JP5696228B2 - 溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ及びそれを利用した溶接継手 - Google Patents

溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ及びそれを利用した溶接継手 Download PDF

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Description

本発明は海洋構造物、エネルギー、造船、建築、橋梁及び圧力容器などのフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）時に用いられるフラックスコアードアーク溶接ワイヤ及びそれを利用した溶接継手に関する。
最近、船舶、建築及び海洋構造物などは付加価値を確保するために大型化されるとともに、寒冷地及び深海地域などにその範囲が拡大されている。従って、上記構造物などは一度の事故で致命的な環境、人命、財産上の損失をもたらすため、適用される鋼材には高強度、極厚化及び低温靭性の高い素材が用いられている。
このような鋼材の開発とともに、堅固、且つ効率的な溶接が必要となった。これらの鋼材を溶接する方法として最も広く用いられる溶接技術が、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）技術である。
上記構造物において最も広く用いられる鋼材は、降伏点（ＹＰ）３２０〜４２０ＭＰａ、降伏強度（ＹＳ）４６０〜５６０ＭＰａ級のものであり、これら鋼材の溶接継手も母材と同一又は高い水準の特性を示さなければならない。寒冷地などで用いるためには、上記特性を満たし、且つ溶接継手の低温靭性（低温衝撃、ＣＴＯＤ）も高い水準でなければならない。
通常、溶接時に形成される溶接継手は、溶接材料が溶融されて一部の鋼材が希釈されて溶融プールを形成し、後に凝固して粗大な柱状晶組織に発達する。このような組織は溶接材料及び溶接施工時の入熱量によって変化し、このような溶接継手には粗大なオーステナイト結晶粒界に沿って粗大な粒界フェライト、ウィドマンステッテン フェライト、マルテンサイト及び島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）などが形成され、衝撃靭性が最も劣化するという問題点がある。
従って、海洋構造物などの溶接材料の大部分は、−４０℃〜−８０℃程度までのシャルピー低温衝撃靭性を確保するために、脱酸、脱窒、脱水素元素を添加するとともにＮｉ、Ｔｉ、及びＢなどの合金元素を複合添加して溶接金属組織の微細化を追求している。Ｔｉ−Ｂ−Ｎｉの複合添加による靭性向上手段は、ＣＴＯＤのような靭性特性向上の要求に対応すべく、１９８０年代の初めに開発されて実用化され、現在、ＹＰ５５０ＭＰａ級以下の多様な溶接材料において採用されている。
しかし、上記Ｔｉ−Ｂ−Ｎｉの複合添加による組織微細化のメカニズムは、Ｎｉによる基地強靭性、固溶Ｂの旧オーステナイト粒界偏析による初析フェライトの生成抑制作用、及びＴｉ、Ｂ、酸化物及び窒化物によるオーステナイト粒内における微細フェライトを生成させる。
上記のように、溶接構造物の安定性を確保するためには、溶接継手の微細組織を制御して溶接継手の衝撃靭性を確保する必要がある。これを解決するための手段には、溶接材料の成分を規定した技術として、例えば、特許文献１及び特許文献２などがあるが、上記発明では、溶接金属の微細組織及び粒径などを制御することができないため、溶接材料の十分、且つ安定的な溶接継手靭性を確保することが困難である。また、溶接施工時の溶接入熱量が０．８〜２．７ｋＪ／ｍｍ水準に変化することにより溶接継手の微細組織及び成分変化が必然的に発生するため、溶接継手の靭性確保がさらに困難となる。
また、上記フラックスコアードアーク溶接は、溶接時に保護ガスとして炭酸ガスを使用するため、アルゴンガスを使用するより経済的ではあるが、アーク安定性が不安定で、溶接時に微細な粒子が周りに飛散するスパッタ現象が多く発生するなど、溶接作業性の低下が問題として浮かび上がっている。
