WO2011126121A1 - 低温靭性および落重特性に優れた溶接金属 - Google Patents

低温靭性および落重特性に優れた溶接金属 Download PDF

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喜臣 岡崎
山下　賢
穣 大津
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    • G21C13/087—Metallic vessels

Definitions

  • the present invention relates to a weld metal applied in an Mn—Mo—Ni based welded structure in the field of nuclear power, and particularly to a weld metal excellent in low-temperature toughness and drop weight characteristics.
  • Mn-Mo-Ni steel is known to have excellent strength and toughness, and is mainly used as a material for pressure vessels of nuclear power plants.
  • the toughness level required from the viewpoint of safety has been steadily increasing.
  • casks used for storing and transporting spent nuclear reactor fuel require much better low-temperature toughness.
  • improvement in characteristics at low temperatures is also desired for the drop weight characteristics that ensure fracture safety.
  • strength and low temperature are also required for Mn-Mo-Ni weld metals applied to these applications. Further improvements in toughness and drop weight characteristics are desired.
  • a long annealing treatment for the purpose of removing stress after welding ( Hereinafter, it may be referred to as “SR annealing”), but the characteristics of the weld metal greatly change due to the precipitation of carbides during the SR annealing, so the strength and low temperature toughness corresponding to the SR annealing conditions. It is also necessary to establish technology to improve the weight loss characteristics.
  • Ni-base alloy-based welding materials for improving the low temperature toughness of weld metal, for example, the effectiveness of Ni-base alloy-based welding materials as shown in Patent Document 1 and 9% Ni-base alloy-based welding materials as shown in Patent Document 2 is known. Yes.
  • these Ni-based alloy-based welding materials are disadvantageous in terms of cost because they contain a large amount of expensive Ni, and 9% Ni-based alloy-based welding materials generate stable austenite during SR annealing, and yield stress is low. There is a problem of a significant drop. Therefore, a technique for further improving the strength, the low temperature toughness and the falling weight characteristic while suppressing the Ni content to a low level is required.
  • TIG welding with low oxygen content is expected to have high toughness, but because it has the disadvantage of low construction efficiency, it is industrially highly efficient welding such as submerged arc welding with high oxygen content.
  • construction a technology that guarantees high strength, low temperature toughness, and drop weight characteristics is desired.
  • Patent Document 3 a certain low temperature toughness improving effect is obtained by the expression of a fine acicular ferrite structure starting from a Ti-based oxide.
  • the low temperature toughness obtained by this technology is only at the level of ⁇ 60 ° C., and for further improvement of the low temperature toughness, the dispersion of the Ti-based oxide simultaneously causes an increase in coarse oxide which becomes a fracture starting point. It is necessary to devise.
  • patent document 4 although the method of obtaining the weld metal which was excellent in the fall weight characteristic by controlling a flux and a wire component in submerged arc welding is disclosed, this technique does not assume SR annealing.
  • the drop weight characteristic is that the drop non-breaking temperature is only -90 ° C.
  • Patent Document 5 realizes a weld metal with excellent toughness by controlling the Ni content and Patent Document 6 utilizes Ti, but SR annealing is not assumed in the same manner.
  • Patent Document 7 As a technique considering the toughness after SR annealing, a technique such as Patent Document 7 has also been proposed, but the toughness level obtained after SR annealing is the best and the absorbed energy at ⁇ 75 ° C. is about 55 J, In addition, there is room for improvement, and the effect on the drop weight characteristic is unknown.
  • Patent Document 8 the toughness of high-strength MIG weld metal is improved by controlling the wire composition and the shielding gas component, but the guaranteed temperature remains at ⁇ 50 ° C. The effect of is unknown.
  • Patent Document 9 high strength and toughness are achieved by performing quenching and tempering heat treatment on the weld metal. However, quenching the weld metal causes a significant complication of the process.
  • the present invention has been made in view of such a situation, and its purpose is not only high strength but also good low temperature toughness and drop weight characteristics, and is useful as a pressure vessel material for nuclear power plants. It is to provide a weld metal.
  • the weld metal according to the present invention that has solved the above problems is C: 0.02 to 0.10% (meaning “mass%”; the same applies to the chemical composition); Si: 0.5% or less (Not including 0%), Mn: 1.0 to 1.9%, Ni: 2.7 to 8.0%, Cr: 0.7% or less (not including 0%), Mo: 0.05 -0.8%, Ti: 0.010-0.060%, N: 0.010% or less (excluding 0%) and O: 0.015-0.060%, respectively, The total content of Mo is 0.8% or less (excluding 0%), the balance is made of iron and inevitable impurities, and the A value defined by the following formula (1) is 3.8% or more, 9.0% or less, and the X value defined by the following formula (2) satisfies 0.5 or more, respectively, and is a carbide present in the weld metal. Circular area fraction of equivalent diameter of not less than 0.20 ⁇ m is 4.0% or less, equivalent circle diameter with a summary to point carbides number of more than 1.0 ⁇ m is 1000 /
  • a value 0.8 ⁇ [C] ⁇ 0.05 ⁇ [Si] + 0.5 ⁇ [Mn] + 0.5 ⁇ [Cu] + [Ni] ⁇ 0.5 ⁇ [Mo] + 0.2 ⁇ [Cr] (1)
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Mo] and [Cr] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, Mo and Cr in the weld metal. Content (mass%) is shown.
  • the “equivalent circle diameter” means the diameter when converted to a circle of the same area while paying attention to the size of the carbide.
  • the B value defined by the following formula (3) is preferably 0.35% or less, and this further reduces the area fraction of those having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more. And low temperature toughness and drop weight characteristics can be further improved.
  • B value [C] ⁇ (2 ⁇ [Mn] + 3 ⁇ [Cr]) (3)
  • [C], [Mn] and [Cr] indicate the contents (mass%) of C, Mn and Cr in the weld metal, respectively.
  • the C content [C] and the Mo content [Mo] satisfy the relationship of the following formula (4).
  • the number of carbides of 0 ⁇ m or more can be further reduced, and the low temperature toughness and drop weight characteristics can be further improved. 0.01 + 2.2 ⁇ [C] ⁇ [Mo] ⁇ 0.2 + 15 ⁇ [C] (4)
  • the weld metal of the present invention may further include (a) Cu: 0.35% or less (not including 0%), (b) Al: 0.030% or less (not including 0%), (c ) Nb: 0.030% or less (not including 0%) and / or V: 0.10% or less (not including 0%), etc. are also useful. Depending on the type, the characteristics of the weld metal are further improved.
  • a welded structure including a weld metal excellent in low temperature toughness and drop weight characteristics can be realized.
  • a weld metal in a weld metal, high strength (tensile strength) can be ensured by appropriately controlling the chemical component composition while satisfying the relationship of the above formulas (1) and (2). It is possible to realize a weld metal that can exhibit excellent low-temperature toughness and drop weight characteristics, and such a weld metal is extremely useful as a material for a pressure vessel of a nuclear power plant or a material for a cask.
