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WO2024204428A1 - 鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法 - Google Patents

鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法 Download PDF

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WO2024204428A1
WO2024204428A1 PCT/JP2024/012426 JP2024012426W WO2024204428A1 WO 2024204428 A1 WO2024204428 A1 WO 2024204428A1 JP 2024012426 W JP2024012426 W JP 2024012426W WO 2024204428 A1 WO2024204428 A1 WO 2024204428A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
welding
electrode
gas
weld metal
Prior art date
Application number
PCT/JP2024/012426
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English (en)
French (fr)
Inventor
一史 渡邊
篤史 石神
渉平 上月
涼太 長尾
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to JP2024536460A priority Critical patent/JP7558480B1/ja
Publication of WO2024204428A1 publication Critical patent/WO2024204428A1/ja

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    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing welded joints by gas-shielded arc welding using steel plates, particularly steel plates with a thickness of 50 to 160 mm.
  • Patent Document 1 discloses a "two-electrode, one-side, one-pass, large heat input submerged arc welding method with excellent toughness of weld metal".
  • the welding method disclosed in Patent Document 1 uses a specific flux and specific first and second electrode welding wires for a specific steel plate when performing one-pass welding on a steel plate having a thickness of 40 mm or more by two-electrode submerged arc welding.
  • the steel plate contains, by mass%, C: 0.02 to 0.2%, Si: 0.01 to 1%, Mn: 0.1 to 2.5%, Al: 0.002 to 0.1%, N: 0.001 to 0.015%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, O: 0.01% or less, and the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the flux contains, by mass%, SiO2 : 10-25%, MgO: 5-20%, CaO: 5-15%, CaF2 : 1-10%, Al2O3 : 5-25%, TiO2 : 2-20%, Fe : 10-25%, and B2O3 : 0.1-2.5%.
  • the welding wire contains, by mass%, C: 0.02-0.2%, Si: 0.01-1%, Mn : 0.5-2.5%, Al: 0.002-0.1%, Ti: 0.005-0.3%, and N: 0.001-0.015%, with P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, and O: 0.01% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • welding is performed under the conditions that the diameter of the welding wire of the second electrode is 6 to 8 mm and the ratio of the cross-sectional area of the welding wire of the first electrode to the cross-sectional area of the welding wire of the second electrode is 35 to 75%.
  • Patent Document 1 describes this as a two-electrode, single-side, one-pass, large heat input submerged arc welding method that provides excellent toughness of the weld metal.
  • Patent Document 2 discloses a "two-electrode large heat input submerged arc welding method.”
  • the welding method described in Patent Document 2 is a two-electrode large heat input submerged arc welding method in which welding is performed using a specific wire and a specific flux.
  • the wire contains, by mass%, C: 0.02 to 0.18%, Si: 0.02 to 0.5%, Mn: 1.15 to 2.2%, Mo: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1 to 1.5%, Ti: 0.005 to 0.05%, P: 0.006% or less, S: 0.003% or less, and the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the flux consists of SiO2 : 13-25%, MgO: 8-20%, CaO: 5-13%, CaF2 : 1-7%, Al2O3 : 9-23%, TiO2 : 3-11%, Fe: 11-25%, B2O3 : 0.1-0.6%, Mo: 1-4.3%, and Ni: 1-4.5 %.
  • This welding method is said to provide excellent weld metal mechanical performance and good welding workability even in high heat input submerged arc welding with a welding heat input of 500 kJ/cm or more, and to significantly increase the safety of architectural structures while at the same time significantly increasing welding efficiency.
  • Narrow-gap welding has also been proposed as a highly efficient welding method for thick plates.
  • By reducing the cross-sectional area of the groove it is possible to reduce the amount of heat input into the weld, ensuring the toughness of the weld metal and the heat-affected zone of the base metal.
  • welding thick plates using narrow-gap welding makes them more susceptible to high-temperature cracking and poor fusion.
  • Patent Document 3 discloses a "narrow-gap submerged arc welding method".
  • the welding method disclosed in Patent Document 3 is a narrow-gap submerged arc welding method for very thick steel plates, in which a backing material is abutted against the back side of a narrow groove with a groove angle of 1 to 5° and a root gap of 10 to 14 mm, and steel particles are scattered in the groove to a height of 10 to 15 mm from the back side of the groove.
  • Patent Document 3 a sound welded portion free of welding defects such as hot cracking, slag inclusion, and incomplete fusion can be obtained, the slag is easily removable, the bead shape is good, and welding can be performed without back chipping.
  • Patent Document 3 claims to be able to provide such a highly efficient narrow gap submerged arc welding method.
  • Patent Document 4 discloses a "highly efficient welding method for thick steel plates".
  • the method includes a processing step of processing an X-groove on a pair of steel materials having a plate thickness of more than 50 mm and not more than 100 mm.
  • the method includes a welding step of performing one pass of welding on each of the front and back surfaces of the pair of steel materials using a flux by multi-electrode submerged arc welding with two or more and six or less electrodes.
  • the welding current of the first electrode is an AC current with a waveform ratio of 60% or more and 90% or less
  • the welding current of the other electrodes is an AC current with a waveform ratio of 70% or more or a negative DC current.
  • the flux used here contains Al 2 O 3 : 10% or more and 50% or less, and SiO 2 : 16% or more and 30% or less, in mass ratio with respect to the total mass of the flux.
  • one or more of MgO, TiO2 , CaF2 , and MnO are contained in a total amount of 10% to 60%, with MgO limited to 40%, TiO2 limited to 20%, CaF2 limited to 30%, and MnO limited to 20%.
  • Patent Document 5 discloses a narrow-gap gas-shielded arc welding method for joining thick steel materials by narrow-gap multi-layer welding.
  • the first layer welding is performed by multi-electrode welding with two or more electrodes, the first electrode and the second electrode are positioned along a predetermined parallel welding line, and the distance between the welding wire tips of the first electrode and the second electrode is controlled to a range of 5 mm to 16 mm.
  • the angle of the straight line connecting the welding wire tips of the first electrode and the second electrode with respect to the perpendicular direction of the welding line is controlled to a range of 45° or less.
  • the melting depth perpendicular to the welding line at the bottom of the thick steel material is set to 1.5 mm or more.
  • Patent Document 1 which aims to realize high-efficiency construction by large heat input welding, aims to provide a welding method that can obtain high toughness with 2 mm V-notch Charpy absorbed energy of 70 J or more at 0 ° C. In other words, it is not suitable for use in cold environments of -40 ° C.
  • Patent Document 2 the toughness evaluation is also performed at 0 ° C, and use in cold environments of -40 ° C is not assumed.
  • the invention of Patent Document 3 which aims to realize high-efficiency construction by narrow gap welding, does not mention the mechanical properties of the weld metal and the base metal heat affected zone (hereinafter, the base metal heat affected zone is also called "weld heat affected zone").
  • Patent Document 4 does not mention the low-temperature toughness value of the weld heat affected zone, and is intended for welding of steel materials with a plate thickness of more than 50 mm and 100 mm or less. Therefore, there is no knowledge about welding of thick plates up to a plate thickness of 160 mm, such as those used in marine structures and foundation equipment for offshore wind power generators.
  • the narrow gap gas shielded arc welding method technology disclosed in Patent Document 5 when multi-electrode welding with three or more electrodes is performed, hot cracks may occur in the center of the weld metal.
  • the present invention aims to solve the problems of the conventional technology and provide a method for manufacturing narrow gap welded joints using steel plates with a thickness of 50 mm or more, which are free of welding defects, have high strength, and have excellent low-temperature impact toughness, by gas-shielded arc welding.
  • high strength means that the room temperature yield strength (0.2% proof stress) of the weld metal produced in accordance with the provisions of JIS Z 3111 is 325 MPa or more, the tensile strength is 520 MPa or more, and the room temperature tensile strength of the welded joint is 520 MPa or more.
  • excellent low-temperature impact toughness means that the absorbed energy (vE -40) of the Charpy impact test at a test temperature of -40°C for the weld metal and welded heat-affected zone of a welded joint produced in accordance with the provisions of JIS Z 3128 is 30 J or more.
  • a weld metal shape that can efficiently and soundly weld a welded joint of a steel plate (hereinafter also referred to as "base metal") having a plate thickness of 50 to 160 mm.
  • the total length of the welded joint of a marine structure or a foundation for an offshore wind power plant may exceed 1.0 km per structure, and therefore, for highly efficient welding, it is effective to reduce the number of layers of the weld metal.
  • a ratio [p/T] of the total number of layers of the weld metal p to the plate thickness T is 0.40 layers/mm or less to be highly efficient.
  • the deposition area of the weld metal per layer is 120.0 mm2 or less in cross-sectional area perpendicular to the weld line, the amount of heat input during welding is not excessive, the thermal effect on the steel plate is sufficiently small, and excellent low-temperature toughness characteristics of the weld metal can be obtained.
  • the groove shape that can weld 50 to 160 mm steel plates soundly and efficiently is preferably one in which the gap between the base materials is 6 mm or less and the groove angle is between 4° and 20°, regardless of whether one-sided welding or double-sided welding is used.
  • the weld metal shape when welding is performed on the above groove shape was examined.
  • the weld metal has three or more layers in any cross section perpendicular to the weld line of the weld metal, and that the width W (mm) of the weld metal for each layer, excluding the first layer and the outermost layer, is 5.0 to 0.4T (mm).
  • the width of the first layer is 5.0 mm or less depending on the gap between the base metals, but this does not particularly deteriorate the properties of the weld metal.
  • the outermost layer may be repaired to make the surface shape of the excess reinforcement more beautiful, or to improve defects such as a convex bead at the toe of the excess reinforcement, undercut, or overlap. For these reasons, it was decided to exclude the weld metal of the first layer and the outermost layer, as they are non-steady parts.
  • a method for manufacturing a welded joint by gas-shielded arc welding of steel plates The thickness T (mm) of the steel plate is 50 to 160 mm,
  • the weld metal consists of three or more layers,
  • the width W (mm) of each layer excluding the first layer and the outermost layer of the weld metal is 5.0 or more and 0.4T or less (mm)
  • a ratio [A/p] of a cross-sectional area A (mm 2 ) of the weld metal in a direction perpendicular to the weld line to the number p of weld layers (layers) is 120.0 mm 2 /layer or less;
  • the ratio [p/T] of the number of weld layers p to the plate thickness T is 0.40 layers/mm or less
  • the gas shielded arc welding is a multi-electrode welding having three or more electrode
  • a method for manufacturing welded joints by gas-shielded arc welding of steel plates [2]
  • a tilt angle ⁇ of a tip of each of the first electrode and the second electrode toward a groove surface side with respect to a perpendicular direction of the weld line is 0° to 15°
  • a distance d (mm) between a side end portion of each welding wire tip of the first electrode and the second electrode and the groove surface is 0.5 to 3.0 mm
  • Each of the welding wires is a welding wire that is bent in advance to have a radius of curvature in the range of 150 to 300 mm
  • a third electrode and subsequent electrodes are disposed at the center of the groove behind the first electrode and the second electrode
  • a gas containing 60% or more of CO2 gas by volume is used as a shielding gas.
  • the chemical composition of the steel plate is, in mass%, C: 0.04-0.14%, Si: 0.03 to 0.70%, Mn: 0.30-2.50%, P: 0.030% or less, S: 0.020% or less, Nb: 0.001 to 0.100%, Al: 0.001-0.100%, O: 0.0100% or less, and N: 0.0100% or less,
  • the balance is Fe and unavoidable impurities, Ceq and plate thickness (T) defined by the following formula (1) 0.0004T+0.25 ⁇ Ceq ⁇ 0.0004T+0.45
  • the composition satisfies the following: the dislocation density ⁇ at a position 1 mm beneath the surface of the steel plate is 4.0 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or less; The average crystal grain size at a position 1 mm below the surface of the steel plate is 15.0 ⁇ m or less, and the average crystal grain size at the center
  • each element symbol represents the content (mass%) of the corresponding element, and if the corresponding element is not contained, it is set to 0.
  • the chemical composition of the steel plate further comprises, in mass%, Cu: 2.000% or less, Ni: 2.500% or less, Cr: 1.500% or less, Mo: 1.000% or less, Ti: 0.100% or less, V: 0.300% or less, B: 0.0100% or less, W: 0.500% or less, Ca: 0.0200% or less,
  • a method for producing a welded joint by gas-shielded arc welding of a steel plate comprising: adding one or more selected from the group consisting of Mg: 0.0200% or less; and REM: 0.0500% or less.
  • the chemical composition of the weld metal is, in mass%, C: 0.04-0.14%, Si: 0.03 to 0.70%, Mn: 0.30-2.50%, P: 0.030% or less, S: 0.020% or less, Nb: 0.001 to 0.100%, Al: 0.001-0.100%, Cu: 0.001-2.000%, Ni: 0.001 to 2.500%, Cr: 0.001-1.500%, Mo: 0.001 to 1.000%, Ti: 0.001 to 0.100%, V: 0.001 to 0.300%, B: 0.001 to 0.020%, O: 0.050% or less; and N: 0.010% or less; The balance is Fe and inevitable impurities.
  • a method for manufacturing welded joints by gas-shielded arc welding of steel plates [6]
  • the chemical composition of the weld metal further comprises, in mass%, W: 0.500% or less, Ca: 0.0200% or less,
  • a method for producing a welded joint by gas-shielded arc welding of a steel plate the method comprising: one or more selected from the group consisting of Mg: 0.0200% or less; and REM: 0.0500% or less.
  • the present invention provides a welded joint made by welding steel plates having a thickness of 50 to 160 mm, and has sound weld metal without welding defects such as high-temperature cracking or incomplete fusion. It is a narrow-gap welded joint that combines high strength with excellent low-temperature impact toughness, and therefore has a significant industrial effect.
  • the steel plate welded joints of the present invention are not limited to marine structures and offshore wind turbines, but can also be used in shipbuilding, line pipes, construction, etc.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing the shape of a weld metal of a welded joint according to the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view of a weld metal showing a welding process of a welded joint according to the present invention.
  • FIG. 3 is a partially enlarged schematic cross-sectional view of a weld metal showing a welding process using three electrodes.
  • FIG. 4 is a schematic plan view showing a welding process using three electrodes.
  • FIG. 5 is a schematic plan view showing a welding process using four electrodes.
  • FIG. 6 is a schematic cross-sectional view showing (a) a groove shape in a V groove and (b) a groove shape in an X groove.
  • FIG. 7 is a side cross-sectional view showing a schematic relationship between the gas supply nozzle and the electrode according to the present invention.
  • FIG. 8 is a plan view showing a schematic relationship between the gas supply nozzle and the electrodes according to the present invention.
  • the welded joint of steel plates according to the present invention is a butt welded joint of steel plates having a plate thickness T (mm) of 50 to 160 mm, the weld metal is composed of three or more layers, and the width W (mm) of each layer excluding the first layer and the outermost layer of the weld metal is 5.0 to 0.4T (mm).
  • the ratio [A/p] of the cross-sectional area A (mm 2 ) of the weld metal in a direction perpendicular to the weld line to the number of weld layers p (layers) is 120.0 mm 2 /layer or less, and the ratio [p/T] of the number of weld layers p to the plate thickness T is 0.40 layers/mm or less.
  • the thickness T of the steel plate is set to 50 mm or more for application to large structures, etc. There is no particular upper limit for the thickness T, but due to manufacturing constraints, it is set to 160 mm or less.
  • the weld line refers to the imaginary line when expressing the bead or welded part as a single line.
  • the weld metal excluding the first layer L1 and the outermost layer Lp of the weld metal that is, the weld metal from the L2 layer to the Lp -1 layer
  • the first layer and the outermost layer of the weld metal are excluded because they are non-steady parts.
  • this width Wi represents the width of the weld metal at the center line between the upper and lower parts of each layer (i.e., the distance between the fusion lines).
  • the width W (mm) of this weld metal is specified to be 5.0 to 0.4T (mm).
  • the width W of each layer of the L2 layer to the Lp -1 layer excluding the first layer L1 and the outermost layer Lp of the weld metal is obtained by cross-sectional macroscopic observation or the like, and each of these values is limited to be in the range of 5.0 mm to 0.4T (mm). If the width W of each layer is less than 5.0 mm, the groove likelihood when placing the steel plate before welding is small, and physical interference between the welding wire and the groove wall is likely to occur during welding, resulting in a decrease in welding efficiency.
  • the width W is 8.0 mm or more.
  • the upper limit of the width W is set to 0.4T (mm) because the area of the weld metal is affected by the plate thickness T, and in the present invention, which targets steel plates with a plate thickness of 50 to 160 mm, if the width W exceeds 0.4T (mm), the area of the weld metal becomes too large, resulting in a decrease in welding efficiency.
  • the width W is preferably 0.35T mm or less, and more preferably 0.3T mm or less.
  • the cross-sectional area per layer [A/p] is 120.0 mm 2 / layer or less when the number of layers p of weld layers from L 1 (initial layer) to L p (outermost layer) is applied relative to the cross-sectional area A (mm 2 ) of the entire weld metal perpendicular to the weld line of the weld metal. That is, if the deposition area of the weld metal is 120.0 mm 2 or less per layer, the amount of welding heat input is not excessive, the thermal effect on the base metal is sufficiently small, and excellent low-temperature toughness characteristics of the weld metal and the weld heat-affected zone can be obtained.
  • the ratio [A/p] is 100.0 mm 2 /layer or less.
  • the ratio [A/p] is preferably 30.0 mm 2 /layer or more, more preferably 45.0 mm 2 /layer or more.
  • the ratio [p/T] of the number of weld layers p to the plate thickness T is 0.40 layers/mm or less. If this ratio [p/T] is greater than 0.40 layers/mm, the number of welding passes required to produce a welded joint increases, and the welding efficiency decreases. Therefore, highly efficient welding can be achieved by controlling the ratio [p/T] to 0.40 layers/mm or less. More preferably, the ratio [p/T] is 0.35 layers/mm or less. There is no particular lower limit for this ratio, but for reasons of resistance to welding defects, the ratio [p/T] is preferably 0.10 layers/mm or more, and more preferably 0.13 layers/mm or more.
  • the steel plate which is the base material of the welded joint of the present invention will be described.
  • the steel plate may be a carbon steel or a low alloy steel.
  • the chemical composition will be described.
  • the “%” in the chemical composition described below means “mass %” unless otherwise specified.
  • C is an element that can most inexpensively improve the strength of steel plate, and also contributes to strengthening the austenite grain boundaries. If the C content is less than 0.04%, the grain boundary strength of austenite decreases, and hot cracking of the slab occurs, resulting in a significant decrease in manufacturability. In addition, there is a possibility that the strength targeted by the present invention cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.14%, the weldability decreases and the toughness may also decrease. Therefore, the C content is preferably 0.04 to 0.14%. It is more preferable that the C content is 0.05 to 0.12%.
  • Si is an effective element for deoxidization, if the Si content is less than 0.03%, it may not be possible to obtain a sufficient effect. Therefore, the Si content is preferably set to 0.03 to 0.70%. The Si content is preferably set to 0.04 to 0.60%. More preferred.
  • Mn is an element that can improve the hardenability and strength of steel at low cost. To obtain this effect, it is preferable to contain 0.30% or more of Mn. If Mn exceeds 2.50%, the weldability may decrease. Therefore, the Mn content is preferably set to 0.30 to 2.50%. 2.20% is more preferable.
