JP2005002476A

JP2005002476A - 溶接継手

Info

Publication number: JP2005002476A
Application number: JP2004226803A
Authority: JP
Inventors: Kenji Oi; 健次大井; Yasushi Kitani; 靖木谷; Toshiyuki Hoshino; 俊幸星野; Koichi Yasuda; 功一安田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-08-03
Filing date: 2004-08-03
Publication date: 2005-01-06

Abstract

【課題】鋼板の大入熱溶接部の溶接金属、溶接熱影響部及びボンド部のすべてが高靭性を確保している溶接継手を提供する。
【解決手段】溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上、板厚３０ｍｍ以上の鋼板中には靭性に悪影響を与えない程度のＢ添加とし、溶接金属部にはオーステナイト粒界から生成するフェライトサイドプレートの析出を抑えられるだけの十分なＢ添加を行い、溶接熱影響部にはＴｉＮの固溶によって生成される固溶Ｎを固定するのに必要最小限のＢ量を溶接金属部からのＢの拡散によってまかなうようにした。
【選択図】図１

Description

本発明は、板厚３０ｍｍ以上の鋼板の大入熱溶接継手に関するものである。本継手は溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接部に適用されるものである。

構造物や船舶の大型化が進むにつれて、使用鋼材の高強度・厚肉化が求められ、それらの施工に高能率の溶接が適用されてきた。この施工コスト削減のために、たとえばサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接及びエレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接方法の適用があげられる。一般に溶接入熱が大きくなると溶接熱影響部の組織が粗大化し靭性が低下することが知られており、その対策として鋼板中のＴｉＮの微細分散によるオーステナイトの粗大化抑制や、フェライト変態核としての利用技術が実用化されている。

また、Ｔｉの酸化物を分散させる技術（例えば、特許文献１参照。）やＢＮのフェライト核生成能を組み合わせる技術（例えば、特許文献２参照。）も開発されている。さらにはＣａ（例えば、特許文献３参照。）やＲＥＭ（例えば、特許文献４参照。）を添加することによって硫化物の形態を制御し、より高い靭性が得られることが明らかにされている。

また大入熱影響部において靱性向上に有効な元素であるボロンを溶接金属の靭性確保のために添加する技術がある（例えば、特許文献５参照。）。

この技術では、ボロンの添加、発現効果は溶接金属のみに限定されており、また、対象とする板厚レベルが２５ｍｍ以下、溶接入熱も１４０ｋＪ／ｃｍのレベルである。

一方、溶接金属では大入熱による緩冷却速度においても強度・靭性を確保するために合金元素の適正添加によってミクロ組織をアシキュラーフェライトに調整する溶接材料の設計が各溶接方法ごとになされている。
特開昭５７−５１２４３号公報特開昭６２−１７０４５９号公報特開昭６０−２０４８６３号公報特公平４−１４１８０号公報特開昭５２−００２８４８号公報

従来の溶接継手は鋼板と溶接金属が別々に開発されてきた。鋼板と溶接金属の相互関係としては継手の引張強度において硬さのマッチングが検討されたのみである。靭性に関しては鋼板、溶接金属それぞれが高靭性を達成するように検討されてきた。しかし、融点近傍の熱サイクルを受ける鋼板溶接部領域では、溶接金属と組成の異なる金属（鋼板）が高温で溶融金属と接触しており、その相互関係については明らかにされていない。溶接入熱が小さい場合は溶融金属と鋼板との界面における元素の移動を考慮する必要はないが、大入熱になると、溶融金属と鋼板との高温における接触時間が長くなり、溶融金属と鋼板との界面における影響を無視することができなくなり、溶接熱影響部の靭性に大きく影響を与える問題が生じる。よって溶接金属及び鋼板の溶接熱影響部が単独では良好な靭性を示す場合においても、実継手での溶接熱影響部が必ずしも良好な靭性を示さない場合があるという問題があった。