  • FIG. 1A is a schematic diagram showing the sampling position of a weld metal tensile test piece
  • FIG. 1B is a schematic diagram showing the sampling position of a weld metal Charpy impact test piece.
  • c) is a schematic view showing a sampling position of a weld metal drop test piece.
  • the inventors of the present invention studied from various angles about means for realizing excellent strength, toughness, and drop weight performance in a weld metal having a high oxygen content. As a result, the fine reheated part structure formed during welding is increased and the oxide-originating acicular ferrite structure is developed to refine the original part structure (non-reheated structure), resulting in a coarser structure.
  • the inventors have found that strength, low temperature toughness, and drop weight performance are improved by reducing carbides, and the present invention has been completed.
  • the inventors of the present invention control the chemical component composition of the weld metal within a predetermined range, and set the following A value [formula (1)] determined by the component to 3.8% or more, 9.0% or less,
  • the formula (2)] is controlled to be 0.5% or more, and the carbide present in the weld metal and having a circle equivalent diameter of 0.20 ⁇ m or more, the area fraction of the carbide is 4.0% or less. It has been found that by setting the number of carbides having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more to 1000 pieces / mm 2 or less, a weld metal having excellent strength, low temperature toughness and drop weight characteristics can be realized.
  • B value [formula (3)] obtained from the chemical component composition is 0.35% or less, the area fraction of carbide having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more can be further reduced, or By making the C content [C] and the Mo content [Mo] satisfy the relationship of the following formula (4), the number of carbides having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more can be further reduced. It was clarified that the strength, low temperature toughness and drop weight characteristics were further improved.
  • B value [C] ⁇ (2 ⁇ [Mn] + 3 ⁇ [Cr]) (3) However, [C], [Mn] and [Cr] indicate the contents (mass%) of C, Mn and Cr in the weld metal, respectively. 0.01 + 2.2 ⁇ [C] ⁇ [Mo] ⁇ 0.2 + 15 ⁇ [C] (4)
  • the welding material component is naturally limited by the required welding metal component, and in order to obtain a predetermined carbide form, the welding conditions and the welding material component need to be appropriately controlled.
  • the ⁇ value represented by the following equation (5) is 0.40% or less. It is preferable to control. This makes it easy to control the area fraction of carbides present in the weld metal and having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more to 4.0% or less.
  • the size of carbide is also affected by the structure of the weld metal matrix. That is, as the weld metal matrix is finer, the number of carbide generation sites increases, so the carbide size is generally finer. Therefore, if the welding heat input is below the above range or the preheating / interpass temperature is low, the cooling rate during welding increases and the matrix structure becomes fine. Becomes wider. On the contrary, when the welding heat input becomes large or the preheating / interpass temperature becomes high, it is preferable to control the ⁇ value in a narrower range.
  • the welding heat input and the preheat / pass temperature are parameters that affect properties such as strength, and are controlled within an appropriate range according to the required properties.
  • the weld metal of the present invention has a Larson-Miller parameter (LMP) represented by the following equation (6), and is 17 ⁇ 10 3.
  • LMP (T + 273) ⁇ (20 + logt) (6)
  • LMP when SR annealing is performed at 565 ° C. for 4 hours (hr) is 17.3 ⁇ 10 3
  • LMP when SR annealing is performed at 615 ° C. for 12 hours (hr) is 18.7 ⁇ 10 3 3
  • the chemical component composition is appropriately controlled, and the A value defined by the following formula (1) is 3 according to the element content of C, Si, Mn, Cu, Ni, Mo, Cr and the like. It is necessary to satisfy the requirement of 0.8% or more and 9.0% or less.
  • a value 0.8 ⁇ [C] ⁇ 0.05 ⁇ [Si] + 0.5 ⁇ [Mn] + 0.5 ⁇ [Cu] + [Ni] ⁇ 0.5 ⁇ [Mo] + 0.2 ⁇ [Cr ] (1)
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Mo] and [Cr] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, Mo and Cr in the weld metal. Content (mass%) is shown.
  • the above formula (1) includes an element contained if necessary (for example, Cu). When this element is not included, the A value is calculated assuming that the item is not present, and the element is If included, the A value may be calculated from the above equation (1).
  • the above A value is a parameter serving as an index of the transformation temperature of the weld metal.
  • the preferable minimum of this A value is 4.5% or more, and a preferable upper limit is 8.0% or less.
  • the X value defined by the following formula (2) is 0.5 or more depending on the content of elements such as Ti, O, Al, and Si.
  • X value [Ti] / ([O] ⁇ 1.1 ⁇ [Al] + 0.05 ⁇ [Si]) (2)
  • [Ti], [O], [Al] and [Si] indicate the contents (mass%) of Ti, O, Al and Si in the weld metal, respectively.
  • the above formula (2) includes an element contained if necessary (for example, Al). When this element is not included, the X value is calculated assuming that the element is not present, and the element is If included, the X value may be calculated from the above equation (2).
  • the X value is a parameter that defines the Ti oxide that is the starting point of the acicular ferrite. When this value is less than 0.5, Si oxide is formed on the surface of the Ti oxide, and the acicular ferrite forming ability is obtained. Will drop.
  • the preferable lower limit of the X value is 0.6 or more.
  • the area fraction of carbides present in the weld metal and having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more needs to be 4.0% or less.
  • This area fraction is preferably 3.5% or less.
  • the B value defined by the following equation (3) is a parameter indicating the stability of the carbide. By controlling this B value to 0.35% or less, the formation of coarse carbide is suppressed, and the low temperature toughness and the drop are reduced. This is preferable because the heavy characteristics are further improved. A more preferable upper limit of this B value is 0.30% or less.
  • B value [C] ⁇ (2 ⁇ [Mn] + 3 ⁇ [Cr]) (3)
  • [C], [Mn] and [Cr] indicate the contents (mass%) of C, Mn and Cr in the weld metal, respectively.
  • the number of carbides present in the weld metal and having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more needs to be 1000 pieces / mm 2 or less.
  • the number of carbides needs to be 1000 pieces / mm 2 or less, preferably 100 pieces / mm 2 or less (more preferably 50 pieces / mm 2 or less).
  • the following formula (4) is a parameter for controlling the form of carbide, and the equivalent circle diameter is obtained when the C content [C] and the Mo content [Mo] satisfy the relationship of the following formula (4).
  • Coarse carbides of 1.0 ⁇ m or more are preferable because they are difficult to form and the low-temperature toughness and drop weight characteristics are further improved. 0.01 + 2.2 ⁇ [C] ⁇ [Mo] ⁇ 0.2 + 15 ⁇ [C] (4)
  • the composition of the weld metal is almost determined by the composition and penetration amount of the base Mn—Mo—Ni steel, the composition and penetration amount of the welding material (welding wire), and the basicity of the flux used in welding.