  • P is an element that has a large effect of embrittling grain boundaries, and if contained in a large amount, it may reduce the toughness of the steel plate. Therefore, the P content is preferably 0.030% or less. The P content is more preferably 0.025% or less. On the other hand, since the lower the P content, the more preferable it is, the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. P is an element that is inevitably contained in steel sheet as an impurity, and excessive reduction in P content leads to an increase in refining time and an increase in costs, so the P content is set to 0.001% or more. It is preferred.
  • the S content is preferably 0.020% or less. Furthermore, the S content is more preferably 0.010% or less. Since the S content is preferably as small as possible, the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%. However, S is an element that is inevitably contained in a steel sheet as an impurity, Since excessive reduction in S content leads to an increase in refining time and an increase in costs, the S content is preferably set to 0.0001% or more.
  • Nb is an element that has the effect of suppressing recrystallization when strain is applied to the austenite structure through solid solution Nb and fine precipitated NbC, and also of raising the non-recrystallization temperature range to the higher temperature side.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is The Nb content is preferably 0.001 to 0.100%.
  • the Nb content is more preferably 0.005 to 0.075%. It is particularly preferable to set the value at 0.50%.
  • Al 0.001-0.100%
  • Al is an element that is effective as a deoxidizer and also has the effect of forming nitrides to reduce the austenite grain size.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.001 to 0.100%.
  • the Al content is more preferably 0.005 to 0.080%.
  • O 0.0100% or less
  • the O content is preferably 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0005% or more.
  • N 0.0100% or less
  • the N content is preferably 0.0100% or less.
  • the lower the N content the better, so there is no particular lower limit for the N content.
  • the N content is preferably 0.0005% or more.
  • the steel plate for the welded joint of the present invention has the above-mentioned basic composition to obtain the characteristics targeted by the present invention.
  • the steel plate may contain the following optional selected compositions as necessary in addition to the above-mentioned basic composition.
  • Cu 2.000% or less, Ni: 2.500% or less, Cr: 1.500% or less, Mo: 1.000% or less, Ti: 0.100% or less, V: 0.300% or less, B: 0.0100% or less, W: 0.500% or less, Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.0200% or less, and REM: 0.0500% or less.
  • Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, V, B, W, Ca, Mg, and REM are chemical compositions that can be contained at will, so their content may be 0%.
  • Cu is an element that can improve the strength of a steel plate without significantly deteriorating the toughness of the steel plate.
  • the Cu content exceeds 2.000%, the Cu-enriched layer formed immediately below the scale causes Hot cracking due to the presence of Cu may become a problem. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 2.000% or less. More preferably, the Cu content is 0.010 ⁇ 1.500%.
  • Ni is an element that has the effect of improving the hardenability and toughness of the steel plate. On the other hand, if the Ni content exceeds 2.500%, an increase in manufacturing costs may become a problem.
  • the Ni content is preferably 2.500% or less, and more preferably, the Ni content is 0.010 to 2.000%.
  • Cr 1.500% or less
  • Cr is an element that can improve the hardenability of a steel sheet, thereby improving the strength of the steel sheet. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.500%, the weldability may decrease.
  • the Cr content is preferably 1.500% or less, and more preferably, the Cr content is 0.010 to 1.200%.
  • Mo is an element that can improve the hardenability of a steel sheet, thereby improving the strength of the steel sheet. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.000%, the weldability may decrease. When Mo is contained, the Mo content is preferably 1.000% or less, and more preferably, the Mo content is 0.010 to 0.800%.
  • Ti 0.100% or less
  • Ti is an element that has the effect of pinning the movement of grain boundaries and suppressing grain growth by precipitating as TiN.
  • the Ti content exceeds 0.100%, the cleanliness of the steel sheet structure is deteriorated. As a result, the ductility and toughness may decrease. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.100% or less. More preferably, the Ti content is The amount is 0.001 to 0.080%.
  • V 0.300% or less
  • V is an element that can improve the hardenability of steel sheets and also improve the strength of the steel sheets by forming carbonitrides.
  • the V content is preferably 0.300% or less. More preferably, the V content is 0.010 to 0.250%.
  • B is an element that has the effect of improving the hardenability and strength of the steel sheet by adding a very small amount of B.
  • the B content is preferably 0.0100% or less. More preferably, the B content is 0.0001 to 0.0070%.
  • W 0.500% or less
  • W is an element that can improve the hardenability of steel and thereby improve the strength of the steel plate.
  • the W content is preferably 0.500% or less, and more preferably 0.010 to 0.400%.
  • Ca 0.0200% or less
  • Ca is an element that improves weldability by forming oxysulfides that are highly stable at high temperatures.
  • the Ca content exceeds 0.0200%, the cleanliness of the steel sheet decreases and the toughness of the steel sheet is deteriorated. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0200% or less. More preferably, the Ca content is 0.0001 to 0.0180%. be.
  • Mg 0.0200% or less
  • Mg is an element that improves weldability by forming oxysulfides that are highly stable at high temperatures.
  • the Mg content exceeds 0.0200%, the effect of adding Mg becomes saturated and the content The effect corresponding to the amount of Mg cannot be expected, and it may be economically disadvantageous. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0200% or less. More preferably, Mg The content is 0.0001 to 0.0180%.
  • REM 0.0500% or less
  • REM rare earth metal
  • REM is an element that improves weldability by forming oxysulfides that are highly stable at high temperatures.
  • the REM content exceeds 0.0500%, the effect of adding REM is reduced.
  • the REM content is 0.0500% or less.
  • the REM content is between 0.0001 and 0.0450%.
  • the steel plate for the welded joint of the present invention has the above chemical composition, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities include H, Zn, Re, Co, Sb, and Bi, and the total amount of these impurities is acceptable if it is 0.0100% or less.
  • elements other than these may be contained, and such embodiments are also included in the technical scope of the present invention.
  • each element symbol represents the content (mass%) of the corresponding element, and if the corresponding element is not contained, it is set to 0.
  • the dislocation density ⁇ (m ⁇ 2 ) at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is preferably 4.0 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or less.
  • the dislocation density ⁇ (m ⁇ 2 ) is the dislocation length per unit volume present in the crystal of a metal.
  • the position 1 mm below the surface of the base material i.e., “1 mm below the surface of the steel sheet” is specified from the viewpoint of bending workability of the steel sheet.
  • the bending workability of the steel sheet is determined by the ductility of the surface layer structure of the steel sheet.
  • the dislocation density at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is set to 4.0 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or less. Note that, since the steel structure usually contains dislocations unavoidably, it is very costly to make the dislocation density less than 1.0 ⁇ 10 11 m ⁇ 2 . Therefore, the dislocation density is preferably 1.0 ⁇ 10 11 m ⁇ 2 or more, and more preferably 3.0 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or less.
  • the average crystal grain size at a position 1 mm below the surface of the base material is 15.0 ⁇ m or less, and the average crystal grain size at the center position of the plate thickness of the base material is 20.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size refers to the average of all grains at a position 1 mm below the surface of the steel plate and at the center of the plate thickness when the region surrounded by the boundary with a crystal orientation difference of 15° or more is considered to be a grain, and can be measured by the method described in the examples described later.
  • the finer the grain size of the surface structure of the steel plate the better the toughness of the surface of the steel plate.
  • the finer the grain size of the steel structure at the center of the plate thickness of the steel plate the better the toughness at the center of the plate thickness.
  • “1 mm below the surface of the steel plate” refers to a depth position of 1 mm in the plate thickness direction from the surface of the steel plate.
  • Plate thickness center position refers to the 1/2 position of the plate thickness.
  • the steel plate of the present invention is obtained by heating, hot rolling, and cooling a slab (steel material) having the above-mentioned composition. After the cooling, an optional tempering process can be performed. Various preferable conditions are explained below. However, the manufacturing method is not limited to a specific manufacturing method, and it is sufficient to have the above-mentioned steps.
  • the temperature indicated in “°C” refers to the surface temperature of the slab or steel plate unless otherwise specified.
  • the surface temperature can be measured, for example, with a radiation thermometer.
  • the method for producing the slab is not particularly limited, and any of the known methods for producing the slab, such as converters, electric furnaces, and vacuum melting furnaces, are suitable.
  • the slab is produced to the desired dimensions, for example, by a continuous casting method.
  • the molten steel may further be subjected to secondary refining, such as ladle refining.
  • Heating conditions As described above, it is preferable to heat the manufactured slab to a temperature of 1000 to 1200 ° C. If the heating temperature of the slab is less than 1000 ° C., the coarse NbC precipitated inside the slab during slab casting will not re-dissolve and will remain. As a result, the effect of increasing the temperature of the non-recrystallization temperature range due to the dissolved Nb and the fine NbC re-precipitated during hot rolling cannot be obtained. Accordingly, the effect of refining the crystal grains by the controlled rolling is reduced, and the toughness is reduced.
  • the heating temperature of the slab is preferably set to a temperature of 1000 to 1200 ° C.
  • the heating temperature of the slab is more preferably 1030 ° C. or more, and even more preferably 1170 ° C. or less.
  • the heated slab is preferably hot rolled.
  • the dislocation density and average grain size at a position 1 mm below the steel sheet surface, and the average grain size at the center of the sheet thickness are important. In order to obtain various properties, it is preferable to roll the slab under the following hot rolling conditions.
  • the temperature range from (8250 [Nb] + 770 ° C) to Ar3 temperature at a temperature 1 mm below the surface of the steel plate or at the center of the plate thickness is referred to as the non-recrystallization temperature range.
  • the temperature at the center of the plate thickness of the steel plate can be obtained, for example, by measuring with a thermocouple attached to the center of the plate thickness of the steel plate, or by calculating the temperature distribution in the cross section of the steel plate by heat transfer analysis and correcting the result by the surface temperature of the steel plate.
  • the above-mentioned [Nb] represents the content (mass%) of the element in the chemical composition of the above-mentioned steel plate.
  • the steel sheet temperature at a position 1 mm below the surface is temporarily cooled to Ar3 temperature or lower, and then reheated to exceed Ac3 temperature.
  • reduction is performed at a position 1 mm below the surface of the steel sheet with a reduction ratio of 25% or more in the temperature range where the steel sheet temperature at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is between (8250[Nb]+770°C) and Ar3 temperature.
  • reduction is performed with a total reduction ratio of 15% or less in the temperature range where the steel sheet temperature at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is less than Ar3 temperature.
  • the surface layer of the steel sheet is once cooled to the Ar3 temperature or lower, thereby transforming the austenite into a low-temperature structure such as ferrite.
  • the surface layer of the steel sheet is then reheated to a temperature of the Ac3 temperature or higher, thereby retransforming the surface layer into an austenite structure, making the surface layer of the steel sheet fine austenite.
  • the cooling in the hot rolling process may be performed by water cooling, air cooling, or the like, and any method may be used as long as the temperature can be controlled to a predetermined level.
  • water cooling is used to cool the steel sheet to a temperature of Ar3 or lower, and the retention time at which the steel sheet is at or below the Ar3 temperature at a position 1 mm below the surface is preferably 5 seconds or more, and more preferably 300 seconds or less.
  • Reheating after cooling involves holding the steel sheet in the atmosphere, and the retention time is preferably 30 seconds or more, and more preferably 600 seconds or less.
  • the reduction rate in this temperature range is 30% or more. From the viewpoint of rolling efficiency, the reduction rate in this temperature range is preferably 80% or less, and even more preferably 70% or less.
  • the total reduction exceeds 15% in a temperature range where the temperature of the steel sheet surface layer is lower than the Ar3 temperature, processing strain is introduced into the ferrite structure and pearlite structure in which transformation is completed in the steel sheet surface layer, resulting in a decrease in ductility and deterioration of bending workability. Therefore, it is preferable to set the total reduction in a temperature range where the temperature of the steel sheet surface layer is lower than the Ar3 temperature to 15% or less. The total reduction in this temperature range is more preferably set to 6% or less.
  • the steel plate temperature at the center position of the thickness is equal to or lower than (8250 [Nb] + 770 ° C.) and the total reduction rate in the temperature range equal to or higher than the Ar3 temperature is 25% or more.
  • a reduction of 25% or more is applied in the temperature range of (8250 [Nb] + 770 ° C.) to Ar 3 temperature, where the center position of the thickness of the steel plate is in the non-recrystallization temperature range.
  • This introduces processing strain into the austenite at the center position of the thickness. This acts as a transformation nucleus during final cooling, resulting in a fine structure with good toughness. Therefore, it is preferable to set the total reduction rate to 25% or more in the temperature range where the center temperature of the thickness of the steel plate is (8250 [Nb] + 770 ° C.) or less. More preferably, the total reduction rate in this temperature range is 30% or more. From the viewpoint of rolling efficiency, the total reduction rate in this temperature range is preferably 80% or less, and even more preferably 70% or less.
  • the thickness center of the steel plate is below the Ar3 temperature, processing strain is introduced into the generated ferrite, resulting in a decrease in toughness. Therefore, it is preferable that the thickness center of the steel plate is at or above the Ar3 temperature.
  • the temperature ranges may overlap within the rolling conditions described above for the two types of rolling, "rolling on the steel plate surface” and “rolling on the plate thickness center position.”
  • the reduction amounts in the overlapping temperature ranges are added up as the reduction amounts for the "steel plate surface” and the "plate thickness center position,” and this added-up reduction amount should be within the range of each rolling condition.
  • Total rolling reduction rate (r0 - r1) / r0 x 100 (%) It is calculated by the following formula. r0 is the plate thickness when the first rolling is started, and r1 is the plate thickness after the last rolling is performed.
  • the Ar3 temperature and Ac3 temperature can be obtained by a Formaster test or the like.
  • the center of the steel plate can have a structure with small crystal grain size and excellent toughness.
  • Cooling Conditions After the above-mentioned hot rolling, the obtained steel sheet is cooled. Cooling is performed so that the average cooling rate in the temperature range of 700 to 550°C at the center of the thickness of the steel sheet is 2500 x t -1.7 °C/sec or more when the thickness is t [mm].
  • Examples of the cooling method include water cooling in which a large amount of water is sprayed from a nozzle. In the present invention, it is preferable to perform a cooling operation (treatment) on both sides of the steel sheet so that both sides of the steel sheet are cooled under the same conditions.
  • the average cooling rate between 700 and 550°C at the center of the plate thickness after hot rolling is less than 2500 ⁇ t -1.7 °C/sec, the required strength targeted by the present invention cannot be obtained due to insufficient cooling rate in the temperature range where transformation from austenite to a low-temperature transformation structure occurs. In addition, coarse ferrite is generated, resulting in a decrease in toughness. Therefore, it is preferable that the average cooling rate in the temperature range between 700 and 550°C at the center of the plate thickness is 2500 ⁇ t -1.7 °C/sec or more.
  • tempering can be performed as necessary in order to further improve strength and toughness.
  • it is tempered at a tempering temperature of 650°C or less. If the tempering temperature is higher than 650°C, significant softening may occur and the necessary strength may not be ensured. Therefore, it is preferable to set the tempering temperature to 650°C or less.
  • the lower limit of the tempering temperature is not particularly limited, but it is preferable to set it to 200°C or more.
  • the tempering time can be adjusted as appropriate.
  • the tempering temperature here refers to the temperature of the steel plate surface.
  • the basic chemical composition of the weld metal of the welded joint according to the present invention is as follows. It is preferable that the weld metal has a chemical composition containing C: 0.04 to 0.14%, Si: 0.03 to 0.70%, Mn: 0.30 to 2.50%, P: 0.030% or less, S: 0.020% or less, Nb: 0.001 to 0.100%, Al: 0.001 to 0.100%, Cu: 0.001 to 2.000%, Ni: 0.001 to 2.500%, Cr: 0.001 to 1.500%, Mo: 0.001 to 1.000%, Ti: 0.001 to 0.100%, V: 0.001 to 0.300%, B: 0.001 to 0.020%, O: 0.050% or less, and N: 0.010% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • each composition can be added (contained) to the weld metal from either the steel plate or the wire, which is the welding material.
  • C is an element that has the effect of increasing the strength of the weld metal through solid solution strengthening, and also contributes to strengthening the austenite grain boundaries. The grain boundary strength is reduced, and the strength targeted in the present invention may not be obtained.
  • the C content exceeds 0.14%, it promotes the occurrence of weld cracks and reduces the low-temperature impact toughness of the weld metal. Therefore, the C content is preferably set to 0.04 to 0.14%. The C content is more preferably set to 0.05 to 0.12%.
  • Si:0.03-0.70% Silicon acts as a deoxidizer, increases the viscosity of the weld metal, and has the effect of stably maintaining the bead shape. To obtain such effects, the silicon content must be 0.03% or more. However, if the Si content exceeds 0.70%, there is a possibility that the low-temperature impact toughness of the weld metal may decrease. In addition, Si segregates during solidification and forms a liquid phase at the solidification cell interface. Therefore, the Si content is preferably 0.03 to 0.70%. % is more preferable.
  • Mn is an element that can improve the hardenability and strength of the weld metal at low cost. To obtain this effect, it is preferable to contain 0.30% or more of Mn. If the Mn content exceeds 2.50%, Mn segregation occurs during solidification, which induces hot cracking and may reduce weldability. Therefore, the Mn content is set to 0.30 to 2.50%. The Mn content is more preferably 0.50 to 2.20%.
  • P is an element that has a large effect of embrittling grain boundaries, and if contained in large quantities, it reduces the low-temperature impact toughness of the weld metal and may also segregate at the interface during solidification, inducing high-temperature cracking.
  • the P content is preferably 0.030% or less. Furthermore, the P content is more preferably 0.025% or less. On the other hand, the lower the P content, the better.
  • the lower limit of the amount is not particularly limited and may be 0%.
  • P is an element that is inevitably contained in the weld metal as an impurity, and excessive reduction in P content leads to an increase in costs. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more.
  • S reduces the low-temperature impact toughness of the weld metal and may segregate at the interface during solidification, inducing high-temperature cracking, so the S content is preferably 0.020% or less.
  • the S content is more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%.
  • S is an element that is inevitably contained in the weld metal as an impurity, and since excessive reduction in S content leads to an increase in costs, the S content is preferably set to 0.0001% or more.
  • Nb is a carbide-forming element that precipitates carbides and contributes to improving the strength of the weld metal. Nb also precipitates carbides at the solidification cell interface of the weld metal, suppressing the occurrence of hot cracks. In order to obtain this effect, the Nb content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.100%, the carbides become coarse and the fracture is reduced. This may become the starting point of the cracks, which may lead to a decrease in the cryogenic impact toughness. Therefore, the Nb content is preferably set to 0.001 to 0.100%. The Nb content is more preferably 0.075%. Furthermore, the Nb content is particularly preferably 0.005 to 0.050%.
  • Al acts as a deoxidizer, increases the viscosity of the molten metal, and has the important effect of stably maintaining the bead shape.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content exceeds 0.100%, the cleanliness of the weld metal decreases, which may result in a decrease in ductility and toughness.
  • the viscosity of the weld metal increases, If the content is too high, the bead may not spread and defects such as incomplete fusion may increase. Therefore, the Al content is preferably set to 0.001 to 0.100%. It is more preferable to set it to 0.005 to 0.080%.
  • Cu is an element that can improve the strength of the weld metal without significantly deteriorating the toughness of the weld metal.
  • the Cu content is preferably 0.001% or more.
  • the Cu content is more than 2.000%, it may segregate during solidification and induce hot cracking. Therefore, when Cu is contained, the Cu content should be kept below 2.000%.