大入熱溶接では従来から鋼板中に微細なＴｉＮを分散させてオーステナイト粒のピンニングによる粗大化抑制能を利用して、継手部の高靭性を確保する技術がある。さらに、高温にさらされる部位でのＴｉＮの溶解によって増加する固溶Ｎによる靭性の低下を抑えるために、Ｂの添加によってＢＮとしてＮを固定するか、あるいはそれをフェライト生成核として利用する技術もある。しかし、多量のＢを鋼板に添加するとＴｉＮが溶解しない領域ではかえって靭性の低下をもたらすことから、余分な量を添加することができないという問題があった。また、固溶Ｎを固定するためにＢを適正量添加した場合でも、溶接金属中に高Ｂ添加を行うと溶接熱影響部の靭性が急激に低下したり、溶接金属中のＢ量を低減すると溶接金属の靭性を確保することができないという問題があった。

本発明は上記問題点を解決し、溶接金属及び鋼板の溶接熱影響部が優れた靭性を有する大入熱溶接継手を提供することを目的とするもので、対象とする板厚は３０ｍｍ以上、溶接入熱は２００ｋＪ／ｃｍ以上、１１００ｋＪ／ｃｍに及ぶものである。

発明者らは種々検討を重ねた結果、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上、板厚３０ｍｍ以上の大入熱溶接継手において、溶接金属中に鋼板への添加量以上のＢが存在する場合、高温での鉄中の拡散速度が速いＢが溶接時に鋼板側の溶接熱影響部へ拡散浸透することを新たに知見した。この知見を利用し、鋼板、溶接金属に添加するＢ量をコントロールすることによって、溶接継手全体の高靭性を確保できる技術を確立した。すなわち、鋼板中には靭性に悪影響を与えない程度のＢ添加とし、溶接金属部にはオーステナイト粒界から生成するフェライトサイドプレートの析出を抑えられるだけの十分なＢ添加を行い、溶接熱影響部にはＴｉＮの固溶によって生成される固溶Ｎを固定するのに必要最小限のＢ量を溶接金属部からのＢの拡散によってまかなうことによりこの技術が可能となった。また鋼板と溶接金属部のＢ量を制御することによって大入熱によってＢの拡散距離が変化するものの、ＴｉＮの溶解する領域とのマッチングによって２００〜１１００ｋＪ／ｃｍの入熱範囲において良好な靭性が得られることも新たに見出した。すなわち本発明は、溶接人熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接継手において
Ｃ：０．０３〜０．１５質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．７０質量％
Ｍｎ：０．５〜２．０質量％
Ｐ：０．０３質量％以下
Ｓ：０．０００５〜０．００５０質量％
Ａｌ：０．００５〜０．１質量％
Ｔｉ：０．００４〜０．０２質量％
Ｎ：０．００２０〜０．００７０質量％
Ｂ：１０ｐｐｍ以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる板厚３０ｍｍ以上の大入熱溶接用鋼板と
Ｃ：０．０３〜０．１２質量％
Ｓｉ：０．１０〜０．８０質量％
Ｍｎ：０．８〜２．５質量％
Ａｌ：０．０２質量％以下
Ｎｉ：０．５〜４．０質量％
Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％
を含有し、選択元素として
Ｃｕ：０．８質量％以下
Ｃｒ：１．５質量％以下
Ｍｏ：１．０質量％以下
Ｖ：０．１０質量％以下
Ｎｂ：０．１０質量％以下
から選ばれた１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる溶接金属とが、次の（１）〜（２）式によって規定されるＢ量を鋼板及び溶接金属に含有することを特徴とする溶接継手を提供する。

１５≦Ｂ_W≦５５ ……（１）
２０≦Ｂ_W＋３Ｂ_P≦６０ ……（２）
但し、Ｂ_W＝溶接金属中のＢ量（ｐｐｍ）
Ｂ_P＝鋼板中のＢ量（ｐｐｍ）
である。

前記大入熱用鋼板がさらに選択元素として
Ｎｂ：０．０５１０質量％以下
Ｖ：０．２質量％以下
Ｃｕ：１．０質量％以下
Ｎｉ：１．５質量％以下
Ｃｒ：０．７質量％以下
Ｍｏ：０．７質量％以下
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０質量％
ＲＥＭ：０．００１０〜０．００１５０質量％
から選ばれた１種又は２種以上を含有すると好適である。