  • the amount of penetration is largely determined by the composition of the weld joint of the base metal and the basicity of the flux during welding, while the composition of the welding material can be largely determined by the target weld metal composition and the basicity of the flux. it can.
  • welding is performed while maintaining the basicity of the flux at about 2.5 to 2.6.
  • each chemical component of the chemical component composition is controlled even if the A value defined by the above formula (1) and the X value defined by the above formula (2) are within predetermined ranges. If the content of (element) is not within an appropriate range, excellent mechanical properties cannot be achieved. Therefore, in the weld metal of the present invention, an A value [value of the above formula (1)] defined by an appropriate amount of C, Si, Mn, Cu, Ni, Mo and Cr, Ti, O, Al and Si are specified.
  • the X value [the value of the above formula (2)] it is also necessary that the amount of each chemical component is within an appropriate range as shown below. The reasons for limiting the ranges of these components are as follows.
  • C is an essential element for ensuring the strength of the weld metal. Moreover, it is an element effective also in improving low temperature toughness and drop weight characteristics by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheat part. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain 0.02% or more. However, excessive C content leads to coarsening of carbides and causes deterioration in low temperature toughness and drop weight characteristics, so it is necessary to make the content 0.10% or less.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.04% or more (more preferably 0.05% or more), and the preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.07% or less).
  • Si 0.5% or less (excluding 0%)
  • Si is an important element in securing the strength of the weld metal.
  • the Si content is excessive, the strength is excessively increased, or the hard structure such as martensite is increased and the low temperature toughness and the drop weight characteristic are deteriorated. is there.
  • the minimum with preferable Si content is 0.05% or more, and a preferable upper limit is 0.40% or less (more preferably 0.30% or less).
  • Mn is an element necessary for ensuring the strength of the weld metal. Further, by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheated portion, it is effective in improving the low temperature toughness and drop weight characteristics. In order to exhibit these effects effectively, it is necessary to contain 1.0% or more of Mn. Preferably it is 1.2% or more (more preferably 1.3% or more). However, an excessive Mn content causes an excessive increase in strength and coarsening of carbides, causing low-temperature toughness and deterioration in drop weight characteristics. For these reasons, the Mn content needs to be 1.9% or less. Preferably it is 1.8% or less (more preferably 1.7% or less).
  • Ni is an element effective in improving the low temperature toughness and drop weight characteristics by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheated portion. In order to exhibit such an effect effectively, Ni needs to be contained 2.7% or more. Preferably it is 3.0% or more (more preferably 4.0% or more). However, if the Ni content is excessive, fresh martensite is generated by SR annealing, which lowers the low temperature toughness and drop weight characteristic, so it is necessary to make it 8.0% or less. Preferably it is 7.0% or less (more preferably 6.0% or less).
  • Cr 0.7% or less (excluding 0%)
  • Cr is an element effective for ensuring the strength of the weld metal.
  • the low temperature toughness and the drop weight characteristic are improved by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheat part.
  • the Cr content needs to be 0.7% or less.
  • it is 0.6% or less (more preferably 0.5% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the effect by Cr effectively is 0.05% or more (more preferably 0.1% or more).
  • Mo 0.05 to 0.8%
  • Mo is an element effective in forming fine carbides during SR annealing and improving strength. In order to exert such an effect effectively, it is necessary to contain 0.05% or more of Mo. If the Mo content is insufficient, the strength after SR annealing is reduced, coarse cementite is stabilized, low temperature toughness and drop are reduced. Heavy characteristics deteriorate. Preferably it is 0.1% or more (more preferably 0.2% or more). However, when the content is excessive, the coarsening of the carbide is promoted, and the low temperature toughness and the falling weight characteristic are deteriorated. For these reasons, the Mo content needs to be 0.8% or less. Preferably it is 0.6% or less (more preferably 0.5% or less).
  • Cr + Mo 0.8% or less (excluding 0%)
  • Cr and Mo are carbide-forming elements, which form fine carbides during SR annealing and exert an effect of improving strength.
  • the preferable lower limit of the total content is 0.10% or more (more preferably 0.15% or more), and the preferable upper limit is 0.7% or less (more preferably 0.65% or less).
  • Ti 0.010 to 0.060%
  • Ti is an element effective in improving the weld metal strength, low temperature toughness and drop weight characteristics after SR annealing by forming a Ti oxide and expressing a fine acicular ferrite structure. In order to exhibit such an effect, it is necessary to make it contain 0.010% or more. Preferably it is 0.015% or more (more preferably 0.020% or more). However, when the Ti content is excessive, the oxide is coarsened, and the low temperature toughness and drop weight characteristic are deteriorated. Therefore, the Ti content is preferably 0.060% or less. More preferably, it is 0.05% or less (more preferably 0.04% or less).
  • N 0.010% or less (excluding 0%)
  • N is an element effective for improving the strength of the weld metal by forming a nitride (or carbonitride) with Ti or an element such as Nb or V contained if necessary.
  • N is contained excessively, N that exists alone without forming a nitride (solid solution N) increases, which adversely affects toughness.
  • the N content needs to be 0.010% or less. Preferably it is 0.0080% or less.
  • O is an element necessary for forming a Ti oxide, and in order to form a sufficient Ti oxide, it is necessary to contain 0.015% or more. Preferably it is 0.020% or more (more preferably 0.025% or more). However, if the O content is excessively large, coarse oxides increase, and the low temperature toughness is lowered by becoming the starting point of brittle fracture. For these reasons, the O content needs to be 0.060% or less. Preferably it is 0.050% or less (more preferably 0.045% or less).
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities, and the elements (for example, P, S) brought in as raw materials, materials, production facilities, etc. as the unavoidable impurities. , B, Sn, Zr, Bi, Pb, etc.) can be permitted.
  • Co since Co is activated by neutron irradiation in a structure for nuclear power, it must be regulated to 0.05% or less in the weld metal and 0.05% or less in the welding wire.
  • the weld metal of the present invention may further include (a) Cu: 0.35% or less (not including 0%), (b) Al: 0.030% or less (not including 0%), (c) as necessary. ) Nb: 0.030% or less (not including 0%) and / or V: 0.10% or less (not including 0%), etc. are also useful. Depending on the type, the properties of the weld metal are further improved.
  • Cu 0.35% or less (excluding 0%)
  • Cu is an element effective for improving the strength of the weld metal.
  • the low temperature toughness and the drop weight characteristic are improved by lowering the transformation temperature of the weld metal and increasing the fine reheat part.
  • the strength is excessively increased and adversely affects the low temperature toughness and drop weight characteristics. More preferably, it is 0.30% or less (more preferably 0.25% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the effect by Cu effectively is 0.02% or more (more preferably 0.05% or more).
