢ｝はＡＢのモル％
  6. 前記成分組成が、質量％で、ＭｎＯ：１％以上、１０％以下、ＴｉＯ2：１％以上、２５％以下、ＢａＯ：１％以上、１５％以下、Ｋ2Ｏ：０．２％以上、１．２％以下、Ｌｉ2Ｏ：０．４％以上、４．０％以下、ＦｅＯ：０．５％以上、３．０％以下、及び、ＺｒＯ2：１％以上、１５％以下の１又は２種以上を含むことを特徴とする請求項５に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
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