次に鋼板の各成分の限定理由について説明する。

Ｃ量は構造用鋼として必要な強度を得るために下限を０．０３質量％とし、溶接割れ性の観点から上限を０．１５質量％とした。

Ｓｉは製鋼上０．０５質量％以上が必要であり、０．７質量％を超えると母材の靭性を劣化させるとともに大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成による靭性の劣化が顕著になるので限定した。

Ｍｎは母材の強度を確保するために０．５質量％以上は必要であり、２．０質量％を超えると溶接部の靭性を著しく劣化させるのでこれ以下とした。

Ｐは０．０３質量％を超えると溶接部の靭性を劣化させるので限定される。

Ｓは０．０００５質量％未満では溶接熱影響部においてフェライトの生成核となるＭｎＳの析出量が不足して靭性が低下する。０．００５０質量％を超えて添加すると固溶Ｓ量の増加によってかえって靭性の低下を招く。

Ａｌは鋼の脱酸上０．００５質量％以上は必要であり、０．１質量％を超えて添加すると母材の靭性を低下させると同時に溶接金属部への希釈によって溶接金属部の靭性を劣化させるので上限を０．１質量％とした。

Ｔｉは凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオ〜ステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靭性化に寄与する。０．００４質量％未満ではその絶対量が不足し、０．０２質量％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果は得られない。従って０．００４〜０．０２質量％とする。

Ｎは必要ＴｉＮ量確保にとって重要な元素であり、０．００２０質量％未満では十分なＴｉＮ量が不足し、０．００７０質量％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靭性を著しく低下させるので不可である。

Ｂは鋼板の焼入れ性の向上に有効であるが１０ｐｐｍを越えると靭性が劣化するので１０ｐｐｍを上限とする。

さらに上記の基本成分系の他にフェライト生成核として効果を発揮するＢ、Ｖあるいはそれに加えて高張力化・厚肉化ないしはその他の効果を達成するためにＮｂ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕのうち少なくとも１種を含有させることが好ましい。

Ｎｂは母材の強度・靭性及び継手の強度確保のために添加するが、０、０５質量％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性を劣化するので制限する。

Ｖは母材の強度靭性の向上及びＶＮとしてのフェライト生成核として働くが、０、２質量％を超えるとかえって靭性の低下を招く。

Ｎｉは母材の高靭性を保ちつつ強度を上昇するが、高価であるため上限を１．５質量％とした。

ＣｕはＮｉと同様の働きがあるが、１、０質量％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。

Ｃｒ、Ｍｏは母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるために上限を０．７質量％とした。

次に溶接金属組成の限定理由を示す。

Ｃは溶接金属の強度を確保するために０．０３質量％以上添加する必要があり、０１２質量％を超えて添加すると高温割れの発生や焼入れ性過多による靭性の低下を招く恐れがある。

Ｓｉは脱酸及び強度確保のために添加されるが、０．１０質量％未満では溶融金属の湯流れ性が低下し、溶接欠陥が発生しやすくなる、また、０．８０質量％を超えると溶接金属の強度が過剰となり割れの発生や靭性の低下を招く恐れがある。

Ｍｎは溶接金属の強度を確保するために０．８質量％以上の添加が必要で、２．５質量％を超えると焼入れ性が過多となり靭性の低下を起こす。

Ａｌは脱酸のために必要であるが０．０２質量％を超えると介在物が多くなり靭性の低下を招くので制限する。

Ｎｉは溶接金属の強度靭性を確保するために添加が必要で、０．５質量％未満では効果がなく、４．０質量％を超えると湯流れ性を著しく低下させる。

Ｔｉは溶接金属中のＮをＴｉＮとして固定したり、酸化物を形成してアシキュラーフェライトの生成核として重要な働きをする。０．００５質量％未満ではその効果は十分に得られず、０．１０質量％を超えると固溶Ｔｉの増加によって著しく靭性を低下させる。