  • Al 0.030% or less (excluding 0%)
  • Al is an element that is effective as a deoxidizer, but if its content exceeds 0.030%, it causes oxide coarsening and adversely affects low-temperature toughness. More preferably, it is 0.025% or less (more preferably 0.02% or less). In addition, the preferable minimum for exhibiting the effect by Al effectively is 0.005% or more.
  • Nb and V are effective elements for forming carbonitride and improving the strength of the weld metal.
  • Nb is 0.030% or less (more preferably 0.02% or less)
  • V is 0.10% or less ( More preferably, it is 0.08% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the effect by these elements effectively is 0.008% or more (more preferably 0.01% or more) in Nb, and 0.010% or more (more preferably 0.02) in V. % Or more).
  • a welded structure including a weld metal excellent in low temperature toughness and drop weight characteristics can be realized.
  • the chemical component composition of the base material (welding base material) used at this time is as shown in Table 3 below, and the chemical component composition of the flux is as shown in Table 4 below.
  • the basicity shown in Table 4 was basically calculated by the following formula recommended by IIW (International Institute of Welding) (the oxide in the formula represents the mass% of the oxide). .
  • AC SiO 2 + (Al 2 O 3 + TiO 2 + ZrO 2 ) / 2
  • the chemical component composition of the formed weld metal is shown in Tables 5 and 6 below together with the A value, the X value, the B value, the suitability of the equation (4) (Mo amount determination), and the basicity of the flux.
  • the area fraction (total area ratio) of carbides having an equivalent circle diameter of 0.20 ⁇ m or more, the number of carbides having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more, and the tensile strength (TS) of the weld metal, low temperature Toughness (vE ⁇ 74 ) and drop weight characteristics were evaluated under the following conditions.
  • a Charpy impact test piece (JIS Z31114 test piece [V-notch test piece]) is taken in the weld line direction from the center of the welded metal after SR treatment [FIG. 1 (b)], in accordance with JIS Z 2242
  • the Charpy impact test was performed three times each at ⁇ 74 ° C., and the average value of the absorbed energy (vE ⁇ 74 ) at ⁇ 74 ° C. was measured. It was evaluated that the absorbed energy (vE ⁇ 74 ) exceeded 70 J and excellent in low temperature toughness.
  • No. 20 to 36 are examples that do not meet any of the requirements defined in the present invention, and at least any of the characteristics is inferior.
  • the C content exceeds the range specified in the present invention, and although high strength is obtained, low temperature toughness and drop weight characteristics are deteriorated.
  • the Si content exceeds the range defined in the present invention, and although high strength is obtained, both low temperature toughness and drop weight characteristics are deteriorated.
  • the Mn content is less than the range defined in the present invention, and the required strength is not obtained.
  • the Mn content exceeds the range specified in the present invention (X value is also small), the number density of coarse carbides is large, and the low-temperature toughness and drop weight characteristics deteriorate. ing.
  • the Ni content is less than the range specified in the present invention, and both the low temperature toughness and drop weight characteristics are deteriorated.
  • the Ni content exceeds the range defined in the present invention, and although high strength is obtained, both low temperature toughness and drop weight characteristics are deteriorated.
  • the Ti content is less than the range specified in the present invention (X value is also small), and both the low temperature toughness and the drop weight characteristic are deteriorated.
  • the Ti content exceeds the range specified in the present invention (A value is also increased), and although high strength is obtained, the number density of coarse carbides is increased, and low temperature toughness is obtained. And drop weight characteristics are deteriorated.
  • the weld metal of the present invention is useful for Mn—Mo—Ni based welded structures in the nuclear field.

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Abstract

　本発明の溶接金属は、化学成分組成を適切に制御し、所定の関係式で規定されるＡ値が３．８％以上、９．０％以下、所定の関係式で規定されるＸ値が０．５％以上を夫々満足すると共に、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率が４．０％以下、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物個数が１０００個／ｍｍ2以下である。そして、この溶接金属は、高い強度は勿論のこと、良好な低温靭性および落重特性を発揮でき、原子力プラントの圧力容器用素材として有用である。

Description

低温靭性および落重特性に優れた溶接金属
