JP4464859B2

JP4464859B2 - 低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手及び溶接方法

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Publication number: JP4464859B2
Application number: JP2005109432A
Authority: JP
Inventors: 和利市川; 昌紀皆川
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-04-06
Filing date: 2005-04-06
Publication date: 2010-05-19
Anticipated expiration: 2025-04-06
Also published as: JP2006291241A

Description

本発明は、低降伏比鋼板を用い、良好なＨＡＺ靭性を有する大入熱溶接継手及び溶接方法に関するものである。

近年、中高層ビル、橋梁などの大型建築構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらにそのような構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング溶接法、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が希望されており、鋼材自身の靭性と同様に、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性への要求も厳しさを増している。また、大型建築構造物は、耐震性が要求されるため鋼材自身の低降伏比（ＹＰ／ＴＳ）特性及び高い引張強さの鋼が必要とされている。

一般に溶接入熱が大きくなるとＨＡＺ部の組織が粗大化し靭性が低下することが知られている。これに対し、大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ靭性を向上する方法として、種々の方法が提案されている。

微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法、Ｔｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている。

また、溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている（特許文献１、特許文献２）。Ｔｉ酸化物を含有した鋼は大入熱溶接部靭性向上に非常に有効である。この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制され、靭性の劣化が防止できるというものである。

さらに、特許文献３、４においては、溶接金属中にＢを含有させ、溶接中の高温を利用して溶接金属中のＢをＨＡＺ部に拡散させ、溶接金属に近いＨＡＺ部の有害な固溶ＮをＢＮとして固定するとともに、ＢＮが微細なフェライトの核として作用することでＨＡＺ部の靭性の向上を図っている。

特開昭６１−７９７４５号公報特開昭６２−１０３３４４号公報特開２００３−１３８３３９号公報特開２００３−２１１２６８号公報

特許文献３に記載のものは、鋼板のＣ含有量上限を０．１５％とし、特許文献４に記載のものもその実施例における鋼板のＣ含有量は０．０８％以下となっている。一方、高強度低降伏比鋼板においては、鋼板中のＣ濃度を０．１５％以上とすることによって、高強度と低降伏比の両立を図ることがある。このように母材中に高濃度のＣが存在する場合、ＨＡＺ部では母材中のＣが溶接熱影響を受けてセメンタイトに析出し、脆性亀裂の発生点となって靭性を劣化させる原因となるが、特許文献３、４に記載の方法ではこの問題に対処することができない。また、母材中のＣ含有量が高い場合には、溶接金属中のＢがＨＡＺ部に拡散してＨＡＺ部の焼入性を増大させる結果、特にＨＡＺ部の硬さが過剰に上昇し、靭性劣化を招く原因となる。

本発明は、Ｃ濃度が高い低降伏比鋼板を用いた場合であっても、良好なＨＡＺ靭性を有する大入熱溶接継手及び溶接方法を提供することを目的とする。

鋼板中のＣ濃度が高い値であっても、溶接金属中のＣ濃度が低い値であった場合、溶接入熱７０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱で溶接を行うと、溶接時の高温によって鋼板ＨＡＺ部中の炭素は低炭素の溶接金属中に拡散する。そのため、溶接後においてＨＡＺ部の炭素が低減し、その結果としてＨＡＺ部の靭性が向上することが明らかとなった。鋼板中のＣ濃度をＣ_b、溶接金属中のＣ濃度をＣ_wとしたときに、Ｃ_b−Ｃ_wの値を０．０６％以上とすると炭素拡散の効果を十分に発揮することができる。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板を、
Ｃ：０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．４〜２．８％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる溶接金属によって接合してなり、
前記鋼板中のＣ濃度をＣ_b、溶接金属中のＣ濃度をＣ_wとしたときに、Ｃ_b−Ｃ_wの値が０．０６％以上であることを特徴とする低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手。
（２）前記鋼板はさらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手。
（３）前記溶接金属はさらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００７％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（２）に記載の低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手。
（４）質量％で、Ｃ：０．１４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板を、７０ｋＪ／ｃｍ以上の入熱で溶接して接合し、
その接合部の溶接金属の含有成分を、Ｃ：０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．４〜２．８％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物で、かつ、
前記鋼板中のＣ濃度をＣ_b、溶接金属中のＣ濃度をＣ_wとしたときに、Ｃ_b−Ｃ_wの値が０．０６％以上であることを特徴とする低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手の溶接方法。
（５）前記鋼板はさらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（４）に記載の低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手の溶接方法。
（６）前記溶接金属はさらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００７％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（５）に記載の低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手の溶接方法。