  • the Cu content is preferably 0.005 to 1.500%.
  • the Cu content is more preferably 0.005 to 1.000%.
  • the preferable range is 0.005 to 0.500%.
  • Ni is an element that has the effect of increasing the hardenability of the weld metal and improving its toughness. In order to obtain this effect, it is preferable that the Ni content be 0.001% or more. However, Ni Ni is an expensive element, and a content exceeding 2.500% is economically disadvantageous. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 2.500% or less. Preferably, the Ni content is 0.010 to 2.000%, more preferably 0.010 to 1.500%, and even more preferably 0.010 to 1.000%. It is.
  • Cr 0.001 to 1.500%
  • Cr is an element that can improve the hardenability of the weld metal and thereby improve the strength of the weld metal.
  • the Cr content is preferably 0.001% or more.
  • the Cr content exceeds 1.500%, the weldability may decrease.
  • Cr carbides may be formed, which may lead to a decrease in low-temperature impact toughness. Therefore, when Cr is contained, In the present invention, the Cr content is preferably 1.500% or less, and more preferably 0.010 to 1.200%.
  • Mo is an element that can improve the hardenability of the weld metal and thereby improve the strength of the weld metal.
  • the Mo content is preferably 0.001% or more.
  • the Mo content is preferably 1.000% or less. More preferably, the Mo content is 0.010 to 0.800%.
  • Ti 0.001 to 0.100%
  • Ti is an element that can precipitate as fine carbonitrides in the weld metal and improve the strength of the weld metal. To obtain this effect, the Ti content must be 0.001% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.100%, the cleanliness of the weld metal structure decreases, and as a result, the ductility and toughness may decrease. Therefore, when Ti is contained, The Ti content is preferably 0.100% or less, and more preferably 0.005 to 0.080%.
  • V is an element that can improve the hardenability of the weld metal and also improve the strength of the weld metal by forming carbonitrides. To obtain this effect, the V content must be 0.001% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.300%, the weldability may decrease. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.300% or less.
  • the V content is preferably 0.005 to 0.250%.
  • the V content is more preferably 0.005 to 0.150%, and even more preferably 0. 0.005 to 0.100%.
  • B is an element that has the effect of improving the hardenability and thereby improving the strength of the weld metal by adding a very small amount. To obtain this effect, the B content must be 0.001% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.020%, the weldability may decrease. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.020% or less. More preferably, the B content is 0.005 to 0.018%.
  • O 0.050% or less
  • the O content is preferably 0.050% or less.
  • the lower the O content the better, so there is no particular lower limit for the O content.
  • O is an element that is inevitably contained in the weld metal as an impurity, and an excessive reduction in O content leads to an increase in costs. It is preferable that the content is 0.0005% or more.
  • N 0.010% or less
  • the N content is preferably 0.010% or less.
  • the lower the N content the better, so there is no particular lower limit for the N content.
  • N is an element that is inevitably contained in the weld metal as an impurity, excessive reduction in N content leads to an increase in costs. , and it is preferable that it is 0.0005% or more.
  • the weld metal of the present invention can obtain the characteristics targeted by the present invention by using the basic composition described above.
  • the weld metal may contain the following optional compositions as necessary in addition to the basic composition described above.
  • W 0.500% or less
  • Ca 0.0200% or less
  • Mg 0.0200% or less
  • REM 0.0500% or less.
  • W, Ca, Mg, and REM are compositions that can be contained at will, so their contents may be 0%.
  • W 0.500% or less
  • W is an element that can improve the hardenability of the weld metal, thereby improving the strength of the weld metal.
  • the W content is preferably 0.500% or less.
  • the W content is preferably 0.001% or more. More preferably, the W content is is 0.001 to 0.300%.
  • Ca 0.0200% or less
  • Ca is an element that improves weldability by forming oxysulfides that are highly stable at high temperatures.
  • the Ca content is preferably 0.0200% or less. More preferably, the Ca content is 0.0001 to 0.0150%. %. Even more preferably, the Ca content is 0.0001 to 0.0100%.
  • Mg 0.0200% or less
  • Mg is an element that improves weldability by forming oxysulfides that are highly stable at high temperatures.
  • the Mg content exceeds 0.0200%, the effect of adding Mg becomes saturated and the content The effect corresponding to the amount of Mg cannot be expected, and it may be economically disadvantageous. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0200% or less. More preferably, Mg The Mg content is between 0.0001 and 0.0180%. Even more preferably, the Mg content is between 0.0001 and 0.0150%.
  • REM 0.0500% or less
  • REM rare earth metal
  • REM is an element that improves weldability by forming oxysulfides that are highly stable at high temperatures.
  • the REM content exceeds 0.0500%, the effect of adding REM is reduced.
  • the REM content is 0.0500% or less.
  • the REM content is between 0.0001 and 0.0450%.
  • the remainder of the weld metal of the present invention is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities refer to components that are mixed in from the welding wire, steel sheet, surrounding atmosphere, etc. during the welding process and are not intentionally included. Examples of inevitable impurities include H, Zn, Re, Co, Sb, Bi, etc., and a total of 0.0100% or less is acceptable.
  • elements other than these may be contained as long as the above basic composition and optional composition are satisfied, and such embodiments are also included in the technical scope of the present invention.
  • the weld metal having the above-mentioned chemical composition and produced in accordance with the regulations of JIS Z 3111 have a room temperature yield strength (0.2% proof stress) of 325 MPa or more and a tensile strength of 520 MPa or more in a tensile test.
  • the tensile strength of the welded joint at room temperature is 520 MPa or more.
  • room temperature refers to 25.0°C.
  • the absorbed energy (vE -40 ) in a V-notch Charpy impact test at a test temperature of -40°C for the weld metal and weld heat affected zone of a welded joint produced in accordance with the provisions of JIS Z 3128 is 30 J or more. If it is less than 30 J, the toughness of a structure containing this joint will be reduced, and fracture may become more likely to occur.
  • groove preparation is performed so that the prepared steel plates form a specified groove shape.
  • examples of groove shapes that can be used for welded structures include the usual V groove, L groove, X groove, and K groove.
  • the groove-prepared steel plates are welded together to form three or more layers of weld metal, resulting in a welded joint. If welding is performed with one or two layers of weld metal, the heat generated during welding will not spread evenly within the groove, inducing weld defects.
  • There is no particular limit to the number of passes per layer and it can be one pass or two or more passes. However, since welding efficiency deteriorates significantly if the number of passes exceeds four, four passes or less is preferable. Furthermore, from the standpoint of welding efficiency, two passes or less is even more preferable.
  • a welding wire containing 0.015 to 0.100 mass % REM is used for the electrode that is the negative wire (positive polarity).
  • (2) Optional Welding Conditions (g) The inclination angle ⁇ of the tip of each of the first and second electrodes toward the groove face with respect to the perpendicular direction of the weld line is 0° to 15° (see FIG. 3). (h) The distance d (mm) between the side end of the tip of the welding wire of each of the first electrode and the second electrode and the groove surface is 0.5 to 3.0 mm (see FIGS. 2 and 3). (i) Each welding wire is curved in advance to have a radius of curvature in the range of 150 to 300 mm. (j) The third and subsequent electrodes are disposed in the center of the groove behind the first and second electrodes (see FIGS. 4 and 5). (k) A gas containing 60 volume % or more of CO2 gas is used as a shielding gas.
  • Multi-layer welding with three or more electrodes In multi-layer welding of narrow gaps, when one pass is performed per layer, heat tends to concentrate at the center of the groove with one electrode, so that melting of the steel material at the groove surface is insufficient, and defects due to poor fusion (cold lap) and spatter and slag inclusion on the groove surface are likely to occur. In particular, the temperature of the steel material is low and the melting depth is small in the first layer welding, so defects due to poor fusion are likely to occur.
  • the distance a between the tips of the welding wires 5b and 6b supplied from the power feed tips 5a and 6a at the tips of the welding torches of the first electrode 5 and the second electrode 6 (hereinafter, also referred to simply as the "distance between the first and second electrode tips").
  • the distance a between the tips of the welding wires 5b and 6b is the distance between the tips of the welding wires 5c and 6c in each electrode as shown in FIG. Refers to the distance between centers.
  • the distance a between the tips of the first and second electrodes is less than 5 mm, the heat of the arc itself is reduced due to the current (electrons) flowing between the electrodes, and sufficient melting of the groove surface is not achieved.
  • the distance a exceeds 16 mm, the outward electromagnetic force between the electrodes decreases inversely proportional to the distance, and the arc repulsive force to overcome the inward electromagnetic force generated by the current flowing through the groove surface is not obtained, so the arcs face inward and heat is concentrated in the center of the groove. As a result, sufficient melting of the groove surface is not achieved.
  • the distance a between the tips of the first and second electrodes is controlled to a range of 5 to 16 mm, but in order to obtain a deeper and more stable melting depth at the groove surface through stronger arc repulsion, it is preferable to control the distance a between the tips of the first and second electrodes to a range of 5 to 8 mm.
  • REM content of welding wire used for positive electrode REM is an element effective for refining inclusions during steelmaking and casting, and for improving the toughness of weld metal during welding. Furthermore, when welding is performed by supplying a welding wire containing REM to an electrode that is a negative (positive) wire, it is possible to refine droplets and stabilize transfer. This refinement of droplet transfer suppresses the generation of spatters, and enables stable gas shielded arc welding even with a positive polarity. For this reason, in the present invention, a steel wire containing 0.015 to 0.100 mass% of REM (rare earth element) is supplied to the electrode that is a positive polarity.
  • elements other than REM are assumed to contain appropriate amounts that are usually contained depending on the grade (steel type) of the welding wire, as specified in JIS Z 3312. If the content of REM (rare earth element) is less than 0.015 mass%, the above-mentioned refinement of droplets and stabilization of transfer cannot be achieved. On the other hand, if the REM content exceeds 0.100 mass%, cracks will occur during the wire manufacturing process, making it difficult to manufacture the welding wire. For this reason, the REM (rare earth element) content is limited to the range of 0.015 to 0.100 mass%. The REM content is preferably 0.025 to 0.050 mass%.
  • Welding wire for gas-shielded arc welding is generally manufactured with a diameter in the range of 0.6 to 2.0 mm, but when welding with the same current, the thinner the wire diameter, the higher the deposition rate due to Joule heat. For this reason, in order to achieve highly efficient welding work, it is preferable to select a relatively thin wire diameter. On the other hand, if the wire diameter is too thin, the wire will soften due to Joule heat, making the welding unstable. For this reason, it is preferable to use a welding wire with a diameter in the range of 1.0 to 1.6 mm.
  • the above welding conditions are the basic welding conditions for gas-shielded arc welding of the present invention, and by performing welding under the above conditions, it is possible to produce a narrow gap welded joint that is free of welding defects, has high strength, and has excellent low-temperature impact toughness.
  • Tilt angle ⁇ of the power supply tip 0° to 15°
  • the arc has a directivity and tends to point in the direction in which the tip of the welding wire of the electrode points.
  • the feed angle of the welding wires 5b and 6b of the first electrode 5 and the second electrode 6 with respect to the bottom of the weld metal 2 is the same as the inclination of the tips of the power feed tips 5a and 6a of the electrodes.
  • the feed angle of the welding wire supplied from each power feed tip with respect to the bottom of the weld metal can be controlled.
  • the bottom of the weld metal refers to the bottom of each weld layer of the weld metal, and refers to the vicinity of the boundary with the previous weld layer.
  • the inclination angle ⁇ of the power feed tips of the first and second electrodes is less than 0° (i.e., when they are inclined away from the groove surface), the current flows through a path with less resistance. As a result, the arc creeps up the wire electrode (this is called "arc creep"), making it difficult to maintain the desired fusion at the groove surface, especially at the bottom.
  • the inclination angle ⁇ of the power feed tip exceeds 15°, the arc faces too far toward the groove surface, causing the weld bead to become convex, and the arc does not melt sufficiently in the welding after the first layer, making it easier for welding defects to occur. For this reason, it is preferable that the inclination angle ⁇ of the power feed tip is in the range of 0° to 15°. More preferably, the inclination angle ⁇ of the power feed tip is 5° to 12°.
  • distance d is more preferably in the range of 0.5 to 2.0 mm, and even more preferably in the range of 0.5 to 1.0 mm.
  • the "side end of the tip of the welding wire" referred to here refers to the side end closest to the groove surface of the steel plate to be melted by each electrode, and distance d refers to the shortest distance between that side end and groove surface 4.
  • the radius of curvature when bending in advance is preferably 150 to 300 mm. If the radius of curvature is less than 150 mm, the wire feed resistance increases, the welding wire cannot be fed stably, and it becomes difficult to maintain the arc. On the other hand, if the radius of curvature of the welding wire exceeds 300 mm, there is no effect in reducing the wire feed resistance when the tip of the power feed tip is bent, so the welding wire cannot be fed stably and it becomes difficult to maintain the arc. Therefore, the radius of curvature of the welding wire fed to the power feed tips of the first and second electrodes is preferably 150 to 300 mm. More preferably, the radius of curvature of the welding wire is 175 to 275 mm.
  • the distance b between the tip 6c of the welding wire of the second electrode and the tip 7c of the welding wire of the third electrode is preferably in the range of 10 to 100 mm, more preferably 10 to 60 mm, even more preferably 10 to 40 mm, and most preferably 10 to 25 mm.
  • the distance c between the tip 7c of the welding wire of the third electrode and the tip 8c of the welding wire of the fourth electrode is also preferably in the range of 10 to 100 mm, more preferably 10 to 60 mm, even more preferably 10 to 40 mm, and most preferably 10 to 25 mm.
  • the polarity of the third electrode and beyond is not particularly limited and may be either wire negative (positive polarity) or wire positive (reverse polarity).
  • (k) Shielding Gas Composition Since the oxygen content in the weld metal is also greatly affected by the shielding gas composition, it is preferable to use a gas containing 60 volume % or more of CO2 gas and the remainder as an inert gas such as Ar as the shielding gas composition. More preferably, the gas is 100 volume % CO2 gas.
  • the nozzle for supplying shielding gas should preferably be arranged as follows:
  • the objective of the present invention is to ensure good shielding in gas-shielded arc welding, suppress the inclusion of nitrogen from the atmosphere, and reduce the deterioration of the low-temperature toughness of the weld metal and the occurrence of welding defects by positioning the shielding gas supply nozzle 11 in front of the welding direction of the first electrode 5 in the groove.
  • Figure 7 is a side cross-sectional view showing a schematic arrangement of the shielding gas supply nozzle and the electrodes
  • Figure 8 is a plan view showing the same arrangement as in Figure 7, viewed from above.
  • FIG 7 shows an example of three-electrode welding in which a first electrode 5, a second electrode 6, and a third electrode 7 are arranged.
  • a shielding gas supply nozzle 11 is arranged in front of the first electrode 5 in the welding direction, and a gas outlet 11a from which shielding gas is discharged is directed toward the first electrode 5.
  • the shielding gas supply nozzle 11 moves in conjunction with the three electrodes along the welding direction, and arc welding is performed while supplying shielding gas.
  • the cross-sectional area N of the gas discharge port 11a is preferably in the range of 100 mm 2 to 350 mm 2 .
  • the cross-sectional area N of the gas discharge port 11a is less than 100 mm2 , the area onto which the gas is blown becomes small, resulting in insufficient shielding.
  • the cross-sectional area N of the gas discharge port 11a exceeds 350 mm2 , the gas disperses to areas other than the bottom of the groove, resulting in insufficient shielding. Therefore, the cross-sectional area N of the gas discharge port 11a is preferably 100 mm2 to 350 mm2 . This cross-sectional area N is more preferably 125 mm2 to 300 mm2 .
  • the supply flow rate Q of the shielding gas is in the range of 35 L/min to 70 L/min.
  • the shielding gas supply flow rate Q is less than 35 L/min, the amount of gas supplied to the molten pool 12 will be insufficient, and shielding properties will deteriorate. On the other hand, if the shielding gas supply flow rate Q exceeds 70 L/min, the shielding gas flow rate will be excessive, increasing the possibility of welding defects occurring. Therefore, the shielding gas supply flow rate Q is preferably 35 L/min to 70 L/min. This supply flow rate Q is more preferably 40 L/min to 65 L/min.
  • the shielding gas flow rate changes depending on the combination of the shielding gas supply flow rate Q and the cross-sectional area N of the gas outlet, but it is preferable that the flow rate be 2 m/s to 7 m/s.
  • the preferred cross-sectional shape of the gas outlet tip is as follows:
  • the angle X between the cross section of the gas outlet 11a and the bottom of the groove to be welded is preferably 40° to 80°. (See Figure 7)
  • the angle X between the cross section of the gas discharge port 11a and the bottom of the groove to be welded is less than 40°, the shielding gas will not reach the third electrode 7 sufficiently, resulting in insufficient shielding.
  • the angle X exceeds 80°, the gas will disperse to areas other than the bottom of the groove, resulting in insufficient shielding. Therefore, it is preferable that the angle X between the cross section of the gas discharge port 11a and the bottom of the groove to be welded is 40° to 80°. This angle X is more preferably 45° to 75°.
  • the distance Y between the tip of the gas outlet 11a and the tip 5c of the welding wire of the first electrode 5 is 40 mm or less (see Figures 7 and 8).
  • the distance between the gas outlet 11a and the electrodes is also effective for shielding.
  • the distance Y between the tip of the gas outlet 11a (specifically, the part closest to the electrode) and the tip 5c of the welding wire of the first electrode 5 exceeds 40 mm, the shielding gas will not reach the entire electrode sufficiently, and the gas will disperse to areas other than the bottom of the groove, resulting in insufficient shielding. Therefore, it is preferable that the distance Y is 40 mm or less.
  • the distance Y is more preferably 5 mm to 35 mm.
  • the welding conditions other than those mentioned above are not particularly specified, and may be, for example, as follows: welding current: 280 to 360 A, welding voltage: 32 to 37 V, welding speed: 30 to 90 (cm/min), wire extension length: 15 to 30 (mm), and welding heat input per pass: 10 to 50 (kJ/cm).
  • the current value I1 of the first electrode and the current value I2 of the second electrode are set in the range of 280A to 360A. If the current values I1 and I2 of the first electrode and the second electrode are less than 280A, the groove face cannot be sufficiently melted, and there is a high possibility of insufficient fusion occurring. On the other hand, if the current values I1 and I2 exceed 360A, the height of the weld bead increases and the bead becomes elongated, increasing the risk of hot cracking. Therefore, the range of the current value I1 of the first electrode and the current value I2 of the second electrode is preferably 280A to 360A, and more preferably 280A to 340A.
  • the current value I3 of the third electrode is controlled for each layer of the multi-layer welding based on the relationship with the width of the weld bead of each layer, thereby making it possible to suppress hot cracking that occurs in each weld layer, which is an object of the present invention.
  • the current value I3i of the third electrode for the i-th layer is set to a range that satisfies the following formula (2).
  • I3 i current value of the third electrode of the i-th layer [A]
  • G i-1 width [mm] of the weld bead formed by welding the layer before the i-th layer (i.e., the (i-1)th layer)
  • i a natural number of 2 or greater.