　本発明は、原子力分野におけるＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接構造体で適用される溶接金属に関し、殊に低温靭性と共に落重特性にも優れた溶接金属に関するものである。
　Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼材は優れた強度と靭性を有することが知られており、主に原子力発電プラントの圧力容器等の素材として用いられている。近年、安全性の観点から要求される靭性レベルは上昇の一途をたどっており、例えば原子炉使用済み燃料を貯蔵・輸送する際に用いるキャスクにおいては、より一層良好な低温靭性が必要とされる。また同様に破壊安全性を保障する落重特性においても低温での特性向上が望まれており、それに伴って、これらの用途に適用されるＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接金属においても、強度、低温靭性および落重特性の更なる改善が望まれている。
　上記のようなＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接金属を含んで構築される溶接構造体（Ｍｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接構造体）においては、溶接施工後に応力除去を目的とした長時間の焼鈍処理（以下、「ＳＲ焼鈍」と呼ぶことがある）が施されるが、このＳＲ焼鈍中に炭化物が析出することによって、溶接金属の特性が大きく変化するため、ＳＲ焼鈍条件に対応した強度、低温靭性および落重特性を改善する技術の確立が必要である。
　溶接金属の低温靭性の改善に対して、例えば特許文献１に示されるようなＮｉ基合金系溶接材料、特許文献２に示されるような９％Ｎｉ基合金系溶接材料の有効性が知られている。しかしながら、これらＮｉ基合金系溶接材料は、高価なＮｉを多量に含むためコストの点で不利であり、また９％Ｎｉ基合金系溶接材料はＳＲ焼鈍時に安定なオーステナイトが生成し、降伏応力が大幅に低下するという問題がある。そのため、Ｎｉ含有量を低レベルに抑制しつつ、強度、低温靭性および落重特性を更に向上させる技術が必要とされる。
　また、一般に含有酸素量の少ないＴＩＧ溶接は、高靭性が期待されるが、施工効率が低いという欠点を有しているため、工業的には含有酸素量が多いサブマージアーク溶接等の高効率溶接施工において、高い強度・低温靭性・落重特性を保証する技術が望まれている。
　これに対し、例えば特許文献３では、Ｔｉ系酸化物を起点とする微細アシキュラーフェライト組織の発現により、一定の低温靭性改善効果を得ている。しかしながら、この技術で得られる低温靭性は－６０℃のレベルにとどまっており、更なる低温靭性改善に対し、Ｔｉ系酸化物の分散は同時に破壊起点となる粗大酸化物増加をもたらすため、なお一層の工夫が必要である。また、特許文献４では、サブマージアーク溶接において、フラックス、ワイヤー成分を制御することで落重特性に優れた溶接金属を得る方法が開示されているが、この技術ではＳＲ焼鈍を想定しておらず、また落重特性は落重非破断温度が－９０℃にとどまっている。更に、特許文献５ではＮｉ含有量を制御することで、特許文献６ではＴｉを活用することで靭性に優れる溶接金属を実現しているが、同様にＳＲ焼鈍を想定していない。
　ＳＲ焼鈍後の靭性を考慮した技術としては、特許文献７のような技術も提案されているが、ＳＲ焼鈍後に得られる靭性レベルは、最良のもので－７５℃の吸収エネルギーがおよそ５５Ｊと、なお改善の余地があり、しかも落重特性への効果は不明である。また特許文献８では、ワイヤー組成およびシールドガス成分を制御することによって、高強度ＭＩＧ溶接金属の靭性を改善しているが、保証される温度は－５０℃に留まっており、また落重特性への効果も不明である。更に、特許文献９では、溶接金属に焼入れ、焼戻し熱処理を施すことで、高い強度・靭性を達成しているが、溶接金属に焼入れを施すことは工程の著しい煩雑化を招くことになる。
日本国特開平１１－１３８２９３号公報 日本国特開２００９－１０１４１４号公報 日本国特開２００４－３１５９６２号公報 日本国特開平１１－１９２５５５号公報 日本国特開２００１－３３５８７９号公報 日本国特開昭６０－１９６２８６号公報 日本国特開昭６３－１５７７９５号公報 日本国特開平３－２２１２９４号公報 日本国特開昭５８－８６９９６号公報
　本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、高い強度は勿論のこと、良好な低温靭性および落重特性を発揮でき、原子力プラントの圧力容器用素材として有用な溶接金属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：０．０２～０．１０％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：２．７～８．０％、Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５～０．８％、Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）およびＯ：０．０１５～０．０６０％を夫々含有すると共に、ＣｒとＭｏの合計含有量が０．８％以下（０％を含まない）であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が３．８％以上、９．０％以下、下記（２）式で規定されるＸ値が０．５以上を夫々満足すると共に、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率が４．０％以下、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物個数が１０００個／ｍｍ2以下である点に要旨を有する。 
　Ａ値＝０．８×［Ｃ］－０．０５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｕ］＋
　　　　［Ｎｉ］－０．５×［Ｍｏ］＋０．２×［Ｃｒ］ …（１）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｍｏ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　Ｘ値＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）…（２） 
　但し、［Ｔｉ］，［Ｏ］，［Ａｌ］および［Ｓｉ］は、夫々溶接金属中のＴｉ，Ｏ，ＡｌおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。 
　本発明において「円相当直径」とは、炭化物の大きさに注目し、同一面積の円に換算したときの直径を意味する。 
　本発明の溶接金属においては、下記（３）式で規定されるＢ値が０．３５％以下であることが好ましく、これによって円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率をより一層低減でき、低温靭性や落重特性を更に良好にできる。
　Ｂ値＝［Ｃ］×（２×［Ｍｎ］＋３×［Ｃｒ］） …（３）
　 但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　本発明の溶接金属においては、Ｃの含有量［Ｃ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］が、下記（４）式の関係を満足するものであることが好ましく、これによって円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物の個数をより一層低減でき、低温靭性や落重特性を更に良好にできる。
　０．０１＋２．２×［Ｃ］＜［Ｍｏ］＜０．２＋１５×［Ｃ］ …（４） 
　本発明の溶接金属には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することで、その種類に応じて溶接金属の特性が更に改善されることになる。
　上記のような溶接金属を含んで構成されることによって、低温靭性および落重特性に優れた溶接金属を備えた溶接構造体が実現できる。
　本発明によれば、溶接金属において、上記（１）式および（２）式の関係を満足させつつ、化学成分組成を適切に制御することによって、高い強度（引張強度）を確保できると共に、良好な低温靭性および落重特性を発揮できる溶接金属が実現でき、このような溶接金属は原子力プラントの圧力容器用素材として、或はキャスク用素材として極めて有用である。
図１（ａ）は溶接金属の引張試験片の採取位置を表した概略図であり、図１（ｂ）は溶接金属のシャルピー衝撃試験片の採取位置を表した概略図であり、図１（ｃ）は溶接金属の落重試験片の採取位置を表した概略図である。
　本発明者らは、含有酸素量の高い溶接金属において優れた強度・靭性・落重性能を実現する手段について様々な角度から検討した。その結果、溶接時に形成される微細な再熱部組織を増加させると共に、酸化物起点のアシキュラーフェライト組織を発現することにより原質部組織（再熱されていない組織）を微細化し、更に粗大炭化物を低減することで強度・低温靭性・落重性能が向上することを見出し、本発明を完成した。
　本発明者らは、溶接金属の化学成分組成を所定の範囲に制御すると共に、成分により求まる下記Ａ値［（１）式］を３．８％以上、９．０％以下、下記Ｘ値［（２）式］を０．５％以上となるように制御し、且つ溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率を４．０％以下、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物個数を１０００個／ｍｍ2以下とすることによって、強度、低温靭性および落重特性に優れる溶接金属が実現されることを見出した。 
　また必要によって化学成分組成より求められる下記Ｂ値［（３）式］を０．３５％以下とすることによって、円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率が更に低減でき、或はＣの含有量［Ｃ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］が、下記（４）式の関係を満足するものとすることによって、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物の個数をより一層低減でき、強度、低温靭性および落重特性がより一層向上することを明らかにした。