日本国特許出願公開平８−１０９８２号 日本国特許出願公開平１１−１７００８５号
本発明の一側面は、スパッタ発生量を低減させて溶接作業性及び溶接継手の低温靭性を向上させることができるフラックスコアードアーク溶接ワイヤ及びそれを利用した溶接継手を提供することである。
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．３〜１．４％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｔｉ＋ＴｉＯ：４．０〜７．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｂ：０．０１〜０．２％を含み、Ｙ：０．０２〜０．４２％またはＲＥＭ：０．０２〜０．５６％を含み、残りはＦｅ及び不可避な不純物を含む溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤを提供する。
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｂ：５〜６０ｐｐｍを含み、Ｙ：５〜２５０ｐｐｍ及びＲＥＭ：５〜２５０ｐｐｍのうち１種または２種を含み、残りはＦｅ及び不可避な不純物を含む低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手を提供する。
本発明によると、高強度物性を有するとともに、優れた低温衝撃靭性及び低温ＣＴＯＤ特性を有する溶接継手を提供し、且つ溶接時のスパッタ発生量を低減させて溶接作業性を向上させることができるという長所がある。
図１（ａ）、（ｂ）、及び（ｃ）はそれぞれ比較例１、発明例１、及び比較例７の微細組織を観察した写真である。 図２（ａ）は発明例１の複合介在物写真で、図２（ｂ）はこれをＥＤＸ分析したグラフである。 図３は、フラックスコアードアーク溶接方法を示す模式図である。
以下、本発明に対して詳しく説明する。
［溶接ワイヤ］
先ず、本発明の溶接ワイヤに対して詳しく説明する。本発明のフラックスコアードアーク溶接ワイヤは次の組成を含む（以下、重量％）。
炭素（Ｃ）の含量は０．０１〜０．１％にすることが好ましい。
Ｃは、溶接継手の強度及び溶接硬化性を確保するための必須元素であって、０．０１％以上添加することが好ましいが、その含量が０．１％を超えると、溶接性が大きく低下して溶接継手低温割れが発生しやすく、衝撃靭性が大きく低下する。
シリコーン（Ｓｉ）の含量は０．３〜１．４％にすることが好ましい。
Ｓｉの含量が０．３％未満では溶接継手内の脱酸効果が不十分で、溶接継手の流動性を低下させ、１．４％を超えると、溶接継手内の島状マルテンサイトの変態を促進して低温衝撃靭性を低下させ、溶接割れ感受性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。
マンガン（Ｍｎ）の含量は１．０〜３．０％にすることが好ましい。
Ｍｎは鋼中で脱酸作用及び強度を向上させる有効な作用とともに、基地組織内に置換型固溶体を形成し、基地を固溶強化させて強度及び靭性を確保するが、そのためには１．０％以上含有されることが好ましい。しかし、３．０％を超えると、低温変態組織を生成させるため、好ましくない。
チタン（Ｔｉ）の含量は０．００１〜０．３％で、Ｔｉ＋ＴｉＯ２の含量が４．０〜７．５％であることが好ましい。上記ＴｉはＯと結合して溶接継手、即ち、溶接金属に微細なＴｉＯ−（Ｔｉ、Ｂ）Ｎ複合酸化物を形成させるため、本発明では必須元素である。また、微細なＴｉＯ酸化物及び有効なＴｉＮ複合析出物を得るためには、Ｔｉが０．００１％以上、Ｔｉ＋ＴｉＯ２が４．０％以上添加されることが好ましいが、Ｔｉが０．３％を超えたり、Ｔｉ＋ＴｉＯ２が７．５％を超えると、粗大なＴｉ酸化物及び粗大なＴｉＮ析出物が形成されるため、好ましくない。
ニッケル（Ｎｉ）の含量は０．０１〜３．０％にすることが好ましい。
Ｎｉは固溶強化により基地の強度と靭性を向上させる有効な元素であって、０．０１％以上含有されることが好ましいが、３．０％を超えると、焼入れ性を大きく増加させ、高温割れの発生可能性があるため、好ましくない。