  • the width G i of the weld bead is affected by the width G i-1 of the weld bead formed by welding the previous layer (i.e., the (i-1)th layer), and the width increases as the number of layers increases. From this, a favorable range was found as a result of examining the relationship between the width of the weld bead and the current value of the third electrode, and the above formula (2) was derived from that. In other words, if the range satisfies this formula (2), the weld bead is prevented from becoming elongated, and an excellent effect of preventing hot cracking can be obtained.
  • the obtained slab was subjected to the steps of heating, hot rolling, and cooling in order to obtain steel plates with the thickness T (mm) shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the rolling start temperature in the hot rolling process was in the range of 990 to 1140°C at the surface of the steel plate, and the rolling finish temperature was in the range of 670 to 830°C at the surface of the steel plate.
  • the above steel plate temperatures were measured by measuring the surface temperature with an emissivity thermometer, and the temperature at the center of the plate thickness by attaching a thermocouple at the center of the plate thickness. Cooling after hot rolling was performed by spraying water at a large flow rate from the front and back surfaces of the steel plate.
  • the above steel plate was subjected to groove processing to obtain the groove shapes shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the groove shapes V (groove) in Tables 2-1 and 2-2 are the shapes in Fig. 6(a)
  • X (groove) are the shapes in Fig. 6(b).
  • gas-shielded arc welding was performed using the welding wire obtained above to form weld metal in the above-mentioned groove, and a welded joint was obtained.
  • the specific welding conditions for gas-shielded arc welding were as follows: no preheating, downward welding, welding current: 180-390A, welding voltage: 22-38V, welding speed: 40-120cm/min, interpass temperature: 200°C or less.
  • the weld metal was made up of three or more layers.
  • Tables 3-1 to 3-4 show the welding conditions for each electrode in gas-shielded arc welding.
  • the welding electrodes were arranged as shown in Figures 4 and 5.
  • the distance b between the welding wire tips of the second and third electrodes was 18 mm
  • the distance c between the welding wire tips of the third and fourth electrodes was 10 mm.
  • "Polarity” column of Tables 3-1 and 3-3 "Positive polarity” is entered for negative wire, and “Reverse polarity” is entered for positive wire.
  • the width of the weld metal (the distance between the fusion lines) was measured at the center line between the top and bottom to determine the width W (mm) for each layer, and the minimum and maximum width W for the entire weld metal were recorded.
  • the cross-sectional area A ( mm2 ) of the entire weld metal in the direction perpendicular to the weld line of the weld metal was measured, and the ratio [A/p] obtained by dividing the cross-sectional area A by the number of weld layers p (layers) was recorded. Similarly, the ratio [p/T] of the number of weld layers p to the steel plate thickness T was recorded.
  • the steel plate surface layer and the plate thickness center of the present invention had a structure mainly composed of bainite and pseudo-polygonal ferrite.
  • the target values in the present invention are a room temperature yield strength (0.2% proof stress) of the weld metal of 325 MPa or more, a tensile strength of the weld metal of 520 MPa or more, and a room temperature tensile strength of the welded joint of 520 MPa or more.
  • the absorbed energy (vE -40 ) in a Charpy impact test at a test temperature of -40°C for the weld metal and weld heat affected zone is set to 30 J or more.
  • All of the examples of the present invention are sound welded joints free from welding defects such as hot cracks and incomplete fusion. Furthermore, all of the examples of the present invention have a room temperature yield strength (0.2% proof stress) of the weld metal of 325 MPa or more, a tensile strength of 520 MPa or more, and a room temperature tensile strength of the welded joint of 520 MPa or more. Furthermore, the absorbed energy (vE -40 ) of the welded metal and welded heat-affected zone in a Charpy impact test at a test temperature of -40°C is 30 J or more, and the welded joint has a welded metal that combines high strength with excellent low-temperature impact toughness.
  • any of the mechanical properties such as the room temperature yield strength (0.2% proof stress) and tensile strength of the weld metal, the room temperature tensile strength of the welded joint, and the absorbed energy (vE -40 ) in the Charpy impact test at a test temperature of -40°C for the weld metal and the welded heat affected zone, was at a slightly low level.

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Abstract

板厚５０ｍｍ以上の鋼板での溶接欠陥が無く、高強度で優れた低温衝撃靭性を備えた狭開先溶接継手を、ガスシールドアーク溶接により製造する方法を提供する。本発明のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法は、溶接金属の初層及び最表面層を除いた各層の幅Ｗが５．０以上０．４Ｔ以下（ｍｍ）で、溶接線に対して垂直方向の断面積Ａと溶接層数ｐの比Ａ／ｐが１２０．０ｍｍ2／層以下で、溶接層数ｐと板厚Ｔとの比ｐ／Ｔが０．４０層／ｍｍ以下であり、ガスシールドアーク溶接は、多電極溶接で、第１と第２電極の溶接ワイヤ先端を平行な異なる溶接線上に配置し、第１と第２電極の一方を正極性、他方を逆極性とし、第１と第２電極の溶接ワイヤ先端間距離ａが５～１６ｍｍで、第１と第２電極の溶接ワイヤ先端間を結ぶ直線の溶接線直角方向に対する角度αが６０°以下で、正極性の電極にＲＥＭを含有する溶接ワイヤを用いる。

Description

鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法
　本発明は、鋼板、特に、板厚が５０～１６０ｍｍの鋼板を用いたガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法に関する。
　エネルギー産業の成長に伴い、例えば海洋資源の掘削能率の向上や発電効率の向上のため、海洋上に建造される海洋構造物や洋上風力発電機の大型化が進んでいる。そのため、構造物や発電機の大型化に伴い、設備の基礎部分では、高い強度を確保することが求められるため、板厚が５０～１６０ｍｍの鋼板の使用が検討されている。また、寒冷な海洋では、波浪や流氷等が構造物等に使用される厚板に衝突することも想定されるため、－４０℃における優れた靭性も必要である。そして、厚板を用いる海洋構造物や洋上発電機の設備の製造時には、その施工能率の向上が重要な課題であり、特に、このような厚板を高能率で溶接施工することが求められる。
　従来より厚板の高能率溶接施工法の一つとして大入熱溶接が提案されている。しかしながら、大入熱溶接を用いると、溶接金属及び母材熱影響部の靭性確保が難しい場合が多い。
　例えば、特許文献１においては、「溶接金属の靭性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法」が開示されている。特許文献１に開示されている溶接方法は、板厚が４０ｍｍ以上の鋼板を２電極サブマージアーク溶接で片面１パス溶接するに際して、特定の鋼板に、特定のフラックスと特定の第１電極及び第２電極の溶接ワイヤを用いる。鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２％、Ｓｉ：０．０１～１％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ａｌ：０．００２～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０１５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。フラックスは、質量％で、ＳｉＯ2：１０～２５％、ＭｇＯ：５～２０％、ＣａＯ：５～１５％、ＣａＦ2：１～１０％、Ａｌ2Ｏ3：５～２５％、ＴｉＯ2：２～２０％、Ｆｅ：１０～２５％、Ｂ2Ｏ3：０．１～２．５％からなる。溶接ワイヤは、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２％、Ｓｉ：０．０１～１％、Ｍｎ：０．５～２．５％、Ａｌ：０．００２～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．３％、Ｎ：０．００１～０．０１５％含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。さらに、第２電極の溶接ワイヤの直径が６～８ｍｍであり、かつ第２電極の溶接ワイヤの断面積に対する第１電極の溶接ワイヤの断面積の比率が３５～７５％である条件で溶接するものである。特許文献１は、そのような溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法であるとしている。
　また、特許文献２においては、「２電極大入熱サブマージアーク溶接方法」が開示されている。特許文献２に記載の溶接方法は、特定のワイヤと特定のフラックスを用いて溶接する、２電極大入熱サブマージアーク溶接方法である。ワイヤは、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１８％、Ｓｉ：０．０２～０．５％、Ｍｎ：１．１５～２．２％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｎｉ：０．１～１．５％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％を含有し、Ｐ：０．００６％以下、Ｓ：０．００３％以下で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。フラックスは、ＳｉＯ2：１３～２５％、ＭｇＯ：８～２０％、ＣａＯ：５～１３％、ＣａＦ2：１～７％、Ａｌ2Ｏ3：９～２３％、ＴｉＯ2：３～１１％、Ｆｅ：１１～２５％、Ｂ2Ｏ3：０．１～０．６％、Ｍｏ：１～４．３％、Ｎｉ：１～４．５％からなる。この溶接方法によれば、溶接入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱サブマージアーク溶接においても、溶接金属機械性能が優れ、良好な溶接作業性が得られ、建築構造物の安全性を著しく高めることができると同時に溶接効率を著しく高めることができるとしている。
　また、厚板の高能率溶接施工法の一つとして、狭開先溶接が提案されている。開先断面積を小さくすることによって、溶接入熱量を低減させることが可能になり、溶接金属及び母材熱影響部の靭性確保が可能となる。しかしながら、厚板を狭開先溶接によって溶接すると、高温割れや融合不良が発生しやすくなるという課題がある。
　この課題に対し、例えば、特許文献３においては、「狭開先サブマージアーク溶接方法」が開示されている。特許文献３に開示されている溶接方法は、極厚鋼板の狭開先サブマージアーク溶接法において、開先角度：１～５°、ルートギャップ：１０～１４ｍｍの狭開先の裏面に裏当材を当接し、開先内に鋼粒を開先裏面から１０～１５ｍｍ高さまで散布する。その後、フラックス全質量に対する質量％でＡｌ2Ｏ3、ＴｉＯ2及びＣａＦ2の合計：５０～７０％、ＳｉＯ2：１０～２０％を含有すると共に、その他はＣａＯ、ＭｎＯ、ＢａＯ、Ｋ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ及び不可避不純物よりなる溶融型フラックスを用いる。そして、１層１パスの多層盛溶接での狭開先サブマージアーク溶接方法とするものである。特許文献３によれば、高温割れやスラグ巻き込み及び融合不良などの溶接欠陥のない健全な溶接部が得られ、スラグ剥離性及びビード形状が良好など溶接作業性に優れ、裏はつりを行うことなく溶接することができる。特許文献３は、そのような高能率な狭開先サブマージアーク溶接方法を提供することができるとしている。
　また、例えば、特許文献４においては、「厚鋼板の高能率溶接方法」が開示されている。特許文献４によれば、板厚が５０ｍｍ超、１００ｍｍ以下の一対の鋼材に、Ｘ開先を加工する加工工程を備える。さらに、前記一対の鋼材に対し、２電極以上、６電極以下の多電極サブマージアーク溶接で、フラックスを用いて表裏面からそれぞれ１パスの溶接を実施する溶接工程を備えている。前記溶接工程に於いて、第１電極の溶接電流を、波形比率が６０％以上、９０％以下の交流電流とし、その他の電極の溶接電流を、波形比率が７０％以上の交流電流あるいは、マイナスの直流電流として溶接する。ここで用いるフラックスとして、フラックス全質量に対する質量比で、Ａｌ2Ｏ3：１０％以上、５０％以下、ＳｉＯ2：１６％以上、３０％以下を含有する。また、ＭｇＯ、ＴｉＯ2、ＣａＦ2、ＭｎＯの内の１種以上を合計で１０％以上、６０％以下を含有し、ＭｇＯを４０％以下に、ＴｉＯ2を２０％以下に、ＣａＦ2を３０％以下に、ＭｎＯを２０％以下に制限する。そのようなサブマージアーク溶接方法を用いれば、低温においても靭性に優れる溶接金属を得ることができるので、寒冷地に設置される風力発電設備の基礎部分の製造を効率的に実施することができるとしている。
　以上のような厚鋼板の狭開先溶接方法であるサブマージアーク溶接方法では、溶接前に溶接部前方にフラックスを散布し、溶接後にはフラックスを回収する必要があり、別途それらのフラックスの管理が必要となる。さらに、溶接後は溶接部に形成されたスラグの剥離作業が必要となるなど作業性に劣る面がある。これに対し、現場施工時の作業性に優れた狭開先ガスシールドアーク溶接方法が提案されている。
　例えば、特許文献５には、厚鋼材を狭開先の多層溶接により接合する狭開先ガスシールドアーク溶接方法が開示されている。特許文献５に記載された技術では、初層溶接を２電極以上の多電極溶接とし、第１電極と第２電極を予め定めた平行な溶接線に沿う位置とし、第１電極と第２電極の溶接ワイヤ先端間の距離を５ｍｍ以上１６ｍｍ以下の範囲に制御している。また、溶接線の直角方向に対する、第１電極と第２電極の溶接ワイヤ先端間を結ぶ直線の角度を４５°以下の範囲に制御している。さらに、厚鋼材の底部における溶接線の直角方向の溶融深さを１．５ｍｍ以上とするとしている。これにより、ガス切断やプラズマ切断等の開先加工を施した場合においても、欠陥の発生がなく、溶接施工能率が向上するという効果が得られるとしている。
特許第４６７３７１０号公報 特開２００６－２１２６７６号公報 特開２０２１－１２６６９６号公報 国際公開第２０１３／０７３５６５号 特許第６１３７０５３号公報
　しかしながら、大入熱溶接によって高能率施工の実現を目的としている特許文献１の発明は、０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上の高い靭性が得られる溶接方法を提供することを目的としている。つまり、－４０℃の寒冷な環境での使用には適さない。また、特許文献２においても、靭性評価は０℃において行っており、－４０℃の寒冷な環境での使用は想定されていない。さらに、狭開先溶接によって高能率施工の実現を目的としている特許文献３の発明は、溶接金属及び母材熱影響部（以下、母材熱影響部は「溶接熱影響部」ともいう。）の機械的特性への言及がない。同様に、特許文献４の発明では、溶接熱影響部の低温靭性値への言及が無く、また、板厚が５０ｍｍ超、１００ｍｍ以下の鋼材の溶接を対象としている。したがって、海洋構造物や洋上風力発電機の基礎設備で使用されるような、板厚最大１６０ｍｍまでの厚板の溶接に関する知見は記載されていない。また、特許文献５で開示された狭開先ガスシールドアーク溶接方法の技術では、３電極以上の多電極溶接を行った場合に、溶接金属中央に高温割れが発生することがある。
　本発明は、従来技術の問題を解決し、板厚５０ｍｍ以上の鋼板を用いた溶接継手であって、溶接欠陥が無い高強度で優れた低温衝撃靭性を備えた狭開先溶接継手をガスシールドアーク溶接によって製造する方法を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう「高強度」とは、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１の規程に準拠して作製した溶接金属の常温の降伏強さ（０．２％耐力）が３２５ＭＰａ以上で、かつその引張強さが５２０ＭＰａ以上、さらに溶接継手の常温の引張強さが５２０ＭＰａ以上であることをいう。また、「優れた低温衝撃靭性」とは、ＪＩＳ　Ｚ　３１２８の規定に準拠して作製した溶接継手の溶接金属及び溶接熱影響部についての試験温度：－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（vＥ-40が）が３０Ｊ以上であることをいう。
　［本発明をなすに至った経緯］
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、５０～１６０ｍｍの板厚を有する鋼板（以下、「母材」ともいう。）の溶接継手を高能率で健全に溶接できる溶接金属形状について、鋭意検討した。海洋構造物や洋上風力の基礎の溶接長は、全長で１構造物当り１．０ｋｍを超す場合があり、高能率な溶接施工には、溶接金属の層数を低減させることが効果的である。ここで、溶接金属の総層数ｐと板厚Ｔの比〔ｐ／Ｔ〕が、０．４０層／ｍｍ以下であれば高能率である、と定義した。さらに、溶接金属の溶着面積が１層あたり溶接線に垂直な断面積で１２０．０ｍｍ2以下であれば、溶接入熱量が過多にならず、鋼板への熱影響が十分小さく、溶接金属の優れた低温靭性特性を得られることを見出した。
　上記を満足する開先形状を、鋭意検討した結果、開先角度は２０°以下で、母材間のギャップは、片面溶接及び両面溶接でそれぞれ６ｍｍ以下及び１０ｍｍ以下であれば、満足できることを知見した。
　一方、母材間のギャップが６ｍｍを超えると、初層の溶接時に融合不良が発生する可能性があり、さらに、開先角度が４°未満であると、溶接時に融合不良及び高温割れが発生しやすいことが分かった。すなわち、５０～１６０ｍｍの鋼板を高能率で健全に溶接できる開先形状は、片面溶接あるいは両面溶接に関わらず、母材間のギャップが６ｍｍ以下、かつ、開先角度が４°以上２０°以下であることが好ましいことを知見した。
　さらに、上記の開先形状に対し溶接をした場合の、溶接金属形状について、検討した。その結果、溶接金属の溶接線に対して垂直方向の任意の断面において、溶接金属が３層以上であって、その初層と最表面層を除いた各層ごとの溶接金属の幅Ｗ（ｍｍ）が５．０以上０．４Ｔ以下（ｍｍ）であることが好ましいことを見出した。ここで、初層は、母材間ギャップによってはその幅が５．０ｍｍ以下であるが、それによって溶接金属の特性を特段劣化させることはない。また、最表面層は、余盛表面形状をより美麗にするために、あるいは、余盛止端部が凸ビードであったり、アンダーカットが発生していたり、オーバーラップが発生していたりする場合は、それらの欠陥を改善するために、補修を行うことがある。これらの理由により、初層及び最表面層の溶接金属は、非定常部であることから除外することとした。