本発明は、溶接金属中のＣ濃度を鋼板中のＣ濃度より０．０６％以上低い値とし、溶接中の高温を利用して炭素をＨＡＺ部から溶接金属中に拡散させることによってＨＡＺ部を低炭化し、Ｃ濃度が高い低降伏比鋼板を用いた場合であっても、良好なＨＡＺ靭性を有する大入熱溶接継手及び溶接方法を実現することができる。

まず、本発明の溶接継手及び溶接方法に用いる母材としての鋼板及び溶接金属それぞれについて、Ｃ濃度の限定理由について説明する。

鋼板中のＣ濃度（Ｃ_b）は鋼の強度を向上させるとともに低降伏比を得るために必要な元素である。鋼板中のＣ濃度が０．１４質量％未満では十分な母材強度が得られず、また降伏比が過剰となるので、下限を０．１４質量％とした。また、Ｃ濃度が０．２０質量％を超えると、溶接中におけるＨＡＺ部から溶接金属への拡散によっても十分にＨＡＺ部Ｃ濃度を低減することができず、ＨＡＺにおいて有害な脆化相である粗大なセメンタイトが生成し、また固溶Ｃの作用により硬さが課題となってＨＡＺ靭性が悪化するので、上限を０．２０質量％とした。

鋼板中のＣ濃度が高い値であっても、溶接金属中のＣ濃度が低い値であった場合、溶接入熱７０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱で溶接を行うと、溶接時の高温によって鋼板ＨＡＺ部中の炭素は低炭素の溶接金属中に拡散する。そのため、溶接後においてＨＡＺ部の炭素が低減し、その結果としてＨＡＺ部の靭性が向上する。

溶接継手における溶接金属中のＣ濃度（Ｃ_w）については、Ｃが０．０４質量％未満では溶接材料のコストが過大となり、また溶接金属の強度が不足するので、下限を０．０４質量％とした。また、Ｃが０．１１質量％を超えると母材とのＣ濃度の差が十分でなく、溶接金属に近いＨＡＺ部から溶接金属へのＣの拡散が十分生じない上に、有害な脆化相である粗大なセメンタイトが生成し、また固溶Ｃの作用により硬さが過大となって溶接金属靭性が劣化するので、上限を０．１１質量％とした。

鋼板ＨＡＺ部の含有炭素を溶接金属中に拡散させ、それによってＨＡＺ靭性を改善するためには、鋼板Ｃ濃度に比較して溶接金属Ｃ濃度が十分に低い値であることが必要である。本発明においては、鋼板中のＣ濃度（Ｃ_b）と溶接金属中のＣ濃度（Ｃ_w）の関係について、Ｃ_b−Ｃ_wの値が０．０６％以上であることを特徴とする。Ｃ_b−Ｃ_wの値が０．０６％以上であれば、溶接金属のＣ濃度がＨＡＺのＣ濃度に比較して十分に低くなり、溶接金属に近いＨＡＺ部から溶接金属へのＣの拡散量が十分であり、ＨＡＺにおいて粗大なセメンタイトを形成することなく、また固溶Ｃがマトリックスの靭性を劣化させることがないからである。