ホウ素（Ｂ）の含量は０．０１〜０．２％にすることが好ましい。
Ｂは焼入れ性を向上させる元素であって、粒界に偏析されて粒界フェライト変態を抑制するためには０．０１％以上必要であるが、０．２％を超えると、その効果が飽和され、溶接硬化性が大きく増加してマルテンサイト変態を促進して溶接低温割れ発生及び靭性を低下させるため、好ましくない。従って、Ｂ含量は０．０１〜０．２％に限定する。
本発明は、イットリウム（Ｙ）０．０２〜０．４２％またはＲＥＭ０．０２〜０．５６％を含むことが好ましい。上記Ｙ及びＲＥＭは溶接時に強脱酸剤として作用し、溶接中に生成されるＴｉ酸化物の安定性を増加させるとともに、酸化物の大きさを減らして個数を増加させることで、初晶デルタフェライトの核生成サイトとして作用して初晶フェライトの大きさを減らす。これよって、旧オーステナイトの大きさを減らして靭性及び強度を増加させる。
また、針状フェライトの生成を促進するとともに、Ｂの粒界偏析量を増加させて粒界フェライトの生成を抑制させる主な役割をする。即ち、旧オーステナイトの大きさ減少、針状フェライト分率の増加、及び粒界フェライトの制御を通じて強度を増加させるとともに、極低温（−４０℃及び−６０℃）における靭性を増加させる役割をする。このような結果は、極低温（−４０℃及び−６０℃）における衝撃及びＣＴＯＤ特性の向上を誘発する。
一方、Ｙ及びＲＥＭが添加される場合、アークの安定性を増加させる役割をする。これは、Ｙ及びＲＥＭが電子放出を容易にし、高温でも安定的な酸化物が安定的な陰極点を形成して溶接中の電流及び電圧を一定に保持させる役割をし、アークが一定となるためである。その結果、溶接中に一定のビードを保持させるとともに、溶接中に発生するスパッタの量を最小化して良好な溶接作業性を確保できるようにする役割もする。
そのため、Ｙ：０．０２〜０．４２％またはＲＥＭ：０．０２〜０．５６％を含むことが好ましい。
一方、ＹとＲＥＭの両方を含む場合は、０．１９〜０．６５％を含むことがより好ましい。
本発明の特性をより改善するために、上記組成に下記成分をさらに含むことがより好ましい。
本発明はニオブ（Ｎｂ）が０．１５％以下含まれることが好ましい。上記Ｎｂは溶接継手でＮｂ（Ｃ、Ｎ）の微細析出物を形成するために必要な元素である。但し、溶接ワイヤでの含量が０．１５％を超えると、溶接継手における粒界フェライトの形成を助長し、溶接金属部に炭化物のような硬化相を形成して溶接継手の靭性に悪影響を及ぼすため、溶接ワイヤの設計時にはＮｂの成分添加を０．１５％以下に制限することが好ましい。
残りはＦｅ及び不可避な不純物を含む。
本発明の溶接ワイヤは、スパッタ発生量を低減させて溶接作業性を向上させることができる。本発明の溶接ワイヤは、２８０Ａ−３０Ｖの溶接条件におけるアーク溶接時のスパッタ発生量が２．０ｍｇ／ｍｉｎ以下を満たす。
［溶接継手］
以下、本発明のワイヤを利用して製造された溶接継手に対して詳しく説明する。本発明の溶接継手は次の組成を含む（以下、重量％）。
炭素（Ｃ）の含量は０．０１〜０．１％にすることが好ましい。
Ｃは、溶接金属の強度及び溶接硬化性を確保するための必須元素であって、０．０１％以上含むことが好ましいが、その含量が０．１％を超えると、溶接性が大きく低下し、溶接継手低温割れが発生しやすく、衝撃靭性が大きく低下するため、０．０１〜０．１％に限定する。
シリコーン（Ｓｉ）の含量は０．１〜０．５％にすることが好ましい。
Ｓｉの含量が０．１％未満では硬化能が低下して強度確保が困難であり、０．５％を超えると、溶接金属内の島状マルテンサイトの変態を促進して低温衝撃靭性を低下させるなど、靭性低下及び溶接割れ感受性を増加させるため、好ましくない。
マンガン（Ｍｎ）の含量は０．５〜２．０％にすることが好ましい。
Ｍｎは鋼中でオーステナイトを形成させる元素であって、溶接部の靭性を向上させる有効な作用とともに、基地組織内部に固溶され強度を向上させて靭性を確保するが、そのためには０．５％以上含有されることが好ましい。しかし、２．０％を超えると、低温変態組織を生成させるため、好ましくない。