　Ｂ値＝［Ｃ］×（２×［Ｍｎ］＋３×［Ｃｒ］） …（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　０．０１＋２．２×［Ｃ］＜［Ｍｏ］＜０．２＋１５×［Ｃ］ …（４） 
　本発明の溶接金属を実現するためには、溶接材料成分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、しかも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る必要がある。例えば、溶接入熱量が２．５～４．０ｋＪ／ｍｍの範囲で予熱／パス間温度が１５０～２４０℃の場合には、下記（５）式で表されるβ値を０．４０％以下に制御することが好ましい。これによって、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率を４．０％以下に制御することが容易となる。
　β値＝（Ｃ）×｛１．５×（Ｍｎ）＋２．３×（Ｃｒ）｝ …（５）
　但し、（Ｃ），（Ｍｎ）および（Ｃｒ）は、夫々溶接材料中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　炭化物のサイズは、溶接金属マトリクスの組織にも影響を受けることになる。即ち、溶接金属マトリクスが微細なほど炭化物生成サイトが増加するため、炭化物サイズは微細となるのが一般的である。従って、溶接入熱量が上記の範囲を下回るか、或は予熱／パス間温度が低くなる場合には、溶接時の冷却速度が上昇し、マトリクス組織が微細となるため、β値の満たすべき範囲はより広くなる。逆に、溶接入熱量が大きくなるか、或は予熱／パス間温度が高くなる場合には、β値はより狭い範囲に制御することが好ましい。溶接入熱量および予熱／パス間温度は、強度等の特性に影響を及ぼすパラメータであり、必要な特性に応じて適切な範囲に制御される。
　また、炭化物形態に対しては、ＳＲ焼鈍条件も影響を及ぼすが、本発明の溶接金属では、下記（６）式で示わされるラーソン・ミラー・パラメータ（ＬＭＰ）にして、１７×１０3～１９×１０3の範囲でＳＲ焼鈍時の温度、時間を制御すればよい。
　ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）…（６）
　但し、Ｔ：ＳＲ焼鈍温度（℃）
　　　　ｔ：ＳＲ焼鈍時間（ｈｒ）
　ＬＭＰが１９×１０3よりも大きくなると、炭化物の成長が進行し、所定の炭化物形態が得られない。またＬＭＰが１７×１０3よりも小さくなると、強度が過大となって良好な低温靭性および落重特性が確保できない。例えば５６５℃で４時間（ｈｒ）のＳＲ焼鈍を行なったときのＬＭＰは１７．３×１０3となり、６１５℃で１２時間（ｈｒ）のＳＲ焼鈍を行なったときのＬＭＰは１８．７×１０3となる。
　本発明の溶接金属では、化学成分組成を適切に制御すると共に、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒ等の元素含有量によって下記（１）式で規定されるＡ値が、３．８％以上、９．０％以下である要件を満足することが必要である。
　Ａ値＝０．８×［Ｃ］－０．０５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］－０．５×［Ｍｏ］＋０．２×［Ｃｒ］ …（１）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｍｏ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　尚、上記（１）式には、必要によって含有される元素も含まれるものとなるが（例えばＣｕ）、この元素を含まないときには、その項目がないものとしてＡ値を計算し、その元素を含むときには、上記（１）式からＡ値を計算すれば良い。
　上記Ａ値は溶接金属の変態温度の指標となるパラメータであり、この値が大きいほど変態温度が低く、溶接時の逆変態を促進することで微細再熱部増加をもたらす。このＡ値が３．８％より小さくなると、十分な効果が発揮できない。また、Ａ値が９．０％を超えると、ＳＲ焼鈍によりフレッシュマルテンサイトが生成するようになり、低温靭性および落重特性が低下する。尚、このＡ値の好ましい下限は４．５％以上であり、好ましい上限は８．０％以下である。 
　本発明の溶接金属では、Ｔｉ，Ｏ，Ａｌ，Ｓｉ等の元素含有量によって下記（２）式で規定されるＸ値が、０．５以上である要件を満足することも必要である。
　Ｘ値＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）…（２）
　但し、［Ｔｉ］，［Ｏ］，［Ａｌ］および［Ｓｉ］は、夫々溶接金属中のＴｉ，Ｏ，ＡｌおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。
　尚、上記（２）式には、必要によって含有される元素も含まれるものとなるが（例えばＡｌ）、この元素を含まないときには、その項目がないものとしてＸ値を計算し、その元素を含むときには、上記（２）式からＸ値を計算すれば良い。
　上記Ｘ値は、アシキュラーフェライトの起点となるＴｉ酸化物を規定するパラメータであり、この値が０．５よりも小さいと、Ｔｉ酸化物表面にＳｉ酸化物が形成され、アシキュラーフェライト生成能が低下することになる。このＸ値の好ましい下限は０．６以上である。
　本発明の溶接金属においては、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率が４．０％以下であることが必要である。この面積分率が４．０％よりも大きくなると、粗大炭化物が破壊亀裂の進展を助長し、低温靭性および落重特性が劣化することになる。この面積分率は好ましくは３．５％以下とするのが良い。
　下記（３）式で規定されるＢ値は、炭化物の安定性を示すパラメータであり、このＢ値を０．３５％以下に制御することによって、粗大炭化物の生成が抑制され、低温靭性および落重特性が更に向上するので好ましい。このＢ値のより好ましい上限は０．３０％以下である。
　Ｂ値＝［Ｃ］×（２×［Ｍｎ］＋３×［Ｃｒ］） …（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
　また溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が１．０μｍ以上のものの個数を１０００個／ｍｍ2以下とする必要がある。円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物が多数存在すると、破壊起点として作用し、低温靭性および落重特性が劣化することになる。こうした観点から、この炭化物の個数は１０００個／ｍｍ2以下とする必要があるが、好ましくは１００個／ｍｍ2以下（より好ましくは５０個／ｍｍ2以下）とするのが良い。
　下記（４）式は、炭化物の形態を制御するパラメータであり、Ｃの含有量［Ｃ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］が下記（４）式の関係を満足することによって、円相当直径が１．０μｍ以上の粗大な炭化物は形成され難くなり、低温靭性および落重特性が更に向上するので好ましい。
　０．０１＋２．２×［Ｃ］＜［Ｍｏ］＜０．２＋１５×［Ｃ］ …（４） 
　尚、溶接金属の組成は、厳密には母材のＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ鋼の組成と溶け込み量、溶接材料（溶接ワイヤー）の組成と溶け込み量、溶接において使用するフラックスの塩基度によってほぼ決まり、溶け込み量は母材の溶接接合部の組成と溶接施工時のフラックスの塩基度によって概ね決まり、他方、溶接材料の組成は、目標とする溶接金属の組成とフラックスの塩基度によって概ね決定することができる。通常、フラックスの塩基度を２．５～２．６程度に保つようにして溶接する。 
　次に、本発明の溶接金属における基本成分組成について説明する。本発明の溶接金属は、その化学成分組成において上記（１）式で規定されるＡ値、上記（２）式で規定されるＸ値が夫々所定の範囲内にあっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、優れた機械的特性を達成することができない。従って、本発明の溶接金属では、適正量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒで規定されるＡ値［上記（１）式の値］、Ｔｉ，Ｏ，ＡｌおよびＳｉで規定されるＸ値［上記（２）式の値］が所定の範囲に制御されることに加えて、夫々の化学成分の量が、以下に示すような適正範囲内にあることも必要である。これらの成分の範囲限定理由は、下記の通りである。
［Ｃ：０．０２～０．１０％］ 
　Ｃは、溶接金属の強度を確保する上で必須の元素である。また、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで低温靭性および落重特性を向上させる上でも有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、０．０２％以上含有させる必要がある。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き、低温靭性および落重特性を劣化させる原因となるので、０．１０％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％以上（より好ましくは０．０５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％以下（より好ましくは０．０７％以下）である。
［Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｓｉは、溶接金属の強度を確保する上で重要な元素である。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を招き、或はマルテンサイト等の硬質組織増加をもたらし、低温靭性および落重特性の劣化を招くので、０．５％以下とする必要がある。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％以上であり、好ましい上限は０．４０％以下（更に好ましくは０．３０％以下）である。
［Ｍｎ：１．０～１．９％］
　Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素である。また、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで、低温靭性および落重特性を向上させる上でも有効に作用する。これらの効果を有効に発揮させるには、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上（より好ましくは１．３％以上）である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると強度の過大な上昇や炭化物粗大化を招き、低温靭性および落重特性劣化の原因となる。こうしたことから、Ｍｎ含有量は１．９％以下とする必要がある。好ましくは１．８％以下（より好ましくは１．７％以下）である。
［Ｎｉ：２．７～８．０％］
　Ｎｉは、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで低温靭性および落重特性を向上させる上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｉは２．７％以上含有させる必要がある。好ましくは３．０％以上（より好ましくは４．０％以上）である。しかしながら、Ｎｉの含有量が過剰になると、ＳＲ焼鈍によってフレッシュマルテンサイトが生じ、低温靭性および落重特性を却って低下させるので、８．０％以下にする必要がある。好ましくは７．０％以下（より好ましくは６．０％以下）である。
［Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）］ 
　Ｃｒは、溶接金属の強度確保に有効な元素である。また、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで、低温靭性および落重特性を向上させる。しかしながら、その含有量が過剰になると、炭化物粗大化が促進され、低温靭性および落重特性が却って低下する。こうしたことから、Ｃｒ含有量は０．７％以下とする必要がある。好ましくは０．６％以下（より好ましくは０．５％以下）である。尚、Ｃｒによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）である。
［Ｍｏ：０．０５～０．８％］
　Ｍｏは、ＳＲ焼鈍時に微細炭化物を形成し、強度を向上させる上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｍｏは０．０５％以上含有させる必要があり、Ｍｏ含有量が不足すると、ＳＲ焼鈍後の強度が低下すると共に、粗大セメンタイトが安定化し、低温靭性および落重特性が劣化する。好ましくは０．１％以上（より好ましくは０．２％以上）である。しかしながら、その含有量が過剰になると、炭化物粗大化が促進され、低温靭性および落重特性が却って低下する。こうしたことから、Ｍｏ含有量は０．８％以下にする必要がある。好ましくは０．６％以下（より好ましくは０．５％以下）である。
［Ｃｒ＋Ｍｏ：０．８％以下（０％を含まない）］
　ＣｒおよびＭｏは炭化物形成元素であり、ＳＲ焼鈍時に微細炭化物を形成し、強度を向上させる作用を発揮するが、合計含有量で０．８％を超えて過剰になると、多量に炭化物が生成し、低温靭性および落重特性を却って劣化させることになる。この合計含有量の好ましい下限は０．１０％以上（より好ましくは０．１５％以上）であり、好ましい上限は０．７％以下（より好ましくは０．６５％以下）である。 
［Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％］ 
　ＴｉはＴｉ酸化物を形成し、微細アシキュラーフェライト組織を発現することで、ＳＲ焼鈍後の溶接金属強度、低温靭性および落重特性を向上させる上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０１０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、酸化物の粗大化を招き、低温靭性および落重特性が劣化するので、０．０６０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下（更に好ましくは０．０４％以下）である。 
［Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）］ 
　Ｎは、Ｔｉ或は必要によって含有されるＮｂ、Ｖ等の元素と窒化物（または炭窒化物）を形成し、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、Ｎが過剰に含有されると、窒化物を形成せずに単独で存在するＮ（固溶Ｎ）が増加し、靭性に悪影響を及ぼすことになる。こうしたことから、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする必要がある。好ましくは０．００８０％以下である。
［Ｏ：０．０１５～０．０６０％］ 
　Ｏは、Ｔｉ酸化物を形成するために必要な元素であり、十分なＴｉ酸化物を形成させるためには、０．０１５％以上含有する必要がある。好ましくは０．０２０％以上（より好ましくは０．０２５％以上）である。しかしながら、Ｏ含有量があまり過剰になると粗大酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることで低温靭性を低下させる。こうしたことから、Ｏ含有量は０．０６０％以下とする必要がある。好ましくは０．０５０％以下（より好ましくは０．０４５％以下）とするのが良い。
　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，Ｂ，Ｓｎ，Ｚｒ，Ｂｉ，Ｐｂ等）の混入が許容され得る。尚、Ｃｏは、原子力向け構造物において中性子照射により放射化するため、溶接金属において、０．０５％以下に規制されなければならず、溶接ワイヤーにおいても０．０５％以下に保つ必要がある。また本発明の溶接金属には、必要によって更に（ａ）Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することでその種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
［Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）］
　Ｃｕは溶接金属の強度向上に有効な元素である。また、溶接金属の変態温度を下げ、微細再熱部を増加させることで、低温靭性および落重特性を向上させる。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き低温靭性および落重特性に悪影響を及ぼすので０．３５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３０％以下（更に好ましくは０．２５％以下）である。尚、Ｃｕによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．０２％以上（より好ましくは０．０５％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が、その含有量が０．０３０％を超えて過剰に含有されると、酸化物粗大化を招き、低温靭性に悪影響を及ぼすことになる。より好ましくは０．０２５％以下（更に好ましくは０．０２％以下）である。尚、Ａｌによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．００５％以上である。
［Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）］
　ＮｂおよびＶは炭窒化物を形成し、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、これらの元素が過剰に含有されると、低温靭性および落重特性が劣化するので、Ｎｂで０．０３０％以下（より好ましくは０．０２％以下）、Ｖで０．１０％以下（より好ましくは０．０８％以下）とするのが良い。尚、これらの元素による効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｎｂで０．００８％以上（より好ましくは０．０１％以上）、Ｖで０．０１０％以上（より好ましくは０．０２％以上）とすることが好ましい。
　上記のような溶接金属を含んで構成されることによって、低温靭性および落重特性に優れた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。
　溶接ワイヤー成分（Ｃ，ＭｎおよびＣｒ含有量）によって求められるβ値［前記（５）式］が０．１１～０．４１％となる各種溶接ワイヤー（直径：４．０ｍｍ）を用い（下記表１、２のＷ１～Ｗ３６）、下記の溶接条件にてサブマージアーク溶接を行なった。
　このとき用いた母材（溶接母材）の化学成分組成は、下記表３に、フラックスの化学成分組成は下記表４に、夫々示す通りである。表４に示した塩基度は、基本的にＩＩＷ（国際溶接学会：Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）推奨の下記式（式中の酸化物はその酸化物の質量％を示す）により算出されたものである。
　塩基度＝ＢＣ／ＡＣ
　ＢＣ＝ＣａＦ２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ＋ＬｉＯ＋（ＭｎＯ＋ＦｅＯ）／２ 
　ＡＣ＝ＳｉＯ２＋（Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２＋ＺｒＯ２）／２ 
［溶接条件］ 
　母材板厚：２５ｍｍ 
　開先角度：１０°（Ｖ字） 
　ルート間隔：２０ｍｍ 
　溶接姿勢：下向き 
　ワイヤー径：４．０ｍｍφ 
　溶接入熱量：５５０Ａ－３１Ｖ－３５ｃｐｍ（２．９ｋＪ／ｍｍ） 
　予熱／パス間温度：１６０～２２０℃ 
　積層方法：６層１２パス 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　形成した溶接金属の化学成分組成を、Ａ値、Ｘ値、Ｂ値、前記（４）式の適否（Ｍｏ量判定）、およびフラックスの塩基度と共に、下記表５、６に示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　形成された各溶接金属に対して、５６５℃×４ｈｒ（ＬＭＰ＝１７．３×１０3）または６１５℃×１２ｈｒ（ＬＭＰ＝１８．７×１０3）の条件でＳＲ焼鈍を施した後、下記の方法で円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率（総面積率）、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物の個数を測定すると共に、溶接金属の引張強度（ＴＳ）、低温靭性（ｖＥ－７４）および落重特性を下記の条件で評価した。
［円相当直径が０．２０μｍ以上の炭化物の面積分率の測定］