また、溶接入熱によって焼入れ性を調整するための選択元素としてＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂが必要に応じて単独あるいは複合で利用できる。それぞれ過剰に添加すると著しく靭性を低下させる恐れがあるため添加量を
Ｃｕ：０．８質量％以下
Ｃｒ：１．５質量％以下
Ｍｏ：１．０質量％以下
Ｖ：０．１０質量％以下
Ｎｂ：０．１０質量％以下
に限定した。

Ｂは本発明で最も重要な添加元素である。溶接金属中に添加したＢは溶接金属の冷却中にオーステナイト粒界に偏析する。このことによって粒界のエネルギーを下げ、オーステナイト粒界から生成するフェライトサイドプレートの析出を抑制する。フェライトサイドプレートが析出すると靭性が劣化する。この析出を抑制した結果、分散されたＴｉの酸化物からアシキュラーフェライトが生成し、高靭性を確保する。これらの働きに必要なＢ量は１５ｐｐｍ以上であり、５５ｐｐｍを超えて添加するとＦｅ₂₃（Ｃ，Ｂ）₆のような鉄と炭素との化合物を生成して靭性を著しく低下させる。一方、鋼板には最大で１０ｐｐｍのＢが添加可能である。鋼板へのＢ添加は焼入れ性の向上には有効であるものの、１０ｐｐｍを超えると、溶接金属と同様に鉄と炭素との化合物を生成したり、島状マルテンサイトの生成量が増加するなどのため、靭性が極めて劣化する。ただし、溶接熱影響部においては、ＢはＢＮを形成し、固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態核として働く。溶接熱影響部の靭性を高めるためには、鋼板への添加量の最大値である１０ｐｐｍ以上のＢが必要であり、本発明ではＢが溶接金属側から溶接熱影響部に拡散し、靭性向上に有効に寄与する。すなわち、鋼板に１０ｐｐｍ以下のＢを添加し、溶接金属と鋼板中に以下に示した下記の（１）、（２）式を満足する組み合わせになるようにＢを添加すると、溶接金属、鋼板、溶接熱影響部ともに最適なＢ量が確保され、継手として高靭性を達成することが可能である。

ここで、式（２）でＢ_W＋３Ｂ_Pを規定した理由は、次の通りである。溶接熱影響部のＢ量は鋼板中のＢ量と溶接金属中からの拡散分の加算によって決定され、その拡散分は溶接入熱により変化する。そこで、実験によって靭性に影響を与えるＢ量を検討した結果、上記（２）式の範囲が好適であることを知見した。溶接熱影響部のＢ量が不足した場合は固溶Ｎの十分な固定ができないため、溶接熱影響部は靭性が劣化するとともに、ＢＮの不足によってフェライト生成核が少なく、靭性にすぐれたフェライトパーライト組織に均質化することができない。また、溶接熱影響部でＢが過剰になった場合は、焼入れ性が過多となり、組織がフェライトパーライトから上部ベイナイトとなり靭性を劣化させる。

以上のように鋼板及び溶接金属の化学組成が限定された範囲において、Ｂ量をコントロールして溶接金属中に添加することによって、大入熱溶接継手のすべての部位で高靭性を確保することが可能である。

なお、本発明の鋼は銑鉄を転炉で鋼とした後、ＲＨで脱ガスを行い、連続鋳造又は造塊・分塊工程を経て鋼片とする。これを再加熱し熱間圧延、あるいは圧延後に加速冷却、直接焼入れ焼戻し、再加熱焼入れ焼戻し、焼準、焼戻し処理して製造する。

以上の説明の通り、本発明によれば、一定の成分範囲の鋼板および溶接金属からなる大入熱溶接継手に、適正なＢ量を添加し、溶接熱影響部にも拡散させて成分調整することにより、極めて良好な靭性を有する大入熱溶接継手を得ることができ、寄与するところが非常に大である。