ニッケル（Ｎｉ）の含量は０．０１〜３．０％にすることが好ましい。
Ｎｉは固溶強化により基地の強度と靭性を向上させる有効な元素であって、０．０１％以上含有されることが好ましいが、３．０％を超えると、焼入れ性を大きく増加させ、高温割れの発生可能性があるため、好ましくない。
チタン（Ｔｉ）の含量は０．０２〜０．１％にすることが好ましい。
０．０２％以上のＴｉは溶接中にＯまたはＮと結合して溶接継手、即ち、溶接金属に微細なＴｉＯ−（Ｔｉ、Ｂ）Ｎ複合酸化物を形成させるため、本発明では必須元素である。特に、凝固中にオーステナイト粒内の微細針状フェライトの形成に有効な核生成サイトである微細なＴｉＯ酸化物を得るためには、一定量が必要である。しかし、Ｔｉが０．１％を超えると、粗大なＴｉ酸化物及び粗大なＴｉＮ析出物が形成されて低温靭性及び破壊靭性を低下させる。
ホウ素（Ｂ）の含量は５〜６０ｐｐｍにすることが好ましい。
Ｂは焼入れ性を向上させる元素であって、粒界に偏析されて粒界フェライト変態を抑制するためには５ｐｐｍ以上必要であるが、６０ｐｐｍを超えると、その効果が飽和され、溶接硬化性が大きく増加してマルテンサイト変態を促進して溶接低温割れ発生及び靭性を低下させるため、好ましくない。従って、Ｂ含量は５〜６０ｐｐｍにすることが好ましい。
本発明の溶接継手は、Ｙ：５〜２５０ｐｐｍ及びＲＥＭ：５〜２５０ｐｍのうち１種または２種を含む。上記Ｙ及びＲＥＭは酸素との親和力が著しく高い元素であって、溶接継手の溶接金属中に優先的に酸化されて非常に安定した酸化物を生成する。上記安定した酸化物は、溶接継手内の結晶粒界に偏析されて粒界フェライトの生成を抑制し、針状フェライトの生成を促進する役割をする。そのために、上記Ｙ及びＲＥＭの含量は５〜２５０ｐｐｍであることが好ましい。
本発明の溶接継手は、上記組成にＮｂ：０．０２％以下をさらに含んでもよい。Ｎｂの場合、溶接継手内のＮｂＣのような析出相を析出させて強度を増加させることができる元素であるが、０．０２％を超えると、析出相が増加するにつれて、低温靭性に悪影響を及ぼすため、Ｎｂ：０．０２％以下に制御することが好ましい。
残りはＦｅ及び不可避な不純物を含む。
本発明の溶接継手は、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｙ及びＲＥＭのうち一つ以上からなる複合介在物を含み、平均粒径が０．０１〜０．１μｍの複合介在物が全体複合介在物の６５％以下であることが好ましい。溶接継手内の複合介在物は、針状フェライトの核生成サイトとして作用し針状フェライトの生成を促進する。しかし、複合介在物の大きさが０．０１〜０．１μｍの微細介在物は、針状フェライトの生成時に核生成サイトとして作用せず、このような微細介在物が多くなると、低温での破壊起点として作用し低温破壊靭性に悪影響を及ぼすため、平均粒径が０．０１〜０．１μｍの複合介在物が全体複合介在物の６５％以下形成されることが好ましい。
また、上記複合介在物は、１ｍｍ２当たりに、平均粒径が１μｍ以上の介在物が２００個以上であることが好ましい。フラックスコアード溶接材料の全姿勢溶接性を確保するために多量の介在物が溶接継手に必然的に入る。これらの介在物が針状フェライトの核生成サイトとして作用して針状フェライトの生成を促進する。このような水準を満たすためには、１ｍｍ２当たりに、平均粒径が１μｍ以上の介在物が２００個以上であることが好ましい。
本発明の溶接継手は、旧オーステナイトの大きさが４００μｍ以下であることが好ましい。一般的に、旧オーステナイトの大きさによって常温で生成されるフェライトの大きさが決まる。即ち、旧オーステナイトの大きさが小さいほど、最終的に生成されるフェライトの大きさが小さくなり、それにより結晶粒界が多くなる。このような結晶粒界は、低温ＣＴＯＤ試験時に破壊される現象を遅延させる役割をする。従って、上記旧オーステナイトの大きさが４００μｍを超えると、低温破壊を遅延させる役割をするには不十分になるため、４００μｍ以下であることが好ましい。