次に、本発明の溶接継手及び溶接方法に用いる母材としての鋼板におけるＣ以外の成分限定理由について説明する。

Ｓｉは母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であり、０．０５％以上添加するが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．２５％とした。

Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。

Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。

Ｓは含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。

本発明の鋼板は、さらに下記の元素を含有させることとしても良い。

Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させるために有効であり、０．１％以上必要であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇させるので、１．０％を上限とした。

Ｖ、ＭｏはＮｂと同様に鋼の強度及び靭性を向上させる効果を有するため、必要に応じてそれぞれ０．０１％、０．０５％以上含有させるがＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく低下させるため、それぞれ０．１％、０．６％を上限とした。

Ａｌは重要な脱酸元素であり、下限値を０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４％とした。

ＴｉはNと結合してＴｉ窒化物を形成させるために０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．０３％を上限とした。

Ｎｂは焼入れ性を向上させることにより鋼の強度および靭性を向上させるために有効な元素であり、０．００５％以上必要であるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく低下させるため０．０５％を上限とした。

Ｂは鋼の焼入性を改善すると共に、強度を向上させる元素であるが、０．０００５％未満では充分な効果が得られず、一方、０．００３％を超えると靭性を低下させるので、Ｂは０．０００５〜０．００３％とした。

ＣａはＣａ系酸化物を生成させるために０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００３％を上限とした。

ＭｇはＣａと複合して脱酸に使用することで酸化物個数を増加させる元素であり、必要に応じて０．０００３％以上含有させる。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、Ｍｇは０．００２％以下とした。

本発明に用いる鋼板は、降伏強度（あるいは０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上であると好ましい。また、降伏比が８０％以下であると好ましい。これら降伏強度及び降伏比を満足する鋼板において、本発明の効果が特に顕著となるためである。

次に、本発明の溶接継手における溶接金属、及び本発明の溶接方法で用いる溶接金属におけるＣ以外の成分限定理由について説明する。

Ｓｉは溶接金属の酸素固定、強度向上作用を有し、その含有量が０．１０％を下回ると固定されなかった溶接金属の酸素がＢと結合し、Ｂの効果が得られなくなり、また十分な溶接金属強度も得られないので、下限は０．１０％とした。また、０．８０％を超えると溶接金属の強度が過剰となって靭性が劣化するので、上限は０．８０％とした。

Ｍｎは溶接金属の強度向上作用を有し、その含有量が０．４％を下回ると十分な溶接金属強度が得られないので、下限は０．４％とした。また、２．８％を超えると溶接金属の強度が過剰となって靭性が劣化するので、上限は２．８％とした。

本発明で用いる溶接金属は、さらに下記の元素を含有させることとしても良い。

溶接金属中にＮｉを０．１％含有させることにより、溶接金属にＣを熱力学的に安定的に固溶させ、母材から溶接金属へのＣの拡散を促進することができるので好ましい。一方、Ｎｉを３．０質量％超含有させると溶接金属のコストが過大となるため、上限を３．０質量％とした。

Ｖは微量で効果的に溶接金属の強度を向上させることができるが、その含有量が０．０１％を下回ると十分な効果が得られないので、下限を０．０１％とした。また、０．６％を超えると溶接金属の強度が過剰となって靭性が劣化するので、上限は０．６％とした。

Ｍｏは溶接金属の焼入性を向上し、大入熱溶接時の溶接金属の靭性を効果的に改善することができるが、その含有量が０．０１％を下回ると十分な効果が得られないので、下限を０．０１％とした。また、１．０％を超えると溶接金属の強度が過剰となって靭性が劣化するので、上限は１．０％とした。

ＡｌもＳｉと同様に溶接金属の酸素固定作用を有し、０．００３％以上で効果を発揮する。しかしながら、０．０５％を超えると溶接金属の強度が過剰となって靭性が劣化するので、上限は０．０５％とした。