以下図面を参照して本発明の実施の形態を説明する。図１は溶接継手を示す説明図である。２枚の母材（鋼板）１は溶接金属２によって接続され、溶接継手を形成している。溶接金属に隣接する母材は溶接熱影響部３を形成しており、溶接金属と熱影響部の境界はボンド部４と呼ばれている。図中に記載したシャルピー試験片５は、この溶接継手部から切り出してシャルピー試験に用いるテストピースの切り出し位置を示す例で、図示のシャルピー試験片５はノッチ６がボンド部４の部分に位置しており、ボンド部の衝撃エネルギーを測定する試験片である。図２は通常の溶接金属と大入熱溶接の場合の冷却曲線の説明図である。温度上昇曲線１１のように温度上昇し、溶融点１２に達した溶接金属は、通常は冷却曲線１４のように短時間に急激に温度低下するが、大入熱溶接では、冷却曲線１３に示すように冷却時間が長い。図２に示すような８００〜５００℃における冷却時間が長いと、溶接金属中の拡散しやすい成分が熱影響部に拡散する。本発明はこの拡散を利用して溶接部の靭性を向上させる点に特徴がある。

大入熱溶接では、冷却速度が遅いために、制御圧延および制御冷却により微細化したフェライト・パーライト微細のミクロ組織が粗大化する。このため破壊する単位大きさが大きくなり、靭性が低下し、靭性の確保が困難になる。そこで本発明では、大入熱溶接の冷却速度が遅いことによってＢが拡散する時間を確保することができることに着目し、これを利用することとした。通常の溶接ではＢの拡散は殆ど起こらず、溶接熱影響部にＢの影響が生じない。大入熱の場合は、オーステナイト粒の成長を抑制して粒内組織を微細化するためにＴｉＮ粒子を分散させて高靭性を図るのが有効な手段の一つであるが、ＴｉＮは１４００〜１５００℃近傍に加熱されると溶け出し、フリーＮの増加を来すことが問題である。そこで本発明では、溶接熱影響部で固溶したＴｉＮから生じたフリーＮを溶接金属から拡散するＢを使って、ＢＮの形で固定し、それによって靭性を向上させる。また、このＢＮはフェライト変態の核になるので、微細フェライトが析出しやすくなり高靭性を達成する。

図３は本発明の範囲を示すグラフで、横軸に鋼板中のＢ量Ｂ_P（ｐｐｍ）を、縦軸に溶接金属中のＢ量Ｂ_W（ｐｐｍ）をとって示したものである。本発明の範囲は１５≦Ｂ_W≦５５及びＢ_P≦１０の範囲で、かつＢ_W＋３Ｂ_P＝６０の線より下側、Ｂ_W＋３Ｂ_P＝２０の線より上側の領域である。図中に後述の好適な実施例を●印で、比較例を×印で示してある。これらの点の近傍に記載されている数字は、各点のＢ_W及びＢ_Pを示すもので、例えば４５．３は、Ｂ_W＝４５，Ｂ_P＝３である。

図３のＢ_W＋Ｂ_P＝６０の線より上方の領域は熱影響部のＢの値が高くなりボンド部の靭性が低くなるので不適である。またＢ_W＋Ｂ_P＝２０の線より下方の領域では、Ｂの値が低く靭性改善の効果がない。

次に、具体的な例を挙げて本発明をさらに詳細に説明する。表１に示す組成の鋼を１００ｋｇの高周波溶解炉にて溶製し、熱間圧延により１５０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを用いて１１５０℃に１時間加熱後、９３０℃以上で全圧下量の５０％を圧延し、その後、９００℃から７００℃の温度域にて３０〜１００ｍｍ厚の鋼板に仕上げたものを用い、３〜２０℃／ｓの冷却速度にて加速冷却し、冷却停止温度を６５０℃から３００℃とした。

作製した鋼板を用いて大入熱溶接継手を製作した。入熱量が２００〜６００ｋＪ／ｃｍの範囲はエレクトロガス溶接、それ以上の入熱量の場合はエレクトロスラグ溶接を用いて、立て向きの突合せ溶接にて溶接を行った。表２に作製した溶接金属の化学組成を示す。