　［本発明の要旨］
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものであって、本発明の要旨は、次のとおりである。
〔１〕鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法において、
　前記鋼板の板厚Ｔ（ｍｍ）が、５０～１６０ｍｍで、
　溶接金属が３層以上からなり、
　前記溶接金属の初層及び最表面層を除いた各層ごとの幅Ｗ（ｍｍ）が、５．０以上０．４Ｔ以下（ｍｍ）で、
　前記溶接金属の溶接線に対して垂直方向の断面積Ａ（ｍｍ2）と溶接層数ｐ（層）の比〔Ａ／ｐ〕が、１２０．０ｍｍ2／層以下で、
　前記溶接層数ｐと前記板厚Ｔとの比〔ｐ／Ｔ〕が、０．４０層／ｍｍ以下であり、
　前記ガスシールドアーク溶接は、３電極以上の多電極溶接であり、
　第１電極及び第２電極の各溶接ワイヤ先端を、平行な異なる前記溶接線上に配置し、
　前記第１電極及び前記第２電極のうちの一方をワイヤマイナス（正極性）、他方をワイヤプラス（逆極性）とし、
　前記第１電極及び前記第２電極の各溶接ワイヤ先端間の距離ａ（ｍｍ）が、５～１６ｍｍで、
　前記第１電極及び前記第２電極の各溶接ワイヤ先端間を結ぶ直線の、前記溶接線の直角方向に対する角度αが、６０°以下であり、
　前記ワイヤマイナス（正極性）となる電極に、ＲＥＭを０．０１５～０．１００質量％含有する溶接ワイヤを用いる、
鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
〔２〕前記〔１〕において、前記第１電極及び前記第２電極の各給電チップ先端の、前記溶接線の垂直方向に対する開先面側への傾き角度Φが、０°～１５°で、
　前記第１電極及び前記第２電極の各溶接ワイヤ先端の側端部と前記開先面との距離ｄ（ｍｍ）が０．５～３．０ｍｍであり、
　前記各溶接ワイヤは、曲率半径が１５０～３００ｍｍとなる範囲で予め湾曲させた溶接ワイヤを用い、
　第３電極以降の電極を、前記第１電極及び前記第２電極の後方の開先中央に配置し、
　シールドガスとして、６０体積％以上のＣＯ2ガスを含有したガスを用いる、
鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
〔３〕前記〔１〕又は〔２〕において、前記鋼板の化学組成が、質量％で、
　　Ｃ　：０．０４～０．１４％、
　　Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
　　Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
　　Ｐ　：０．０３０％以下、
　　Ｓ　：０．０２０％以下、
　　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
　　Ｏ　：０．０１００％以下、及び
　　Ｎ　：０．０１００％以下を含み、
　　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
　　下記（１）式で定義されるＣｅｑと板厚（Ｔ）とが、
　　０．０００４Ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．０００４Ｔ＋０．４５
を満足する成分組成を有し、
　前記鋼板の表面下１ｍｍ位置における転位密度ρが、４．０×１０14ｍ-2以下であり、
　前記鋼板の表面下１ｍｍ位置における平均結晶粒径が、１５．０μｍ以下であり、板厚中心位置における平均結晶粒径が、２０．０μｍ以下である、
鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）
　ただし、上記（１）式における各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は、０とする。
〔４〕前記〔３〕において、前記鋼板の化学組成が、さらに、質量％で、
　　Ｃｕ：２．０００％以下、
　　Ｎｉ：２．５００％以下、
　　Ｃｒ：１．５００％以下、
　　Ｍｏ：１．０００％以下、
　　Ｔｉ：０．１００％以下、
　　Ｖ　：０．３００％以下、
　　Ｂ　：０．０１００％以下、
　　Ｗ　：０．５００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
　　ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上を含む、鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
〔５〕前記〔１〕ないし〔４〕のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
　　Ｃ　：０．０４～０．１４％、
　　Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
　　Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
　　Ｐ　：０．０３０％以下、
　　Ｓ　：０．０２０％以下、
　　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
　　Ｃｕ：０．００１～２．０００％、
　　Ｎｉ：０．００１～２．５００％、
　　Ｃｒ：０．００１～１．５００％、
　　Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
　　Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
　　Ｖ　：０．００１～０．３００％、
　　Ｂ　：０．００１～０．０２０％、
　　Ｏ　：０．０５０％以下、及び
　　Ｎ　：０．０１０％以下を含み、
　　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、
鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
〔６〕前記〔５〕において、前記溶接金属の化学組成が、さらに、質量％で、
　　Ｗ　：０．５００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
　　ＲＥＭ：０．０５００％以下
　からなる群より選択される１種又は２種以上を含む、鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
　本発明によれば、５０～１６０ｍｍの板厚を有する鋼板を溶接してなる溶接継手を得られ、高温割れや融合不良などの溶接欠陥が無い健全な溶接金属を有し、高強度と優れた低温衝撃靭性とを兼備した狭開先溶接継手であるため、産業上格段の効果を奏するものである。
　なお、本発明による鋼板の溶接継手は、海洋構造物や洋上風力発電機のみに限定されず、例えば、造船、ラインパイプ、建築用等にも適用可能である。
図１は、本発明に係る溶接継手の溶接金属の形状を示す模式断面図である。 図２は、本発明に係る溶接継手の溶接過程を示す溶接金属の模式断面図である。 図３は、３電極による溶接施工過程を示す溶接金属の模式断面図の一部拡大図である。 図４は、３電極による溶接施工過程を示す模式平面図である。 図５は、４電極による溶接施工過程を示す模式平面図である。 図６は、（ａ）Ｖ開先における開先形状及び（ｂ）Ｘ開先における開先形状を示す模式断面図である。 図７は、本発明に係るガス供給ノズルと電極との関係を模式的に示す側面断面図である。 図８は、本発明に係るガス供給ノズルと電極との関係を模式的に示す平面図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　［溶接継手の断面形状］
　まず、本発明に係る鋼板の溶接継手について説明する。
　本発明に係る鋼板の溶接継手は、板厚Ｔ（ｍｍ）が、５０～１６０ｍｍの鋼板の突合せ溶接継手であって、溶接金属が３層以上からなり、溶接金属の初層及び最表面層を除いた各層ごとの幅Ｗ（ｍｍ）が、５．０以上０．４Ｔ以下（ｍｍ）である。また、溶接金属の溶接線に対して垂直方向の断面積Ａ（ｍｍ2）と溶接層数ｐ（層）の比〔Ａ／ｐ〕が、１２０．０ｍｍ2／層以下であり、溶接層数ｐと板厚Ｔとの比〔ｐ／Ｔ〕が、０．４０層／ｍｍ以下である。本発明では、上記の開先形状であれば、１層１パスに限らず、健全かつ高能率な溶接が可能となる。
　ここで、鋼板の板厚Ｔは、大形構造物等に適用するために５０ｍｍ以上と規定した。板厚Ｔの上限は特に規定しないが、製造上の制約から１６０ｍｍ以下とした。ここで、溶接線とは、ビード又は溶接部を一つの線として表すときの仮想線をいう。
　上記の溶接継手の断面形状について、図１に基づいて説明する。
　本発明においては、溶接金属の初層Ｌ1と最表面層ＬPを除いた溶接金属、すなわち、Ｌ2層からＬP-1層までの溶接金属を対象とする。前述したように、初層及び最表面の溶接金属は、非定常部であることから除外した。例えば、ｉ番目の溶接層（Ｌi）の幅をＷiとすると、この幅Ｗiは、各層ごとの上部と下部間の中心線における溶接金属の幅（すなわち溶融線間の距離）を表している。この溶接金属の幅Ｗ（ｍｍ）が５．０以上０．４Ｔ以下（ｍｍ）であると規定した。すなわち、溶接金属の初層Ｌ1と最表面層ＬPを除いたＬ2層～ＬP-1層の各層の幅Ｗを断面マクロ観察等により求め、それらの各値が、５．０ｍｍ以上、０．４Ｔ（ｍｍ）以下の範囲にあると限定した。各層の幅Ｗが５．０ｍｍ未満では、溶接前に鋼板を設置する際の開先尤度が小さく、また、溶接中に溶接ワイヤと開先壁との物理的な干渉が起こりやすくなり、溶接能率が低下する。さらに、梨型の溶接ビードを形成しやすく、高温割れが発生する可能性が著しく高まり、融合不良も発生しやすくなる。好ましくは、上記幅Ｗが８．０ｍｍ以上である。上記幅Ｗの上限値を０．４Ｔ（ｍｍ）としたのは、板厚Ｔによって溶接金属の面積が影響を受けることから、板厚が５０～１６０ｍｍの鋼板を対象とする本発明においては、０．４Ｔ（ｍｍ）を超えると、溶接金属の面積が大きくなり過ぎて溶接能率が低下するからである。上記幅Ｗは、好ましくは０．３５Ｔｍｍ以下であり、より好ましくは０．３Ｔｍｍ以下である。
　また、溶接金属の溶接線に対して垂直方向の溶接金属全体の断面積Ａ（ｍｍ2）に対して、溶接層がＬ1（初層）～Ｌp（最表面層）までの層数ｐの施工を行った場合における１層あたりの断面積〔Ａ／ｐ〕を１２０．０ｍｍ2／層以下とすることが好ましい。すなわち、溶接金属の溶着面積が１層あたり１２０．０ｍｍ2以下とすれば、溶接入熱量が過多にならず、母材への熱影響が十分小さく、溶接金属及び溶接熱影響部の優れた低温靭性特性が得られるからである。より好ましくは、比〔Ａ／ｐ〕を１００．０ｍｍ2／層以下とする。この比〔Ａ／ｐ〕の下限は特に規定しないが、溶接効率の観点から、比〔Ａ／ｐ〕は、好ましくは３０．０ｍｍ2／層以上であり、より好ましくは４５．０ｍｍ2／層以上とする。
　さらに、溶接層数ｐと板厚Ｔとの比〔ｐ／Ｔ〕が、０．４０層／ｍｍ以下とすることが好ましい。この比〔ｐ／Ｔ〕が０．４０層／ｍｍより大きいと、溶接継手を作製するのに必要な溶接パス数が増加するため、溶接効率が低下する。したがって、比〔ｐ／Ｔ〕を０．４０層／ｍｍ以下に制御することにより、高能率な溶接が実現できる。より好ましくは、比〔ｐ／Ｔ〕が０．３５層／ｍｍ以下である。この比の下限は特に規定しないが、耐溶接欠陥の理由から、比〔ｐ／Ｔ〕は、好ましくは０．１０層／ｍｍ以上であり、より好ましくは０．１３層／ｍｍ以上とする。
　［鋼板の化学組成］
　続いて、本発明の溶接継手の母材である鋼板について、説明する。まず、鋼板としては、炭素鋼又は低合金鋼が挙げられる。次に、化学組成について説明するが、以下に述べる化学組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　［鋼板の基本組成］
　本発明に係る溶接継手の鋼板の化学組成のうち、基本組成は以下の通りである。
　Ｃ：０．０４～０．１４％、Ｓｉ：０．０３～０．７０％、Ｍｎ：０．３０～２．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｏ：０．０１００％以下、及びＮ：０．０１００％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有する鋼板であることが好ましい。
　本発明において鋼板の化学組成を上記のように規定した理由を説明する。
　［Ｃ：０．０４～０．１４％］
　Ｃは、鋼板の強度を最も安価に向上させられる元素であり、またオーステナイト粒界の強化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満であると、オーステナイトの粒界強度が低下し、スラブの熱間割れが生じるため、製造性が著しく低下する。また本発明で目的とする強度を得られない可能性がある。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、溶接性が低下し、靭性も低下することがある。そのため、Ｃ含有量は、０．０４～０．１４％とするのが好ましい。なお、Ｃ含有量は、０．０５～０．１２％とするのがより好ましい。
　［Ｓｉ：０．０３～０．７０％］
　Ｓｉは、脱酸に有効な元素であるが、Ｓｉ含有量が０．０３％未満であると十分な効果を得ることができない可能性がある。一方、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると溶接性が低下することがある。そのため、Ｓｉ含有量は、０．０３～０．７０％とするのが好ましい。なお、Ｓｉ含有量は、０．０４～０．６０％とするのがより好ましい。
　［Ｍｎ：０．３０～２．５０％］
　Ｍｎは、低コストで鋼の焼入れ性を向上させ、強度を向上させることができる元素である。その効果を得るには０．３０％以上のＭｎを含有するのが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、溶接性が低下することがある。そのため、Ｍｎ含有量は、０．３０～２．５０％とするのが好ましい。なお、Ｍｎ含有量は、０．５０～２．２０％とするのがより好ましい。
　［Ｐ：０．０３０％以下］
　Ｐは、粒界を脆化させる作用の大きい元素であり、多量に含有すると、鋼板の靭性を低下させることがある。そのため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とするのが好ましい。さらに、Ｐ含有量は、０．０２５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｐ含有量は、少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかしながら、Ｐは、不純物として鋼板中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は、精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は、０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｓ：０．０２０％以下］
　Ｓは、鋼板の靭性を低下させることがあるため、Ｓ含有量は、０．０２０％以下とするのが好ましい。さらに、Ｓ含有量は、０．０１０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｓ含有量は、少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかしながら、Ｓは、不純物として鋼板中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は、精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｎｂ：０．００１～０．１００％］
　Ｎｂは、固溶Ｎｂや微細析出したＮｂＣによりオーステナイト組織にひずみが加わった際の再結晶を抑制し、また未再結晶温度域を高温側に上昇させる効果のある元素である。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上含有するのが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、溶接性を劣化させる可能性がある。そのため、Ｎｂ含有量は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。なお、Ｎｂ含有量は、０．００５～０．０７５％とするのがより好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は、０．００５～０．０５０％とするのが特に好ましい。
　［Ａｌ：０．００１～０．１００％］
　Ａｌは、脱酸剤として有効であるとともに、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。その効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材や鋼板の清浄度が低下し、その結果、延性及び靭性が低下する可能性がある。そのため、Ａｌ含有量は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。なお、Ａｌ含有量は、０．００５～０．０８０％以下とするのがより好ましい。
　［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、延性、靭性を低下させる元素であるため、Ｏ含有量は、０．０１００％以下とするのが好ましい。一方、Ｏ含有量は、少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｏは、不純物として鋼板中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｏ化は、精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｏ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、延性、靭性を低下させる元素であるため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とするのが好ましい。一方、Ｎ含有量は、少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｎは、不純物として溶接金属中に不可避的に含有される元素であるため、過度の低Ｎ化は、精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　［鋼板の任意的選択組成］
　本発明の溶接継手の鋼板は、上記の基本組成により、本発明の目的とする特性は得られるが、強度や溶接性（具体的には、溶接部の靱性や溶接作業性など）のさらなる向上を目的として、上述の基本組成に加えて、必要に応じて下記の任意的選択組成を含有することができる。
　Ｃｕ：２．０００％以下、Ｎｉ：２．５００％以下、Ｃｒ：１．５００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｖ：０．３００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、及びＲＥＭ：０．０５００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上である。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは、任意に含有できる化学組成であるので、これらの含有量は０％であってもよい。
　［Ｃｕ：２．０００％以下］
　Ｃｕは、鋼板の靭性を大きく劣化させることなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｃｕ含有量が２．０００％を超えると、スケール直下に生成するＣｕ濃化層に起因する熱間割れが問題となる可能性がある。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を２．０００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．０１０～１．５００％である。
　［Ｎｉ：２．５００％以下］
　Ｎｉは、鋼板の焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる効果を有する元素である。一方、Ｎｉ含有量が２．５００％を超えると製造コストの増加が問題となることがある。そのため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を２．５００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．０１０～２．０００％である。
　［Ｃｒ：１．５００％以下］
　Ｃｒは、鋼板の焼入れ性を向上させることにより鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｃｒ含有量が１．５００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量を１．５００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．０１０～１．２００％である。
　［Ｍｏ：１．０００％以下］
　Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を向上させることにより鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を１．０００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０１０～０．８００％である。
　［Ｔｉ：０．１００％以下］
　Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素である。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼板組織の清浄度が低下し、その結果、延性及び靭性が低下する可能性がある。そのため、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量を０．１００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０８０％である。
　［Ｖ：０．３００％以下］
　Ｖは、鋼板の焼入れ性の向上とともに、炭窒化物の生成により鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．３００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｖ含有量は０．０１０～０．２５０％である。
　［Ｂ：０．０１００％以下］
　Ｂは、極微量の添加で焼入れ性を向上させることにより、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００１～０．００７０％である。
　［Ｗ：０．５００％以下］
　Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量を０．５００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｗ含有量は０．０１０～０．４００％である。
　［Ｃａ：０．０２００％以下］
　Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、清浄度が低下して鋼板の靭性が損なわれることがある。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００１～０．０１８０％である。
　［Ｍｇ：０．０２００％以下］
　Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となることがある。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００１～０．０１８０％である。
　［ＲＥＭ：０．０５００％以下］
　ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となることがある。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．０５００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０００１～０．０４５０％である。
　［鋼板の残部組成］