Ｔｉは酸化物を形成して強度、靭性の向上のために有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなる。その効果を発揮するためには溶接金属中に０．００１％以上含有される必要があるが、０．０５％を超えて溶接金属中に含有されると酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その上限を０．０５％とした。

ＮｂもＶと同様に微量で効果的に溶接金属の強度を向上させることができるが、その含有量が０．０１％を下回ると十分な効果が得られないので、下限を０．０１％とした。また、０．１％を超えると溶接金属の強度が過剰となって靭性が劣化するので、上限は０．６％とした。

Ｂは微量でも溶接金属中のオーステナイト粒界に偏析し、靭性に有害な粗大な初析フェライトの形成を抑制するので、０．０００１％以上含有する必要がある。しかしながら０．００７％以上含有されると過剰なＢがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限は０．００７％とした。

本発明の溶接継手及び溶接方法においては、溶接時の入熱が７０ｋＪ／ｃｍ以上において特に顕著な効果を発揮することができる。溶接入熱が７０ｋＪ／ｃｍ以上であれば、Ｃが拡散する高温（概ね８００℃以上）における滞留時間が長くなり、溶接金属に近いＨＡＺから溶接金属へのＣの拡散を十分に確保することができるからである。また、溶接入熱が７０ｋＪ／ｃｍ以上の場合において、従来方法では低降伏比鋼板の溶接ＨＡＺ部靭性劣化が激しく、本発明の効果が顕著に認められるからである。

表１、２に示す化学成分を有し板厚５０ｍｍの鋼板を用い、表３、４に示す入熱条件で１パスのエレクトロスラグ溶接あるいは多パスのサブマージアーク溶接を行い、溶接継手を形成した。溶接継手の溶接金属は表３、４に示す化学成分を有する。またその他の条件に関し、エレクストロスラグ溶接ワイヤについてはＪＩＳＺ３３５３ＹＥＳ６２に準拠し、エレクトロスラグ溶接フラックスについてはＪＩＳＺ３３５３ＦＳ−ＦＧ３に準拠し、サブマージアーク溶接ワイヤについてはＪＩＳＺ３３５１ＹＳ−Ｍ１に準拠し、サブマージアーク溶接フラックスについてはＪＩＳＺ３３５２ＦＳ−ＢＴ１に準拠した条件を用いている。

鋼板の製造方法は、転炉溶製し、ＲＨ真空脱ガス装置を用いて真空脱ガス処理を行うに際して脱酸を行っている。連続鋳造により２８０ｍｍ厚の鋳片に鋳造した後、１１５０℃で加熱し、圧延を経て水冷、室温まで冷却し、板厚５０ｍｍの鋼板として製造した。

溶接継手の溶接金属含有成分を表３、４に示す化学成分とするため、溶接に使用した溶接材料中の化学成分は、表２に示す溶接金属化学成分に対して、希釈の影響を考慮して所定量を添加した。なお、サブマージアーク溶接の場合は焼成型フラックス中に所定の合金粉末を添加することによっても容易に溶接金属の化学成分を調整することができる。

表３には母材特性、及びボンド部の靭性評価結果を示す。母材特性の計測は板厚中心にて代表的に評価した。ボンド靭性評価のためのシャルピー吸収エネルギーは、フュージョンライン部位で試験温度０℃にて６本の試験を行い、その平均値である。

表１、３、５の試験番号Ｓ１〜Ｓ１９が本発明例である。鋼板の化学成分、溶接金属の化学成分、Ｃ_b−Ｃ_wの値がいずれも本発明範囲内にある。鋼板Ｃ濃度はいずれも０．１４％以上であり、その結果降伏比が８０％以下であって低降伏比を実現している。鋼板Ｃ濃度が高濃度であって、かつ溶接入熱が８３〜９００ｋＪ／ｃｍと大入熱の溶接を行ったにもかかわらず、ボンド部の吸収エネルギーは７２Ｊ以上と良好なＨＡＺ部靭性を実現している。Ｃ_b−Ｃ_wの値を本発明範囲内として溶接中に鋼板ＨＡＺ部から溶接金属へのＣ拡散を促した結果として、ＨＡＺ部靭性が向上したものである。