本発明の溶接継手の微細組織は、針状フェライトを面積分率で８６％以上含むことが好ましい。針状フェライトは溶接継手内で強度増加と低温靭性増加を同時に確保できる組織である。また、針状フェライトの分率が高くなると、靭性を確保することができる温度領域を低めることができる。従って、−４０、−６０、−８０℃で優れた低温靭性を確保するためには、８６％以上の針状フェライトが組織的に形成されることが好ましい。
本発明の溶接継手は、−８０℃での低温衝撃靭性（ＣＶＮ）が６０Ｊ以上で、−６０℃での低温ＣＴＯＤが０．２５ｍｍ以上を満たし、優れた低温靭性を有する。
以下、本発明の実施例に対して詳しく説明する。
（実施例１）
下記表１の組成を有する溶接ワイヤを製造し、上記ワイヤを利用して、１００％ＣＯ２保護ガスを適用して０．８〜２．７ｋＪ／ｍｍ入熱量でフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）をした。
上記溶接により得られた溶接継手の組成を表２に示した。それぞれの溶接継手の低温衝撃靭性及び低温ＣＴＯＤ評価を行い、その結果を表２に示した。上記低温衝撃靭性は、ＫＳ規格（ＫＳ Ｂ ０８０１）４号の試験片を利用してシャルピー衝撃試験（ＣＶＮ）を通じて評価した。
一方、上記溶接継手の微細組織及び介在物を観察し、その結果を表３に示した。上記微細組織及び介在物は、画像分析機と電子顕微鏡を利用したポイントカウンティング法で測定した。
Figure 0005696228
Figure 0005696228
Figure 0005696228
Figure 0005696228
上記表２及び３の結果から、本発明の範囲を満たす溶接継手、即ち、発明例では、すべて−８０℃での低温衝撃靭性が６０Ｊ以上で、−６０℃での低温ＣＴＯＤ特性が０．２５ｍｍ以上であり、非常に優れた低温靭製を有することが分かる。
これに比べて、ＹまたはＲＥＭが含まれない比較例１から３では、針状フェライトの比率が低く形成され、粗大な旧オーステナイト組織を有することが確認でき、本発明で求める低温靭性値に到逹できないことが分かる。
また、ＹまたはＲＥＭの含量が本発明に及ばない比較例４から６、及び本発明の範囲から外れた比較例７から８では、針状フェライトの分率が低いだけでなく、旧オーステナイトの代りにベイナイト組織を有することが分かる。即ち、上記比較例４から６では、本発明の低温靭性値に及ばないことを確認することができた。
一方、図１の（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）はそれぞれ上記比較例１、発明例１、及び比較例７の微細組織を観察した写真である。図１の（ｂ）に示したように、本発明例では、微細組織の大部分が針状フェライトに形成されることが確認できるが、図１の（ａ）と同様に、Ｙの添加量が不足する場合には、十分な針状フェライトが形成されないことが分かり、図１の（ｃ）と同様に、Ｙが過度に添加された場合は、低温靭性に悪影響を及ぼすベイナイト、マルテンサイト、及びＭ−Ａ組織が観察されることが分かる。
また、図２の（ａ）は、上記発明例１の複合介在物を観察した写真であり、（ｂ）はこれをＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）で分析したグラフである。これにより、本発明の溶接継手ではＹが添加された複合酸化物が形成されることが分かる。
（実施例２）
本発明のフラックスコアード溶接ワイヤを使用する場合のスパッタ発生量を測定して溶接作業性の改善を観察した。
下記表４の組成（重量％）を有するフラックスコアード溶接ワイヤを用意し、これに２８０Ａ−３０Ｖの溶接条件でフラックスコアードアーク溶接を実施した。上記表１において、残りはＦｅ及び不可避な不純物からなる。
それぞれのフラックスコアードアーク溶接ワイヤを利用し、図３のような溶接方法で溶接を行った。このとき、母材を基準として、アークの長さとワイヤの長さを４回ずつ測定して表２に示し、各溶接時に発生したスパッタ発生量を測定してその結果を表５に示した。
Figure 0005696228
Figure 0005696228