　本発明の溶接継手の鋼板は、以上の化学組成以外の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。なお、不可避不純物としては、Ｈ、Ｚｎ、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｂｉなどが例示でき、合計で０．０１００％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成及び選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
　［Ｃｅｑ］
　さらに、上記の鋼板の化学組成は、次の条件を満足するのがさらに好ましい。
　Ｃｅｑと板厚Ｔ（ｍｍ）の関係が、
　　０．０００４Ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．０００４Ｔ＋０．４５
　を満足するものである。
　ここで、Ｃｅｑは、下記（１）式で定義されるもので、含有元素による焼入れ性の指標である。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）
　ただし、（１）式における各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は、０とする。
　本発明において、目的とする高強度組織を得るためには、ある鋼板の板厚Ｔに応じた冷却速度及び板厚Ｔに応じた合金添加量を制御する必要があり、Ｃｅｑが（０．０００４Ｔ＋０．２５）未満であると必要な強度が得られない。一方、Ｃｅｑが（０．０００４Ｔ＋０．４５）よりも大きくなると、板厚中心位置に比べて冷却速度の速い鋼板表面において、強度が高くなりすぎ、低温衝撃靭性が低位となる。そのため、
　　０．０００４Ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．０００４Ｔ＋０．４５
とするのが好ましい。なお、より好ましくは、
　　０．０００４Ｔ＋０．２７≦Ｃｅｑ≦０．０００４Ｔ＋０．４３
である。
　［鋼板特性］
　ここで、本発明に係る溶接継手に用いられる鋼板の特性について説明する。
　鋼板の表面下１ｍｍ位置における転位密度ρ（ｍ-2）が、４．０×１０14ｍ-2以下であることが好ましい。転位密度ρ（ｍ-2）とは、金属の結晶中に存在する単位体積当たりの転位長さのことである。母材の表面下１ｍｍ位置（すなわち「鋼板の表面下１ｍｍ位置」）と規定したのは、鋼板の曲げ加工性の観点からである。鋼板の曲げ加工性は、鋼板の表層組織の延性によって決まる。熱間圧延時の加工ひずみにより表層組織の転位密度が増加すると、表層組織の変形限界が低下するため曲げ加工性が低下する。そのため、鋼板表面下１ｍｍ位置の転位密度を４．０×１０14ｍ-2以下とした。なお、通常、鋼組織は不可避的に転位を含有するため、上記転位密度を１．０×１０11ｍ-2未満にするには非常に製造コストがかかる。そのため、上記転位密度は、好ましくは、１．０×１０11ｍ-2以上であり、より好ましくは、３．０×１０14ｍ-2以下である。
　また、母材の表面下１ｍｍ位置における平均結晶粒径が、１５．０μｍ以下であり、母材の板厚の中心位置における平均結晶粒径が、２０．０μｍ以下であることが好ましい。
　平均結晶粒径とは、結晶方位差が１５°以上の境界によって囲まれた領域を結晶粒としたとき、鋼板表面下１ｍｍ位置及び板厚中心位置のそれぞれにおいて、すべての結晶粒の平均を指すものであり、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。鋼板の表層組織の結晶粒径が細かくなるほど、鋼板表層の靱性は向上する。その効果を得るためには、鋼板表面下１ｍｍ位置の平均結晶粒径を１５．０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは、鋼板表面下１ｍｍ位置の平均結晶粒径は１３．０μｍ以下である。さらに、鋼板の板厚中心位置における鋼組織の結晶粒径が細かくなるほど、板厚中心位置での靱性は向上する。その効果を得るためには、板厚中心位置における平均結晶粒径を２０．０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは、板厚中心位置における平均結晶粒径は１５．０μｍ以下である。ここで、本発明において、「鋼板表面下１ｍｍ」とは、鋼板の表面から板厚方向に１ｍｍの深さ位置を指すものとする。「板厚中心位置」とは、鋼板の板厚１／２位置を指すものとする。
　［鋼板の製造方法］
　次に、上記鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の対象となる鋼板は、上記した成分組成を有するスラブ（鋼素材）を、加熱し、熱間圧延し、冷却することで得られる。前記冷却後、さらに任意の焼戻し工程を行うことができる。各種好ましい条件を以下に説明する。ただし、特定の製造方法に限定することは無く、上記する工程を有していれば良い。
　なお、以下の製造方法の説明において、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、スラブ、鋼板の表面温度の温度とする。表面温度は、例えば放射温度計等で測定することができる。
　本発明において、スラブの溶製方法は、特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。スラブは、例えば連続鋳造法によって、所望寸法に製造される。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
　・加熱条件
　上記のとおり、製造されたスラブを、１０００～１２００℃の温度に加熱するのが好ましい。スラブの加熱温度が１０００℃未満になると、スラブ鋳造時にスラブ内部に析出していた粗大ＮｂＣが再固溶せずに残存する。これにより、固溶Ｎｂや熱間圧延中に再析出する微細ＮｂＣによる未再結晶温度域の高温化効果が得られなくなる。それに伴い、制御圧延による結晶粒の微細化効果が小さくなり、靱性が低下する。一方、スラブの加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイトの粒成長により熱間圧延開始時の結晶粒径が粗大になるため、それに伴い熱間圧延後の最終組織の結晶粒径も粗大になり、靱性が低下する。そのため、スラブの加熱温度は１０００～１２００℃の温度とするのが好ましい。スラブの加熱温度は、より好ましくは、１０３０℃以上であり、さらに好ましくは、１１７０℃以下である。
　・熱間圧延条件
　次いで、加熱されたスラブを熱間圧延するのが好適である。上述のように、本発明では、鋼板表面１ｍｍ下位置の転位密度及び平均結晶粒径と、板厚中心位置の平均結晶粒径が重要である。種々の特性を得るために、次の熱間圧延条件にて圧延するのが好ましい。
　なお、ここでは、鋼板表面下１ｍｍ位置あるいは板厚中心位置の温度で（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ3温度の温度域を未再結晶温度域と称する。鋼板の板厚中心位置の温度は、例えば、鋼板の板厚中心に熱電対を付けて測定することや、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。なお、上記した［Ｎｂ］は、上述の鋼板の化学組成のうち、当該元素の含有量（質量％）を表す。
　まず、鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度を、一旦Ａｒ3温度以下まで冷却し、その後復熱でＡｃ3温度超えとする。次いで、鋼板表面下１ｍｍ位置に対して、鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ3温度の温度域における圧下率を２５％以上とする圧下を行う。その後、鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度がＡｒ3温度未満の温度域における総圧下率を１５％以下とする圧下を行う。
　加熱されたスラブに対し、熱間圧延中に鋼板表層を一旦Ａｒ3温度以下まで冷却することでオーステナイトからフェライト等の低温生成組織に変態させる。さらにその後の復熱によって鋼板表層をＡｃ3温度以上の温度とすることで、オーステナイト組織に再変態させて鋼板表層を微細なオーステナイトとする。
　なお、この熱間圧延工程における冷却は、例えば水冷、送風冷却等の方法が挙げられ、所定の温度に制御できる限り方法は問わない。例えば、Ａｒ3温度以下とする冷却は水冷で行い、鋼板表面下１ｍｍ位置がＡｒ3温度以下となっている滞留時間は、５秒以上とすることが好ましく、３００秒以下とすることが好ましい。冷却後の復熱は、大気中で鋼板を保持することとし、保持時間は３０秒以上とすることが好ましく、６００秒以下とすることが好ましい。
　続いて、鋼板表層が未再結晶温度域である（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ3温度の温度域で２５％以上の圧下を加えることで、鋼板表層のオーステナイト中に加工ひずみが導入される。これが最終冷却時の変態核として作用することで、靱性が良好な微細組織が得られる。好ましくは、この温度域での圧下率は３０％以上とする。なお、圧延能率の観点から、この温度域での圧下率は８０％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることがより一層好ましい。
　なお、この温度域におけるパス数の上限は特に限定しない。また、上記した圧下率の条件を満たせば良く、例えば複数パスに分けて行ってもよい。
　鋼板表層の温度がＡｒ3温度未満の温度域での総圧下率が１５％を超えると、鋼板表層で変態が完了したフェライト組織やパーライト組織に加工ひずみが導入されることで延性が低下し、曲げ加工性が劣化する。そのため、鋼板表層の温度がＡｒ3温度未満の温度域での総圧下率を１５％以下とすることが好ましい。この温度域での総圧下率は、より好ましくは、６％以下とする。
　上記した鋼板表層の圧延条件によってこれらの組織制御を行うことにより、鋼板表層を転位密度の低い、かつ結晶粒径の小さい、優れた曲げ加工性と靱性を兼ね備えた組織とすることができる。
　続いて、鋼板の板厚中心位置に対して、板厚中心位置の鋼板温度が、（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下、Ａｒ3温度以上の温度域における総圧下率が２５％以上となるように圧下を加えるのが良い。
　加熱されたスラブに対し、上記した鋼板表層の圧延条件で熱間圧延を行っている間、鋼板の板厚中心位置が未再結晶温度域である（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ3温度の温度域で２５％以上の圧下を加える。それにより、板厚中心位置のオーステナイト中に加工ひずみが導入される。これが最終冷却時の変態核として作用することで靱性が良好な微細組織が得られる。そのため、鋼板板厚中心温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下の温度域での総圧下率を２５％以上とするのが好ましい。より好ましくは、この温度域での総圧下率を３０％以上とする。圧延能率の観点から、この温度域での総圧下率は、８０％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることがより一層好ましい。
　また、鋼板の板厚中心位置がＡｒ3温度未満の場合、生成したフェライトに加工ひずみが導入され、靱性が低下する。よって、鋼板の板厚中心位置はＡｒ3温度以上とすることが好ましい。
　本発明では、「鋼板表層に対する圧延」と「板厚中心位置に対する圧延」の２種の圧延において、上記した各圧延条件内で温度域が重複することがあり得る。この場合には、重複した温度域の圧下量を、「鋼板表層」及び「板厚中心位置」の各圧下量として積算し、この積算された圧下量が各圧延条件の範囲内となればよい。
　ここで、鋼板表層及び板厚中心位置における総圧下率は、
総圧下率＝（ｒ０－ｒ１）／ｒ０×１００（％）
で計算される。なお、ｒ０は、最初の圧延を開始した板厚であり、ｒ１は、最後の圧延を行った後の板厚である。また、Ａｒ3温度、Ａｃ3温度は、フォーマスタ試験などで求めることができる。
　上記した鋼板の板厚中心位置の圧延条件によってこれらの組織制御を行うことにより、鋼板中心位置を結晶粒径の小さい優れた靱性の組織とすることができる。
　・冷却条件
　前述の熱間圧延後、得られた鋼板を冷却する。冷却では、鋼板の板厚中心位置の温度で７００～５５０℃の温度域における平均冷却速度が、板厚ｔ［ｍｍ］とするとき、２５００×ｔ-1.7℃／秒以上となるように行う。冷却方法は、例えばノズルから水を大流量で噴射する水冷等が挙げられる。本発明では、鋼板の両面が同条件で冷却されるように、鋼板両面に冷却操作（処理）を施すことが好ましい。
　熱間圧延後の板厚中心位置での７００～５５０℃間の平均冷却速度が２５００×ｔ-1.7℃／秒未満の場合、オーステナイトから低温変態組織への変態が生じる温度域での冷却速度不足により、本発明で目的とする必要な強度が得られない。また、粗大なフェライトが生成するため靱性が低下する。したがって、板厚中心位置での７００～５５０℃の温度域の平均冷却速度は、２５００×ｔ-1.7℃／秒以上とするのが好ましい。
　本発明では、上記冷却後に、必要に応じて、強度及び靭性をさらに向上させることを目的として、焼戻しを行うことができる。この場合には、鋼板の冷却後に６５０℃以下の焼戻し温度で焼戻す。焼戻し温度が６５０℃より高いと、著しい軟化が生じて必要な強度を確保できなくなる場合がある。そのため、焼戻し温度を６５０℃以下とすることが好ましい。一方、焼戻し温度の下限は特に限定されないが、２００℃以上とすることが好ましい。なお、焼戻しの時間は、適宜調整可能である。ここでの焼戻し温度とは、鋼板表面の温度である。
　［溶接金属の化学組成］
　続いて、本発明の溶接継手の溶接金属の化学組成について、説明する。なお、化学組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　［溶接金属の基本組成］
　本発明に係る溶接継手の溶接金属の化学組成のうち、基本組成は以下の通りである。
　Ｃ：０．０４～０．１４％、Ｓｉ：０．０３～０．７０％、Ｍｎ：０．３０～２．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｕ：０．００１～２．０００％、Ｎｉ：０．００１～２．５００％、Ｃｒ：０．００１～１．５００％、Ｍｏ：０．００１～１．０００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．３００％、Ｂ：０．００１～０．０２０％、Ｏ：０．０５０％以下、及びＮ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有する溶接金属であることが好ましい。
　そこで、本発明において溶接金属の化学組成を上記のように規定した理由を説明する。
　なお、各組成の溶接金属への添加（含有）は、鋼板又は溶接材料であるワイヤのいずれかからでも添加することができる。
　［Ｃ：０．０４～０．１４％］
　Ｃは、固溶強化により、溶接金属の強度を上昇させる作用を有する元素であり、またオーステナイト粒界の強化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満であると、オーステナイトの粒界強度が低下し、本発明で目的とする強度を得られない可能性がある。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、溶接割れの発生を促し、溶接金属の低温衝撃靭性も低下することがある。そのため、Ｃ含有量は、０．０４～０．１４％とするのが好ましい。なお、Ｃ含有量は、０．０５～０．１２％とするのがより好ましい。
　［Ｓｉ：０．０３～０．７０％］
　Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する効果がある。そのような効果を得るためには、Ｓｉ含有量が０．０３％以上含有することが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると、溶接金属の低温衝撃靭性を低下させる可能性がある。また、Ｓｉは、凝固時に偏析し、凝固セル界面に液相を生成するため、耐溶接割れ性を低下させることがある。そのため、Ｓｉ含有量は、０．０３～０．７０％とするのが好ましい。なお、Ｓｉ含有量は、０．０４～０．６０％とするのがより好ましい。
　［Ｍｎ：０．３０～２．５０％］
　Ｍｎは、低コストで溶接金属の焼入れ性を向上させ、強度を向上させることができる元素である。その効果を得るには０．３０％以上のＭｎを含有するのが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、凝固時にＭｎ偏析が発生し、高温割れを誘発するため、溶接性が低下することがある。そのため、Ｍｎ含有量は、０．３０～２．５０％とするのが好ましい。なお、Ｍｎ含有量は、０．５０～２．２０％がより好ましい。
　［Ｐ：０．０３０％以下］
　Ｐは、粒界を脆化させる作用の大きい元素であり、多量に含有すると、溶接金属の低温衝撃靭性を低下させ、また、凝固時に界面に偏析し、高温割れを誘発することがある。そのため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とするのが好ましい。さらに、Ｐ含有量は、０．０２５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｐ含有量は、少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかしながら、Ｐは、不純物として溶接金属中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は、コストの上昇を招くため、Ｐ含有量は、０．００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｓ：０．０２０％以下］
　Ｓは、溶接金属の低温衝撃靭性を低下させ、また、凝固時に界面に偏析し、高温割れを誘発することがあるため、Ｓ含有量は、０．０２０％以下とするのが好ましい。さらに、Ｓ含有量は、０．０１０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｓ含有量は、少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかしながら、Ｓは、不純物として溶接金属中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は、コストの上昇を招くため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。
　［Ｎｂ：０．００１～０．１００％］
　Ｎｂは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上含有するのが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、炭化物を粗大化させ、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く可能性がある。そのため、Ｎｂ含有量は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。なお、Ｎｂ含有量は、０．００５～０．０７５％がより好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は、０．００５～０．０５０％とするのが特に好ましい。
　［Ａｌ：０．００１～０．１００％］
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する重要な作用を有する。その効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接金属の清浄度が低下し、その結果、延性及び靭性が低下する可能性がある。さらに、溶接金属の粘性が高くなりすぎて、逆に、ビードが広がらず融合不良などの欠陥が増加することがある。そのため、Ａｌ含有量は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。なお、Ａｌ含有量は、０．００５～０．０８０％とするのがより好ましい。
　［Ｃｕ：０．００１～２．０００％］
　Ｃｕは、溶接金属の靭性を大きく劣化させることなく溶接金属の強度を向上させることができる元素である。その効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が２．０００％を超えて多量に含有すると、凝固時に偏析し、高温割れを誘発する可能性がある。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を２．０００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｃｕ含有量は、０．００５～１．５００％である。Ｃｕ含有量は、より一層好ましくは０．００５～１．０００％であり、さらに好ましくは０．００５～０．５００％である。
　［Ｎｉ：０．００１～２．５００％］
　Ｎｉは、溶接金属の焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｉは、高価な元素であり、２．５００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を２．５００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｎｉ含有量は、０．０１０～２．０００％である。Ｎｉ含有量は、より一層好ましくは０．０１０～１．５００％であり、さらに好ましくは０．０１０～１．０００％である。
　［Ｃｒ：０．００１～１．５００％］
　Ｃｒは、溶接金属の焼入れ性を向上させることにより溶接金属の強度を向上させることができる元素である。その効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．５００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。また、Ｃｒ炭化物が生成し、低温衝撃靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量を１．５００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．０１０～１．２００％である。
　［Ｍｏ：０．００１～１．０００％］
　Ｍｏは、溶接金属の焼入れ性を向上させることにより溶接金属の強度を向上させることができる元素である。その効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を１．０００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｍｏ含有量は、０．０１０～０．８００％である。
　［Ｔｉ：０．００１～０．１００％］
　Ｔｉは、溶接金属中に微細な炭窒化物として析出し、溶接金属の強度を向上させることが出来る元素である。その効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、溶接金属組織の清浄度が低下し、その結果、延性及び靭性が低下する可能性がある。そのため、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量を０．１００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０８０％である。
　［Ｖ：０．００１～０．３００％］
　Ｖは、溶接金属の焼入れ性の向上とともに、炭窒化物の生成により溶接金属の強度を向上させることができる元素である。その効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．３００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｖ含有量は、０．００５～０．２５０％である。Ｖ含有量は、より一層好ましくは０．００５～０．１５０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．１００％である。
　［Ｂ：０．００１～０．０２０％］
　Ｂは、極微量の添加で焼入れ性を向上させることにより、溶接金属の強度を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るためには、Ｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０２０％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．０２０％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｂ含有量は、０．００５～０．０１８％である。