表２、４、６の試験番号Ｓ２０〜Ｓ４０が比較例である。表２、４のアンダーラインは本発明範囲外であることを示す。

Ｓ２０は鋼板Ｃ濃度が本発明の下限よりも低いため、鋼板が低降伏比を実現していない。Ｓ２１は鋼板Ｃ濃度が高すぎ、Ｓ２２は鋼板Ｓｉ濃度が低すぎ、Ｓ２３は鋼板Ｓｉ濃度が高すぎ、Ｓ２４は鋼板Ｍｎ濃度が低すぎ、Ｓ２５は鋼板Ｍｎ濃度が高すぎ、いずれもボンド靭性が低すぎるという結果となった。

Ｓ２６はＣ_b−Ｃ_wの値が本発明の範囲から外れ、Ｓ２７は低入熱であるため、いずれも溶接時のＣ拡散が十分でなく、ボンド靭性が低すぎるという結果となった。

Ｓ２８は鋼板Ｎｉが高すぎ、Ｓ２９は鋼板Ｖが高すぎ、Ｓ３０は鋼板Ｃｒが高すぎ、Ｓ３１は鋼板Ｍｏが高すぎ、Ｓ３２は鋼板Ａｌが高すぎ、Ｓ３３は鋼板Ｔｉが高すぎ、Ｓ３４は鋼板Ｎｂが高すぎ、Ｓ３５は鋼板Ｂが高すぎ、Ｓ３６は鋼板Ｃａが高すぎ、Ｓ３７は鋼板Ｍｇが高すぎ、いずれもボンド靭性が低すぎるという結果となった。

Ｓ３８は、Ｃ濃度０．１７％で低降伏比の鋼板を入熱量８９４ｋＪ／ｃｍで大入熱溶接するに際し、溶接金属として特に低炭素化の配慮をしていない従来の溶接方法を採用したものである。ＨＡＺ部からのＣ拡散の効果が得られないため、ボンド靭性が低すぎるという結果であった。

Ｓ３９は、特許文献３に記載の従来例を示したものである。鋼板Ｃ濃度が低く、溶接中に溶接金属からＨＡＺ部にＢを拡散させており、ボンド靭性は十分であったものの、鋼板Ｃ濃度が低すぎるために鋼板の低降伏比を実現できていない。

Ｓ４０は、鋼板Ｃ濃度を高くして低降伏比とした鋼板を用い、特許文献３に記載の方法を適用したものである。溶接金属中のＢがボンド部に拡散し、ボンド部は高炭素であるために硬度が過剰に上昇し、靭性が劣化するという結果となった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板を、
Ｃ：０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．４〜２．８％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる溶接金属によって接合してなり、
前記鋼板中のＣ濃度をＣ_b、溶接金属中のＣ濃度をＣ_wとしたときに、Ｃ_b−Ｃ_wの値が０．０６％以上であることを特徴とする低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手。
前記鋼板はさらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％の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に記載の低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手。
前記溶接金属はさらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００７％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手。
質量％で、Ｃ：０．１４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板を、７０ｋＪ／ｃｍ以上の入熱で溶接して接合し、
その接合部の溶接金属の含有成分を、Ｃ：０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．４〜２．８％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物で、かつ、
前記鋼板中のＣ濃度をＣ_b、溶接金属中のＣ濃度をＣ_wとしたときに、Ｃ_b−Ｃ_wの値が０．０６％以上であることを特徴とする低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手の溶接方法。
前記鋼板はさらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手の溶接方法。
前記溶接金属はさらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００７％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の低降伏比鋼板を用いた大入熱溶接継手の溶接方法。