　ＳＲ焼鈍後の溶接金属について、最終パス中央部よりレプリカＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察用試験片を採取した。この試験片について７５００倍のＴＥＭ像４視野を、無作為に撮影し、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃ社製）を用いた画像解析により、円相当直径にして０．２０μｍ以上の炭化物を選択してその面積分率を算出した。このとき、円相当直径が１．０μｍ以上の粒子については、ＥＤＳ分析によって、炭化物と酸化物を区別した。
［円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物の個数の測定］
　上記と同様に、レプリカＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物についてＥＤＳ分析により炭化物を選定し、画像解析により個数密度を算出した。
［溶接金属の引張強度］
　ＳＲ処理後の溶接金属の中央部から、溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１Ａ２号試験片）を採取し［図１（ａ）］、ＪＩＳ　Ｚ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、引張強度ＴＳが６２０ＭＰａを超えるものを合格と評価した。
［溶接金属の低温靭性の評価］
　ＳＲ処理後の溶接金属の中央部から、溶接線方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１４号試験片［Ｖノッチ試験片］）を採取し［図１（ｂ）］、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して、－７４℃でシャルピー衝撃試験を各３回ずつ行い、－７４℃での吸収エネルギー（ｖＥ－７４）の平均値を測定した。そして、吸収エネルギー（ｖＥ－７４）が７０Ｊを超えるものと低温靭性に優れると評価した。
［落重特性の評価］
　ＡＳＴＭ　Ｅ２０８（２００６）に準拠し、溶接金属中央部から採取したＰ－３試験片を用い［図１（ｃ）］、－１６０°Ｆ（－１０７℃）で落重試験を実施し、非破断のものを落重特性に優れる（評価：「○」）とした。
　これらの測定結果［炭化物の面積分率、個数密度、引張強度、落重特性および低温靭性（ｖＥ－７４）］を、ＳＲ焼鈍条件毎に、下記表７、８に示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表７、８の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１～１９は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成およびＡ値、Ｘ値が適切に制御されており、強度、低温靭性および落重特性が良好な溶接金属が得られていることが分かる。
　これに対して、Ｎｏ．２０～３６は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、少なくともいずれかの特性が劣っている。このうちＮｏ．２０のものは、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。Ｎｏ．２１のものは、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。
　Ｎｏ．２２のものは、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、必要な強度が得られていない。Ｎｏ．２３のものは、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（Ｘ値も小さくなっている）、粗大な炭化物の個数密度が大きくなっており、低温靭性および落重特性が劣化している。
　Ｎｏ．２４のものは、Ｎｉ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．２５のものは、Ｎｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。
　Ｎｏ．２６のものは、Ｃｒ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（Ｃｒ＋Ｍｏの合計含有量も過剰になっている）、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．２７、２８のものでは、Ｍｏ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、粗大な炭化物の個数密度が大きくなっており、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。また、Ｎｏ．２９のものでは、Ｍｏ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（Ｃｒ＋Ｍｏの合計含有量も過剰になっている）、粗大な炭化物の個数密度が大きくなっており、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３０のものは、ＣｒとＭｏの合計含有が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。
　Ｎｏ．３１のものは、Ｔｉ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり（Ｘ値も小さくなっている）、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３２のものは、Ｔｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えており（Ａ値も大きくなっている）、高い強度は得られるものの、粗大な炭化物の個数密度が大きくなっており、低温靭性および落重特性が劣化している。
　Ｎｏ．３３のものは、Ａ値およびＸ値が小さくなっており（Ａｌ含有量も過剰になっている）、低温靭性および落重特性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３４のものは、Ｏ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性が劣化している。
　Ｎｏ．３５のものは、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。Ｎｏ．３６のものは、選択成分であるＣｕの含有量が本発明で規定する範囲を超えており、高い強度は得られるものの、低温靭性および落重特性が劣化している。
　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、２０１０年４月９日出願の日本特許出願（特願２０１０－０９０４４４）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。
　本発明の溶接金属は、原子力分野におけるＭｎ－Ｍｏ－Ｎｉ系溶接構造体に有用である。

Claims (7)

  1. 　Ｃ：０．０２～０．１０％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０～１．９％、Ｎｉ：２．７～８．０％、Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５～０．８％、Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）およびＯ：０．０１５～０．０６０％を夫々含有すると共に、ＣｒとＭｏの合計含有量が０．８％以下（０％を含まない）であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が３．８％以上、９．０％以下、下記（２）式で規定されるＸ値が０．５以上を夫々満足すると共に、溶接金属中に存在する炭化物であって、円相当直径が０．２０μｍ以上のものの面積分率が４．０％以下、円相当直径が１．０μｍ以上の炭化物個数が１０００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする低温靭性および落重特性に優れた溶接金属。 
    　Ａ値＝０．８×［Ｃ］－０．０５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］－０．５×［Ｍｏ］＋０．２×［Ｃｒ］ …（１）
    　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｍｏ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
    　Ｘ値＝［Ｔｉ］／（［Ｏ］－１．１×［Ａｌ］＋０．０５×［Ｓｉ］）…（２）
    　但し、［Ｔｉ］，［Ｏ］，［Ａｌ］および［Ｓｉ］は、夫々溶接金属中のＴｉ，Ｏ，ＡｌおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。
  2. 　下記（３）式で規定されるＢ値が０．３５％以下である請求項１に記載の溶接金属。 
    　Ｂ値＝［Ｃ］×（２×［Ｍｎ］＋３×［Ｃｒ］） …（３） 
    　但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
  3. 　Ｃの含有量［Ｃ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］が、下記（４）式の関係を満足するものである請求項１または２に記載の溶接金属。
    　０．０１＋２．２×［Ｃ］＜［Ｍｏ］＜０．２＋１５×［Ｃ］ …（４）
  4. 　更に、Ｃｕ：０．３５％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１項に記載の溶接金属。
  5. 　更に、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１項に記載の溶接金属。
  6. 　更に、Ｎｂ：０．０３０％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％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１項に記載の溶接金属。
  7. 　請求項１～６のいずれか１項の溶接金属を含んで構成される溶接構造体。
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