　［Ｏ：０．０５０％以下］
　Ｏは、延性、靭性を低下させる元素であるため、Ｏ含有量を０．０５０％以下とするのが好ましい。一方、Ｏ含有量は、少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｏは、不純物として溶接金属中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｏ化は、コストの上昇を招くため、Ｏ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　［Ｎ：０．０１０％以下］
　Ｎは、延性、靭性を低下させる元素であるため、Ｎ含有量を０．０１０％以下とするのが好ましい。一方、Ｎ含有量は、少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｎは、不純物として溶接金属中に不可避的に含有される元素であるため、過度の低Ｎ化は、コストの上昇を招くため、Ｎ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
　［溶接金属の任意的選択組成］
　本発明の溶接金属は、上述した基本組成とすることで、本発明の目的とする特性は得られるが、強度や溶接性（具体的には、溶接部の靱性や溶接作業性など）のさらなる向上を目的として、上述の基本組成に加えて、必要に応じて下記の任意的選択組成を含有することができる。
　Ｗ：０．５００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、及びＲＥＭ：０．０５００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上である。Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは、任意に含有できる組成であるので、これらの含有量は０％であってもよい。
　［Ｗ：０．５００％以下］
　Ｗは、溶接金属の焼入れ性を向上させることにより、溶接金属の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えると、溶接性が低下する可能性がある。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量を０．５００％以下とすることが好ましい。なお、好ましくは、Ｗ含有量は０．００１％以上である。より好ましくは、Ｗ含有量は、０．００１～０．３００％である。
　［Ｃａ：０．０２００％以下］
　Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、清浄度が低下して溶接金属の靭性が損なわれることがある。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｃａ含有量は、０．０００１～０．０１５０％である。より一層好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００１～０．０１００％である。
　［Ｍｇ：０．０２００％以下］
　Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となることがある。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｍｇ含有量は、０．０００１～０．０１８０％である。より一層好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００１～０．０１５０％である。
　［ＲＥＭ：０．０５００％以下］
　ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となることがある。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．０５００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、ＲＥＭ含有量は、０．０００１～０．０４５０％である。
　［溶接金属の残部組成］
　本発明の溶接金属は、以上の化学組成以外の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。なお、不可避不純物とは、溶接の過程で、溶接ワイヤ、鋼板、周辺雰囲気等から混入する成分であり、意図的に含有させたものではない成分のことをいう。不可避不純物としては、Ｈ、Ｚｎ、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｂｉなどが例示でき、合計で０．０１００％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成及び選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
　［溶接金属の機械的特性］
　ここで、本発明に係る溶接継手の好ましい機械的特性について説明する。
　上述した化学組成を有する溶接金属であって、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１の規程に準拠して作製した溶接金属の引張試験における常温の降伏強さ（０．２％耐力）が、３２５ＭＰａ以上で、かつ、その引張強さが、５２０ＭＰａ以上であることが好ましい。
　また、溶接継手の常温の引張強さが、５２０ＭＰａ以上であることが好ましい。なお、本発明において「常温」とは、２５．０℃を指す。
　さらに、ＪＩＳ　Ｚ　３１２８の規定に準拠して作製した溶接継手の溶接金属及び溶接熱影響部についての試験温度：－４０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（vＥ-40）が、３０Ｊ以上であることが好ましい。３０Ｊを下回る場合、この継手を含有する構造物の靭性が低くなり、破壊が起こりやすくなる可能性があるためである。
　［溶接継手の製造方法］
　次に、本発明に係る溶接継手の製造方法について説明する。すなわち、上述した鋼板をガスシールドアーク溶接してなる溶接継手の製造方法について説明する。
　まず、上述した化学組成を有する板厚５０～１６０ｍｍの鋼板を準備する。そして、準備した鋼板同士が、所定の開先形状を形成するように、開先加工を行う。形成する開先形状については、特に限定する必要は無く、溶接構造物用として、通常の、Ｖ開先、レ開先、Ｘ開先、Ｋ開先等を例示することが出来る。
　次いで、上記の開先加工された鋼板同士を溶接して、３層以上の多層の溶接金属を形成し、溶接継手とする。１層もしくは２層の溶接金属で溶接を行うと、開先内で溶接時の熱が均一に広がらず、溶接欠陥を誘発する。また、１層あたりのパス数は、特に限定するものではなく、１パスに限らず２パス以上であっても構わない。ただし、４パスを超えると溶接能率が著しく悪化するので、４パス以下が好ましい。さらに、溶接能率の点から２パス以下とするのがより好ましい。
　［ガスシールドアーク溶接方法］
　本発明に用いる溶接方法は、溶接欠陥が無い溶接金属を有し、高強度と優れた低温衝撃靭性を備えた狭開先溶接継手を安定して得ることができる多電極ガスシールドアーク溶接方法である。
　本発明のガスシールドアーク溶接方法の溶接条件として、以下に図面とともに説明する溶接条件を適正に制御することが必要である。
　［溶接条件（基本条件と任意的選択条件）］
（１）基本溶接条件
　（ａ）電極を３電極以上の多層溶接とする。
　（ｂ）第１電極及び第２電極の各溶接ワイヤ先端を、平行な異なる溶接線上に配置する。（図４参照）
　（ｃ）第１電極及び第２電極のうちの一方をワイヤマイナス（正極性）、他方をワイヤプラス（逆極性）とする。
　（ｄ）第１電極及び第２電極の各溶接ワイヤ先端間の距離ａ（ｍｍ）が、５～１６ｍｍである。（図４参照）
　（ｅ）第１電極及び第２電極の各溶接ワイヤ先端間を結ぶ直線の、溶接線の直角方向に対する角度αが、６０°以下である。（図４参照）
　（ｆ）ワイヤマイナス（正極性）となる電極に、ＲＥＭを０．０１５～０．１００質量％含有する溶接ワイヤを用いる。
（２）任意的選択溶接条件
　（ｇ）第１電極及び第２電極の各給電チップ先端の、溶接線の垂直方向に対する開先面側への傾き角度Φが、０°～１５°である。（図３参照）
　（ｈ）第１電極及び第２電極の各溶接ワイヤ先端の側端部と前記開先面との距離ｄ（ｍｍ）が、０．５～３．０ｍｍである。（図２、３参照）
　（ｉ）各溶接ワイヤは、曲率半径が１５０～３００ｍｍとなる範囲で予め湾曲させた溶接ワイヤを用いる。
　（ｊ）第３電極以降の電極を、第１電極及び第２電極の後方の開先中央に配置する。（図４、５参照）
　（ｋ）シールドガスとして、６０体積％以上のＣＯ2ガスを含有したガスを用いる。
　［個々の溶接条件］
　以上の溶接条件について、個々にさらに詳しく説明する。
　（ａ）３電極以上の多層溶接
　狭開先の多層溶接では、１層当たり１パスとする場合、１電極では熱が開先中央に集中し易いため、鋼材の開先面における溶融が不足し、融合不良（コールドラップ）、開先面に付着したスパッタ及びスラグ巻き込みによる欠陥が生じ易い。特に、初層溶接は鋼材の温度が低く、溶融深さが小さくなるため、融合不良による欠陥が生じ易い。また、溶接施工能率向上の観点からは、３電極以上の多電極溶接とすることが有利である。なお、好ましくは、溶接施工能率の観点から４電極以下である。もっとも好ましくは３電極である。
　（ｂ）電極の配置
　第１電極及び第２電極の各溶接ワイヤ先端を、平行な異なる溶接線上に配置する。図４が３電極の場合の溶接ワイヤ先端の配置例であり、図５が４電極の場合の溶接ワイヤ先端の配置例である。これらの図に示すように、第１電極５の溶接ワイヤ先端５ｃ及び第２電極６の溶接ワイヤ先端６ｃは、平行な異なる溶接線９上に配置している。こうすることで、第１電極及び第２電極の各溶接ワイヤから出るアークが、形成する溶接金属の幅方向に広がる。
　（ｃ）電極の極性
　第１電極及び第２電極のうちの一方をワイヤマイナス（正極性）、他方をワイヤプラス（逆極性）とする。第１電極及び第２電極を同極性、例えば、第１電極及び第２電極ともワイヤプラスとすると、互いのアークが引き合いの電磁力によって内向きとなり、熱が開先中央に集中することになって、開先面において十分な溶融が得られなくなる。しかしながら、第１電極及び第２電極を異なる極性とし、上記（ｂ）で説明した各溶接ワイヤ先端を、平行な異なる溶接線上に配置すると、互いの溶接電流による磁場が強い外向きの電磁力を生じ、アークが互いに反発することとなる。その結果、開先面において十分な溶融深さを得ることが可能となる。この結果から、本発明では、第１電極及び第２電極の極性は、一方をワイヤマイナス（正極性）、他方をワイヤプラス（逆極性）とする。
　（ｄ）第１－２電極先端間距離ａ：５～１６ｍｍ
　第１電極５と第２電極６の各溶接トーチ先端の給電チップ５ａと６ａから供給する溶接ワイヤ５ｂと６ｂ先端間の距離ａ（以下、単に「第１－２電極先端間距離」ともいう。）は、５～１６ｍｍの範囲に制御する必要がある。なお、ここでいう溶接ワイヤ５ｂと６ｂ先端間の距離ａとは、図４に示すように、各電極における溶接ワイヤ先端５ｃと６ｃの中心間の距離を指すものとする。
　この第１－２電極先端間距離ａが５ｍｍ未満では、電極間に電流（電子）が流れることで、アークそのものの持つ熱が減少してしまい、開先面の十分な溶融が得られなくなる。一方、距離ａが１６ｍｍを超えると、電極間の外向きの電磁力は、距離に反比例し小さくなり、開先面を流れる電流によって生じる内向きの電磁力に打ち勝つためのアーク反発力が得られず、互いのアークが内向きとなり、熱が開先中央に集中する。その結果、開先面における十分な溶融が得られなくなる。
　さらに、狭開先溶接では、スパッタの開先面への付着による溶接欠陥の抑制が課題となるが、上述した（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）の溶接条件を制御することで、スパッタはそれぞれの溶融金属に吸収される。これにより、開先面へのスパッタの付着が抑制されるので、健全な溶接部を得ることが可能となる。
　以上のことから、第１－２電極先端間距離ａを、５～１６ｍｍの範囲に制御するが、より強いアークの反発により、より深く安定した開先面の溶融深さを得るには、第１－２電極先端間距離ａを５～８ｍｍの範囲に制御することが好ましい。
　（ｅ）第１－２電極先端配置角度α：６０°以下
　本発明の狭開先ガスシールドアーク溶接方法では、アークの反発を利用して開先面の溶融を確保している。ここで、図４で、第１電極５と第２電極６の溶接ワイヤ先端５ｃと６ｃとの間を結ぶ直線の、溶接線９の直角方向に対する角度α（以下、単に「第１－２電極先端配置角度」ともいう。）について説明する。この角度αが、６０°を超えると、十分なアークの反発力が得られず、開先面において十分な溶融を得ることができなくなる。そのため、角度αは、６０°以下に限定する。好ましくは、角度αは４５°以下である。なお、角度αは、０°（すなわち、溶接線の直角方向と平行）であってもよい。より好ましくは、角度αは２５°以上である。
　（ｆ）正極性電極に用いる溶接ワイヤのＲＥＭ含有量
　ＲＥＭ（希土類元素）は、製鋼時及び鋳造時の介在物の微細化や、溶接施工時の溶接金属の靱性改善に、有効な元素である。さらに、ＲＥＭを含有する溶接ワイヤをワイヤマイナス（正極性）となる電極に供給して溶接を行うと、溶滴の微細化と移行の安定化を図ることができる。この溶滴移行の微細化により、スパッタの発生を抑制し、正極性でも安定したガスシールドアーク溶接が可能となる。このようなことから、本発明では、正極性となる電極に、ＲＥＭ（希土類元素）を０．０１５～０．１００質量％含有する鋼ワイヤを供給する。なお、ＲＥＭ（希土類元素）以外の元素は、ＪＩＳ　Ｚ　３３１２に規定されるように、溶接ワイヤのグレード（鋼種）に応じて、通常、含有される適正量を含むものとする。ＲＥＭ（希土類元素）の含有量が０．０１５質量％未満では、上記した溶滴の微細化と移行の安定化が図れない。一方、０．１００質量％を超えてＲＥＭを含有すると、ワイヤ製造工程中に割れが生じるため、溶接ワイヤの製造が困難となる。このため、ＲＥＭ（希土類元素）の含有量は、０．０１５～０．１００質量％の範囲に限定した。ＲＥＭ含有量は、好ましくは、０．０２５～０．０５０質量％である。
　なお、ガスシールドアーク溶接用の溶接ワイヤとしては、一般的に、直径０．６～２．０ｍｍの範囲で製造されているが、同じ電流で溶接する場合は、一般的にワイヤ径が細いほどジュール熱によって高い溶着速度が得られる。このため、高能率な溶接施工を実現するためには、比較的細いワイヤ径を選択することが好ましい。一方、ワイヤ径が細すぎるとジュール熱によってワイヤが軟化し、溶接が不安定になる。このため、使用する溶接ワイヤの直径は、１．０～１．６ｍｍの範囲とすることが好ましい。
　以上の溶接条件が、本発明のガスシールドアーク溶接における基本的溶接条件であり、上述した条件で溶接施工することにより、溶接欠陥が無い高強度で優れた低温衝撃靭性を備えた狭開先溶接継手とすることができる。
　さらに、本発明では、上記の基本的溶接条件に加えて、以下に説明する任意選択的溶接条件を満足させることにより、溶接欠陥が無い高強度で優れた低温衝撃靭性を備えた狭開先溶接継手をより安定して得ることが可能になる。
　（ｇ）給電チップの傾き角度Φ：０°～１５°
　アークには指向性があり、電極の溶接ワイヤ先端が指す方向に向きやすい性質がある。このアークの指向性を開先面の溶融に有効に活かすためには、溶接ワイヤ先端が指す方向を開先面に向けることが有利であり、この溶接ワイヤ先端が指す方向は、電極先端の給電チップから供給する溶接ワイヤの供給角度により大きく変化する。そこで、図３に示すように、第１電極５及び第２電極６の溶接ワイヤ５ｂと６ｂの各溶接金属２底部に対する供給角度は、各電極の給電チップ５ａと６ａの先端の傾きと同じになる。したがって、この給電チップ先端の開先面４側への傾き角度Φ（以下、「給電チップの傾き角度Φ」ともいう。）を調整することで、各給電チップから供給する溶接ワイヤの溶接金属底部に対する供給角度を制御することができる。ここで、溶接金属底部とは、溶接金属の各溶接層ごとの底部であって、前溶接層との境界付近を指す。
　第１電極及び第２電極の給電チップの傾き角度Φが、０°未満（すなわち、開先面とは逆側に傾く場合）では、電流がより抵抗の小さい経路に流れてしまう。その結果、アークが電極であるワイヤを這い上がり（これを「アークの這い上がり」という。）、狙いとする開先面、特に底部での溶融を維持することが困難となる。一方、給電チップの傾き角度Φが、１５°を超えると、アークが開先面に向き過ぎるために溶接ビード形状が凸となり、初層以降の溶接におけるアークでの溶融が不十分となって溶接欠陥を生じ易くなる。このため、給電チップの傾き角度Φは、０°～１５°の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、給電チップの傾き角度Φは、５°～１２°である。
　（ｈ）溶接ワイヤ先端側端部と開先面との距離ｄ：０．５～３．０ｍｍ
　溶接金属底部における溶融深さをより深く安定して得るには、図２及び図３に示すように、第１電極５及び第２電極６の溶接ワイヤの先端５ｃ及び６ｃの側端部と鋼板の開先面４との距離ｄを０．５～３．０ｍｍとすることが好ましい。これは、この距離ｄが０．５ｍｍ未満では、アークが、ワイヤと溶接金属底部との間ではなく、ワイヤと開先面との間で発生し、溶接金属底部において、前溶接層と開先面とが効率良く溶融できない。
　一方、この距離ｄが３．０ｍｍを超えるとアークが開先面から離れてしまい、開先面を効率良く溶融できないからである。この距離ｄは、より好ましくは、０．５～２．０ｍｍの範囲であり、さらに好ましくは、０．５～１．０ｍｍの範囲である。なお、ここで言う「溶接ワイヤ先端の側端部」とは、各電極で溶融させようとする鋼板の開先面に最も近い側の側端部を指し、距離ｄは、その側端部と開先面４との最短距離を指すものとする。
　（ｉ）送給する溶接ワイヤの曲率半径：１５０～３００ｍｍ
　本発明では、第１電極５及び第２電極６の溶接トーチ先端の給電チップから供給する溶接ワイヤ５ｂ、６ｂの供給角度（Φ）を制御するため、図３に示すように先端部を開先面側に傾けた給電チップ５ａ、６ａを使用する。このとき、溶接ワイヤ５ｂ及び６ｂは、その先端部が開先面側に傾いた給電チップを通ることになるが、よりスムーズに通過させるためには、いわゆる３点ローラー等（図示せず）を用いて供給する溶接ワイヤを予め湾曲させておくことが好ましい。
　予め湾曲させる際の曲率半径は、１５０～３００ｍｍとすることが好ましい。この曲率半径が１５０ｍｍ未満では、ワイヤの送給抵抗が大きくなって、安定して溶接ワイヤを送給することができず、アークを維持することが困難となる。一方、溶接ワイヤの曲率半径が３００ｍｍを超えると、給電チップ先端が曲がった状態でのワイヤの送給抵抗軽減に効果がないため、やはり安定して溶接ワイヤを送給することができず、アークを維持することが困難となる。したがって、第１電極及び第２電極の給電チップに送給する溶接ワイヤの曲率半径は、１５０～３００ｍｍとすることが好ましい。より好ましくは、溶接ワイヤの曲率半径は、１７５～２７５ｍｍである。
　（ｊ）第３電極以降の配置
　高温割れのリスクを回避するには、図４及び図５に示すように、第３電極以降の電極の溶接ワイヤ先端（７ｃと８ｃ）を、第１電極及び第２電極の溶接ワイヤ先端（５ｃと６ｃ）の後方の開先中央に配置することが有効である。また、これにより積層数の低減がさらに可能となり、多層溶接における積層欠陥のリスクを大きく低減できる。
　なお、第２電極の溶接ワイヤ先端６ｃと第３電極の溶接ワイヤ先端７ｃ間の距離ｂは、１０～１００ｍｍの範囲とするのが好ましく、より好ましくは、１０～６０ｍｍであり、さらに好ましくは、１０～４０ｍｍであり、最も好ましくは、１０～２５ｍｍである。さらに、第３電極の溶接ワイヤ先端７ｃと第４電極の溶接ワイヤ先端８ｃ間の距離ｃも、１０～１００ｍｍの範囲とするのが好ましく、より好ましくは、１０～６０ｍｍであり、さらに好ましくは、１０～４０ｍｍであり、最も好ましくは、１０～２５ｍｍである。
　また、第３電極以降の極性は特に限定されず、ワイヤマイナス（正極性）、ワイヤプラス（逆極性）のいずれであってもよい。
　（ｋ）シールドガス組成
　溶接金属中の酸素含有量は、シールドガス組成にも大きく影響を受けることから、シールドガス組成としては、ＣＯ2ガスを６０体積％以上、残りをＡｒ等の不活性ガスとして含有するガスを使用することが好ましい。より好ましくは、ＣＯ2ガスが１００体積％のガスである。
　なお、シールドガス供給のためのノズルは以下の配置が好ましい。
　本発明の目的であるガスシールドアーク溶接における良好なシールド性を確保し、大気中の窒素の巻き込みを抑制し、溶接金属の低温靭性の低下や溶接欠陥の発生を低減するために、シールドガス供給ノズル１１を開先内の第１電極５の溶接方向の前方に配置する。
　図７及び図８に基づいて詳しく説明する。図７は、シールドガス供給ノズルと電極との配置関係を模式的に示す側面断面図であり、図８は、図７と同様の配置関係を上から見た平面図である。これらの図には、第１電極５、第２電極６及び第３電極７を配した３電極溶接の一例を示している。第１電極５の溶接方向の前方に、シールドガス供給ノズル１１が配置されており、シールドガスが排出されるガス吐出口１１ａが、第１電極５に向けられている。溶接施工の際に、溶接方向に沿って、上記３つの電極と連動してシールドガス供給ノズル１１が移動し、シールドガスを供給しながら、アーク溶接を実施する。
　そしてガス吐出口１１ａの断面積Ｎは１００ｍｍ2～３５０ｍｍ2の範囲であることが好ましい。
　ガス吐出口１１ａの断面積Ｎが１００ｍｍ2未満になると、ガスの吹き付ける面積が小さくなり、シールド性が不十分となる。一方、ガス吐出口１１ａの断面積Ｎが３５０ｍｍ2を超えると、開先底部以外へガスが分散し、シールド性が不十分となる。したがって、ガス吐出口１１ａの断面積Ｎは、好ましくは１００ｍｍ2～３５０ｍｍ2とする。この断面積Ｎは、より好ましくは、１２５ｍｍ2～３００ｍｍ2である。
　また、シールドガスの供給流量Ｑは、３５Ｌ／ｍｉｎ～７０Ｌ／ｍｉｎの範囲であることが好ましい。
　シールドガスの供給流量Ｑが３５Ｌ／ｍｉｎ未満になると、溶融池１２へ供給されるガスの量が不十分となり、シールド性が悪化する。一方、シールドガスの供給流量Ｑが７０Ｌ／ｍｉｎを超えると、シールドガスの流速が過剰となり、溶接欠陥が発生する可能性が高くなる。したがって、シールドガスの供給流量Ｑは、好ましくは３５Ｌ／ｍｉｎ～７０Ｌ／ｍｉｎとする。この供給流量Ｑは、より好ましくは、４０Ｌ／ｍｉｎ～６５Ｌ／ｍｉｎである。なお、シールドガスの供給流量Ｑとガス吐出口の断面積Ｎの組み合わせによりシールドガスの流速が変化するが、流速が２ｍ／ｓ～７ｍ／ｓとなることが好ましい。
　ガス吐出口先端部の好適な断面形状は以下のとおりである。
　図７及び図８では、シールドガス供給ノズル１１の先端部分のみを図示しているが、ガス吐出口１１ａの先端部の断面の形状は、特に限定はしていない。しかしながら、当該先端部の断面形状が円形よりも矩形の方が断面積の大きなノズルを開先内に挿入可能であることから、ガス吐出口先端部の断面形状としては、矩形とすることが好ましい。
　ガス吐出口１１ａの断面と溶接する開先底部とのなす角度Ｘは４０°～８０°が好ましい。（図７参照）
　ガス吐出口１１ａの断面と溶接する開先底部とのなす角度Ｘが４０°未満になると、シールドガスが第３電極７まで十分に届かず、シールド性が不十分となる。一方、角度Ｘが８０°を超えると、開先底部以外へガスが分散し、シールド性が不十分となる。したがって、ガス吐出口１１ａの断面と溶接する開先底部とのなす角度Ｘは、４０°～８０°とするのが好ましい。この角度Ｘは、より好ましくは、４５°～７５°である。
　さらに、ガス吐出口１１ａの先端部と第１電極５の溶接ワイヤ先端部５ｃとの距離Ｙは４０ｍｍ以下であることが好ましい（図７及び図８参照）。ガス吐出口１１ａと電極間との距離もシールド性に有効である。すなわち、ガス吐出口１１ａの先端部（具体的には、電極に最も近い部分）と、第１電極５の溶接ワイヤ先端部５ｃとの距離Ｙが４０ｍｍを超えると、シールドガスが電極全体に十分に届かず、また開先底部以外へガスが分散し、シールド性が不十分となる。したがって、距離Ｙは、４０ｍｍ以下とするのが好ましい。距離Ｙは、より好ましくは、５ｍｍ～３５ｍｍである。
　［その他の溶接条件］
　なお、上述した溶接条件以外の条件については、特に規定しない。例えば、溶接電流：２８０～３６０Ａ、溶接電圧：３２～３７Ｖ、溶接速度：３０～９０（ｃｍ／ｍｉｎ）、ワイヤ突き出し長さ：１５～３０（ｍｍ）、１パス当りの溶接入熱量：１０～５０（ｋＪ／ｃｍ）とすることができる。
　なお、３電極にて多層溶接する場合は、以下の溶接電流の条件がより好適である。
　まず、第１電極の電流値Ｉ１と第２電極の電流値Ｉ２を２８０Ａ～３６０Ａの範囲とする。第１電極と第２電極の電流値Ｉ１及びＩ２が２８０Ａ未満では、開先面を十分に溶融できず、融合不良が発生する可能性が高くなる。一方で、電流値Ｉ１及びＩ２が３６０Ａを超えると、溶接ビードの高さが高くなり、縦長のビードとなるため高温割れリスクが増大する。したがって、第１電極の電流値Ｉ１と第２電極の電流値Ｉ２の範囲は、好ましくは２８０Ａ～３６０Ａであり、より好ましくは２８０Ａ～３４０Ａである。