溶接金属中に含まれるＢ量は、溶接材料中から所定量を添加した結果であり、本実施例ではフラックス入り溶接ワイヤのフラックス中にＢ₂Ｏ₃を添加することによって、溶接金属中のＢ量を調整した。Ｂの添加手段としてはこのほかに溶接ワイヤー中に所定量を含有させてもよく、サブマージアーク溶接の場合にはワイヤあるいはフラックス中にＢ₂Ｏ₃を添加することによって溶接金属中のＢ量を容易に目標値に合致するように調整することができる。

作製した継手の溶接金属部、母材部、ボンド部の靭性をマイナス４０℃シャルピー吸収エネルギーにて評価した結果を表３に示した。同時に鋼板の強度および継手の引張強度も示した。本発明で最も重要な因子である鋼板中及び溶接金属中のＢ量が適正な範囲にある発明例Ｎｏ．１〜１０では、溶接金属部、母材部、ボンド部のいずれも良好な靭性を示している。一方、Ｂ量が本発明の適正範囲を外れた比較例Ｎｏ．１１〜１５については低靭性部が認められる。比較例Ｎｏ．１１では溶接金属中のＢ量が過剰であり、溶接金属で低値を示し、ボンド部においても溶接金属と鋼板金属とがそれぞれ５０質量％含まれることにより低値となっている。Ｎｏ．１２は、溶接金属は良好であるが、鋼板の靭性が発明例に比べて約半分となっており、ボンド部の靭性にも若干影響し、良好な靭性は得られない。Ｎｏ．１３はボンド部でのＢ量が不足しているため、ボンド部の靭性が著しく低下している。Ｎｏ．１５では溶接金属、鋼板ともにＢ添加範囲を逸脱しており、その結果として、継手全体が低値を示している。

Ｎｏ．１４、１６、１７、１８は鋼板、溶接金属ともに適正Ｂ量が添加されており良好な靭性を示しているが、ボンド部ではＢ量が過剰となりボンド部の靭性は著しく低くなっている。

溶接継手を示す断面図である。冷却曲線の説明図である。本発明の範囲を示すグラフである。

符号の説明

１母材（鋼板）
２溶接金属
３熱影響部
４ボンド部
５シャルピー試験片
６ノッチ
１１温度上昇曲線
１２最高温度点
１３冷却曲線
１４冷却曲線

Claims

溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接継手において
Ｃ：０．０３〜０．１５質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．７０質量％
Ｍｎ：０．５〜２．０質量％
Ｐ：０．０３質量％以下
Ｓ：０．０００５〜０．００５０質量％
Ａｌ：０．００５〜０．１質量％
Ｔｉ：０．００４〜０．０２質量％
Ｎ：０．００２０〜０．００７０質量％
Ｂ：１０ｐｐｍ以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、板厚３０ｍｍ以上の大入熱溶接用鋼板と
Ｃ：０．０３〜０．１２質量％
Ｓｉ：０．１０〜０．８０質量％
Ｍｎ：０．８〜２．５質量％
Ａｌ：０．０２質量％以下
Ｎｉ：０．５〜４．０質量％
Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％
を含有し、選択元素として
Ｃｕ：０．８質量％以下
Ｃｒ：１．５質量％以下
Ｍｏ：１．０質量％以下
Ｖ：０．１０質量％以下
Ｎｂ：０．１０質量％以下
から選ばれた１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる溶接金属とが、下記式によって規定されるＢ量を鋼板及び溶接金属に含有することを特徴とする溶接継手。
１５≦Ｂ_W≦５５ ……（１）
２０≦Ｂ_W＋３Ｂ_P≦６０ ……（２）
但し、Ｂ_W＝溶接金属中のＢ量（ｐｐｍ）
Ｂ_P＝鋼板中のＢ量（ｐｐｍ）
前記大入熱用鋼板がさらに選択元素として
Ｎｂ：０．０５質量％以下
Ｖ：０．２質量％以下
Ｃｕ：１．０質量％以下
Ｎｉ：１．５質量％以下
Ｃｒ：０．７質量％以下
Ｍｏ：０．７質量％以下
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０質量％
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０１５０質量％
から選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接継手。