上記表５に示したように、Ｙを添加した本発明例では、アーク長さが減少することが分かり、その結果、スパッタ発生量が低減することが分かる。
これに比べて、Ｙを添加しない比較例では、アークの長さが長くなることを確認することができ、このとき、発生したスパッタ発生量も発明例に比べて約３５〜４０％さらに増加することが分かる。
従って、フラックスコアード溶接ワイヤにＹを添加することで、スパッタ発生量を低減させて優れた溶接作業性が確保できる。

Claims (11)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．３〜１．４％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｔｉ＋ＴｉＯ：４．０〜７．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｂ：０．０１〜０．２％を含み、
    Ｙ：０．０２〜０．４２％またはＲＥＭ：０．０２〜０．５６％を含み、残りはＦｅ及び不可避な不純物を含み、
    溶接継手の微細組織は針状フェライトが面積分率で８６％以上である、溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ。
  2. 前記Ｙ及びＲＥＭを両方とも含む場合、Ｙ及びＲＥＭの和が０．１９〜０．６５％である、請求項１に記載の溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ。
  3. 前記溶接ワイヤはＮｂ：０．１５％以下をさらに含む、請求項１または２に記載の溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ。
  4. 前記溶接ワイヤは２８０Ａ−３０Ｖの溶接条件におけるアーク溶接時のスパッタ発生量が２．０ｍｇ／ｍｉｎ以下である、請求項１に記載の溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ。
  5. 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｂ：５〜６０ｐｐｍを含み、
    Ｙ：５〜２５０ｐｐｍ及びＲＥＭ：５〜２５０ｐｐｍのうち１種または２種を含み、残りはＦｅ及び不可避な不純物を含み、
    溶接継手の微細組織は針状フェライトが面積分率で８６％以上である、低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。
  6. 前記溶接継手はＮｂ：０．０２％以下をさらに含む、請求項５に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。
  7. 前記溶接継手はＴｉ、Ｍｎ、Ｙ及びＲＥＭのうち一つ以上からなる複合介在物を含み、平均粒径が０．０１〜０．１μｍである複合介在物が全体複合介在物の６５％以下である、請求項５または６に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。
  8. 前記複合介在物の個数が１ｍｍ２当たり２００個以上である、請求項７に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。
  9. 前記溶接継手の旧オーステナイトの大きさが４００μｍ以下である、請求項５または６に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。
  10. 前記溶接継手は−８０℃での低温衝撃靭性が６０Ｊ以上である、請求項５または６に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。
  11. 前記溶接継手は−６０℃での低温ＣＴＯＤ特性が０．２５ｍｍ以上である、請求項５または６に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。
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