　次に、第３電極の電流値Ｉ３は、多層溶接の層ごとに各層の溶接ビードの幅との関係に基づき制御することで、本発明の目的とする溶接各層に発生する高温割れを抑制できる。具体的には、第ｉ層目の第３電極の電流値Ｉ３iを下記の（２）式を満たす範囲とする。
　　Ｉ３i≦３０×Ｇi-1－１０　・・・（２）
　ここで、Ｉ３i：第ｉ層目の第３電極の電流値［Ａ］、Ｇi-1：第ｉ層の１層前（すなわち第ｉ－１層目）の溶接により形成された溶接ビードの幅［ｍｍ］であり、ｉ：２以上の自然数である。
　第３電極の電流値Ｉ３iが高くなると、溶接ビードの高さが高くなり、縦長のビードとなるため高温割れリスクが増大する。一方、溶接ビードの幅Ｇiは、１層前（すなわち、第ｉ－１層目）の溶接により形成された溶接ビードの幅Ｇi-1の影響を受け、層数の増加に伴いその幅も大きくなる。このことから、溶接ビードの幅と第３電極の電流値との関係を検討した結果、良好な範囲を見出し、そこから上記の（２）式を導き出した。すなわち、この（２）式を満たす範囲であれば縦長の溶接ビードになることが抑制され、高温割れを防止できるという優れた効果が得られる。
　以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するものではない。
　まず、表１に示す化学組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造等により鋼素材（スラブ）を製造した。この表１の組成が母材となる鋼板の化学組成になる。なお、表１の「－」欄は、意図的に添加しないことを表しており、含有しない（０％）の場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、得られたスラブに対して、加熱、熱間圧延、冷却の各工程を順次行い、表２－１および表２－２に示す板厚Ｔ（ｍｍ）の鋼板を得た。なお、熱間圧延工程における圧延開始温度は、鋼板表層で９９０～１１４０℃の範囲であり、圧延仕上温度は、鋼板表層で６７０～８３０℃の範囲であった。以上の鋼板温度は、表層温度は放射率温度計で測定し、板厚中心位置の温度は鋼板の板厚中心位置に熱電対を付けることで測定した値である。また、熱間圧延後の冷却は、鋼板の表裏面より大流量で水を噴射して行った。
　一方、溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊を得、この鋼塊を、１２００℃に加熱した後、熱間及び冷間加工により、１．２ｍｍΦのガスシールドアーク溶接用ワイヤとした。ワイヤ鋼種（グレード）としては、ＹＧＷ１８の他に、Ｇ　５９Ｊ　Ａ　１を用いた。
　続いて、上記の鋼板に開先加工を施して、表２－１および表２－２に示す開先形状を得た。なお、表２－１および表２－２中の開先形状がＶ（開先）は、図６（ａ）の形状であり、Ｘ（開先）は、図６（ｂ）の形状である。さらに、上記で得られた溶接用ワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接を行い、上述した開先内に溶接金属を形成し、溶接継手を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　なお、ガスシールドアーク溶接の具体的な溶接条件としては、予熱無し、下向き溶接で、溶接電流：１８０～３９０Ａ、溶接電圧：２２～３８Ｖ、溶接速度：４０～１２０ｃｍ／ｍｉｎで、パス間温度：２００℃以下、として実施した。溶接金属は３層以上とした。
　表３－１～表３－４に、ガスシールドアーク溶接の電極ごとの溶接条件を示す。また、溶接電極は、図４、５のように配置した。ここで、第２電極と第３電極との溶接ワイヤ先端間隔ｂは、１８ｍｍであり、第３電極と第４電極との溶接ワイヤ先端間隔ｃは、１０ｍｍであった。表３－１および表３－３の「極性」欄には、ワイヤマイナスの場合には「正極」と記し、ワイヤプラスの場合には「逆極」と記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　［溶接金属形状の評価］
　溶接継手における溶接線方向の１／４Ｄ、２／４Ｄ、３／４Ｄの位置において、垂直方向に断面マクロを採取し、観察を行った。ここで、上記のＤは、溶接線の一端から他端までの長さのことである。１／４Ｄの位置とは、溶接線の一端から溶接方向にＤの１／４移動した位置を表し、同様に、２／４Ｄの位置は、溶接線の中央の位置であり、３／４Ｄの位置は、溶接方向にＤの３／４移動した位置を表している。
　その後、初層及び最終層を除く溶接金属の各層ごとに、その上部と下部間の中心線における溶接金属の幅（溶融線間の距離）を測定して、各層ごとの幅Ｗ（ｍｍ）を求め、溶接金属全体における幅Ｗの最小値と最大値を記録した。
　また、溶接金属の溶接線に対して垂直方向の溶接金属全体の断面積Ａ（ｍｍ2）を測定し、溶接層数ｐ（層）で除した比〔Ａ／ｐ〕を記録した。同様に、溶接層数ｐと鋼板板厚Ｔとの比からなる〔ｐ／Ｔ〕を記録した。
　［鋼板の転位密度の測定］
　各鋼板の長手方向と幅方向の中央位置における鋼板の表面下１ｍｍ位置が評価面となるようにサンプルを採取した。該サンプルの表面を機械研磨と電解研磨仕上で鏡面研磨し、Ｘ線回折装置を用いてＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法（参考文献１）で転位密度ρ（ｍ-2）を評価した。
（参考文献１）　Ｇ．Ｋ．Ｗｉｌｌｉａｍｓ　ａｎｄ　Ｗ．Ｈ．Ｈａｌｌ：Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌ．，１（１９５３），２２
　［平均結晶粒径］
　上記と同様に、各鋼板の長手方向及び幅方向の中央位置における鋼板の表面下１ｍｍ位置と板厚中心位置の鋼板の長手方向断面が評価面となるように、サンプルを採取した。得られたサンプルの表面をコロイダルシリカ仕上で鏡面研磨し、次の条件でＥＢＳＰ（後方散乱電子線回折法）により測定した。測定領域は、３００μｍ×４００μｍ、測定ステップサイズは、１μｍとした。得られた結晶方位マップより、隣接する結晶粒との結晶方位差が１５°以上となる大角粒界で囲まれた組織の円相当直径を求め、上記測定領域における円相当直径の平均値を平均結晶粒径とした。なお、本発明例の鋼板表層、板厚中心共にベイナイトや擬ポリゴナルフェライトを主体とする組織であった。
　［溶接欠陥の評価］
　また、得られた溶接継手について、ＪＩＳ　Ｚ　３１０４に従って放射線透過試験を実施し、溶接欠陥の有無を評価した。溶接欠陥の判定として、ＪＩＳ　Ｚ３１０４の１類に該当した場合を「○」、２類に該当した場合を「△」、３類あるいは４類に該当した場合を「×」として示した。なお、ここでは１類あるいは２類の場合は合格とし、３類あるいは４類の場合を不合格とする。
　［溶接金属の機械的特性の評価］
　得られた溶接継手から、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１の規定に準拠して、溶接金属の引張試験片（平行部径６ｍｍ）、及びシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、引張試験、衝撃試験を実施した。引張試験は、室温（常温）で、各３本実施し、得られた値（０．２％耐力、引張強さ）の平均値を当該溶接継手の溶接金属の引張特性とした。シャルピー衝撃試験も、同様に各３本実施し、試験温度：－４０℃における吸収エネルギー（vＥ-40）を求め、その平均値を当該溶接継手の溶接金属の極低温衝撃靭性とした。この値が３０Ｊ以上の場合を「○」とし、それ未満の場合を「×」として評価した。
　また、ＪＩＳ　Ｚ　３１２１の規定に準拠して、溶接継手の室温での引張試験も実施した。試験片は、溶接軸が試験片の平行部長さの中央になるように、溶接軸と直角方向に採取し、その厚さは、溶接継手の全厚の、１Ａ号試験片とした。降伏応力の値が３２５ＭＰａ以上の場合を「○」とし、それ未満の場合を「×」として評価した。引張強さの値が５２０ＭＰａ以上の場合を「○」とし、それ未満の場合を「×」として評価した。
　さらに、ＪＩＳ　Ｚ　３１２８の規定に準拠して、溶接継手の溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験も実施した。試験片のＶノッチ方向は、鋼板表面に垂直であり、試験片は、板厚中央かつ、溶接金属中心位置、溶融線上及び溶融線＋１ｍｍの位置から採取した。この値が３０Ｊ以上の場合を「○」とし、それ未満の場合を「×」として評価した。
　本発明の目標値は、前述したように、溶接金属の常温の降伏強さ（０．２％耐力）が３２５ＭＰａ以上、その引張強さが５２０ＭＰａ以上、溶接継手の常温の引張強さが５２０ＭＰａ以上である。さらに、溶接金属、溶接熱影響部についての試験温度：－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（vＥ-40）が３０Ｊ以上としている。
　［溶着効率］
　溶接時に使用しているワイヤ径（ｍｍ）及び、溶接中の各ワイヤの送給速度（ｍｍ／ｍｉｎ）を測定し、溶着量（ｇ）を単位溶接時間（ｍｉｎ）で除した値を溶着効率（ｇ／ｍｉｎ）として記録した。この値が、２５０ｇ／ｍｉｎ以上の場合を「○」とし、それ未満の場合を「×」として評価した。
　以上の測定・評価結果のうち、溶接金属の化学組成の結果を表４－１及び表４－２に示し、溶接金属及び鋼板の特性、溶接継手の性能などの結果を表５－１及び表５－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　本発明例はいずれも、高温割れや融合不良といった溶接欠陥発生がない健全な溶接継手である。さらに、本発明例はいずれも、溶接金属の常温の降伏強さ（０．２％耐力）が３２５ＭＰａ以上で、その引張強さが５２０ＭＰａ以上であり、溶接継手の常温の引張強さが５２０ＭＰａ以上である。また、溶接金属及び溶接熱影響部の試験温度：－４０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（vＥ-40）が３０Ｊ以上であり、高強度と優れた低温衝撃靭性とを兼備する溶接金属を有する溶接継手である。
　一方、本発明の対象となる鋼板及び溶接された溶接金属としての好適範囲を外れた実施例においては、高温割れが発生し耐高温割れ性が低下しているか、融合不良が発生している。また、溶接金属の常温の降伏強さ（０．２％耐力）や引張強さ、溶接継手の常温の引張強さ、溶接金属や溶接熱影響部の試験温度：－４０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（vＥ-40）などの機械的特性のいずれかが若干低いレベルとなった。
１　　　鋼板
２　　　溶接金属
３　　　溶融線
４　　　開先面
５　　　第１電極
６　　　第２電極
７　　　第３電極
８　　　第４電極
５ａ、６ａ、７ａ、８ａ　　第１電極、第２電極、第３電極、第４電極の給電チップ
５ｂ、６ｂ、７ｂ、８ｂ　　第１電極、第２電極、第３電極、第４電極の溶接ワイヤ
５ｃ、６ｃ、７ｃ、８ｃ　　第１電極、第２電極、第３電極、第４電極の溶接ワイヤ先端
９　　　溶接線
１０　　裏当材
１１　　シールドガス供給ノズル
１１ａ　　ガス吐出口
１２　　溶融池
Ｔ　　　板厚
Ａ　　　溶接金属全体の断面積
Ｌi　　溶接層（ｉ＝１～ｐ層）、（Ｌ1：初層、ＬP：最表面層）
Ｗi　　溶接層（ｉ＝１～ｐ層）の幅
ａ　　　第１電極の溶接ワイヤ先端５ｃと第２電極の溶接ワイヤ先端６ｃとの距離
ｂ　　　第２電極の溶接ワイヤ先端６ｃと第３電極の溶接ワイヤ先端７ｃとの距離
ｃ　　　第３電極の溶接ワイヤ先端７ｃと第４電極の溶接ワイヤ先端８ｃとの距離
ｄ　　　溶接ワイヤ先端側端部５ｃ又は６ｃと開先面４との距離
α　　　第１電極と第２電極の溶接ワイヤ先端を結ぶ直線の溶接線直角方向に対する角度
θ　　　開先角度、　θf　　表面開先角度、　θb　　裏面開先角度
Φ　　　給電チップ先端の傾き角度
Ｇ　　　ギャップ
Ｔf　　表面厚さ、　Ｔm　　中間厚さ、　Ｔb　　裏面厚さ

Claims (10)

  1. 　鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法において、
    　前記鋼板の板厚Ｔ（ｍｍ）が、５０～１６０ｍｍで、
    　溶接金属が３層以上からなり、
    　前記溶接金属の初層及び最表面層を除いた各層ごとの幅Ｗ（ｍｍ）が、５．０以上０．４Ｔ以下（ｍｍ）で、
    　前記溶接金属の溶接線に対して垂直方向の断面積Ａ（ｍｍ2）と溶接層数ｐ（層）の比〔Ａ／ｐ〕が、１２０．０ｍｍ2／層以下で、
    　前記溶接層数ｐと前記板厚Ｔとの比〔ｐ／Ｔ〕が、０．４０層／ｍｍ以下であり、
    　前記ガスシールドアーク溶接は、３電極以上の多電極溶接であり、
    　第１電極及び第２電極の各溶接ワイヤ先端を、平行な異なる前記溶接線上に配置し、
    　前記第１電極及び前記第２電極のうちの一方をワイヤマイナス（正極性）、他方をワイヤプラス（逆極性）とし、
    　前記第１電極及び前記第２電極の各溶接ワイヤ先端間の距離ａ（ｍｍ）が、５～１６ｍｍで、
    　前記第１電極及び前記第２電極の各溶接ワイヤ先端間を結ぶ直線の、前記溶接線の直角方向に対する角度αが、６０°以下であり、
    　前記ワイヤマイナス（正極性）となる電極に、ＲＥＭを０．０１５～０．１００質量％含有する溶接ワイヤを用いる、
    鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
  2. 　前記第１電極及び前記第２電極の各給電チップ先端の、前記溶接線の垂直方向に対する開先面側への傾き角度Φが、０°～１５°で、
    　前記第１電極及び前記第２電極の各溶接ワイヤ先端の側端部と前記開先面との距離ｄ（ｍｍ）が、０．５～３．０ｍｍであり、
    　前記各溶接ワイヤは、曲率半径が１５０～３００ｍｍとなる範囲で予め湾曲させた溶接ワイヤを用い、
    　第３電極以降の電極を、前記第１電極及び前記第２電極の後方の開先中央に配置し、
    　シールドガスとして、６０体積％以上のＣＯ2ガスを含有したガスを用いる、
    請求項１に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
  3. 　前記鋼板の化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０４～０．１４％、
    　　Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
    　　Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
    　　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｏ　：０．０１００％以下、及び
    　　Ｎ　：０．０１００％以下を含み、
    　　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　　下記（１）式で定義されるＣｅｑと板厚（Ｔ）とが、
    　　０．０００４Ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．０００４Ｔ＋０．４５
    を満足する成分組成を有し、
    　前記鋼板の表面下１ｍｍ位置における転位密度ρが、４．０×１０14ｍ-2以下であり、
    　前記鋼板の表面下１ｍｍ位置における平均結晶粒径が、１５．０μｍ以下であり、板厚中心位置における平均結晶粒径が、２０．０μｍ以下である、
    請求項１又は２に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
    　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）
    　ただし、上記（１）式における各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は、０とする。
  4. 　前記鋼板の化学組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｃｕ：２．０００％以下、
    　　Ｎｉ：２．５００％以下、
    　　Ｃｒ：１．５００％以下、
    　　Ｍｏ：１．０００％以下、
    　　Ｔｉ：０．１００％以下、
    　　Ｖ　：０．３００％以下、
    　　Ｂ　：０．０１００％以下、
    　　Ｗ　：０．５００％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％以下、
    　　Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
    　　ＲＥＭ：０．０５００％以下
    からなる群より選択される１種又は２種以上を含む、請求項３に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
  5. 　前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０４～０．１４％、
    　　Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
    　　Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
    　　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｃｕ：０．００１～２．０００％、
    　　Ｎｉ：０．００１～２．５００％、
    　　Ｃｒ：０．００１～１．５００％、
    　　Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｖ　：０．００１～０．３００％、
    　　Ｂ　：０．００１～０．０２０％、
    　　Ｏ　：０．０５０％以下、及び
    　　Ｎ　：０．０１０％以下を含み、
    　　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、
    請求項１又は２に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
  6. 　前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０４～０．１４％、
    　　Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
    　　Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
    　　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｃｕ：０．００１～２．０００％、
    　　Ｎｉ：０．００１～２．５００％、
    　　Ｃｒ：０．００１～１．５００％、
    　　Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｖ　：０．００１～０．３００％、
    　　Ｂ　：０．００１～０．０２０％、
    　　Ｏ　：０．０５０％以下、及び
    　　Ｎ　：０．０１０％以下を含み、
    　　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、
    請求項３に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
  7. 　前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０４～０．１４％、
    　　Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
    　　Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
    　　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｃｕ：０．００１～２．０００％、
    　　Ｎｉ：０．００１～２．５００％、
    　　Ｃｒ：０．００１～１．５００％、
    　　Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｖ　：０．００１～０．３００％、
    　　Ｂ　：０．００１～０．０２０％、
    　　Ｏ　：０．０５０％以下、及び
    　　Ｎ　：０．０１０％以下を含み、
    　　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、
    請求項４に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
  8. 　前記溶接金属の化学組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｗ　：０．５００％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％以下、
    　　Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
    　　ＲＥＭ：０．０５００％以下
    　からなる群より選択される１種又は２種以上を含む、請求項５に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
  9. 　前記溶接金属の化学組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｗ　：０．５００％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％以下、
    　　Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
    　　ＲＥＭ：０．０５００％以下
    　からなる群より選択される１種又は２種以上を含む、請求項６に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
  10. 　前記溶接金属の化学組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｗ　：０．５００％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％以下、
    　　Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
    　　ＲＥＭ：０．０５００％以下
    　からなる群より選択される１種又は２種以上を含む、請求項７に記載の鋼板のガスシールドアーク溶接による溶接継手の製造方法。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5584278A (en) * 1978-12-19 1980-06-25 Nippon Steel Corp Shallow penetration submerged arc welding method
JPH08257752A (ja) * 1995-03-20 1996-10-08 Kawasaki Steel Corp 厚鋼板の３電極２層潜弧溶接方法
JP2011200920A (ja) * 2010-03-26 2011-10-13 Ihi Corp サブマージアーク溶接方法及び装置
JP2015223605A (ja) * 2014-05-27 2015-12-14 Ｊｆｅスチール株式会社 狭開先ガスシールドアーク溶接方法
WO2021054344A1 (ja) * 2019-09-20 2021-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板および厚鋼板の製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5584278A (en) * 1978-12-19 1980-06-25 Nippon Steel Corp Shallow penetration submerged arc welding method
JPH08257752A (ja) * 1995-03-20 1996-10-08 Kawasaki Steel Corp 厚鋼板の３電極２層潜弧溶接方法
JP2011200920A (ja) * 2010-03-26 2011-10-13 Ihi Corp サブマージアーク溶接方法及び装置
JP2015223605A (ja) * 2014-05-27 2015-12-14 Ｊｆｅスチール株式会社 狭開先ガスシールドアーク溶接方法
WO2021054344A1 (ja) * 2019-09-20 2021-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板および厚鋼板の製造方法

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