본 발명은 이러한 과제를 해결하기 위하여 강판에 복합 첨가한 석출물 형성 원소를 용접 열 이력 (welding heat history) 중에 석출시키고, 강판의 항복 응력을 용접중의 온도 변화에 따라서 소정의 범위에 둠으로써 동일한 용접 입열량에 대한 용접 각 변형을 억제하고, 또 용착 금속의 용접 열 이력중의 항복 응력의 변화를 특정하는 것으로서 용접 각 변형을 한층 더 작게 억제하는 것을 특징으로 한다.이에 부가하여, 본 발명은 ① 강판의 성분을 한정하므로써 700 - 400℃의 항복 강도를 상승시키는 것과, ② 솔리드 와이어(solid wire), 플럭스 코어드 와이어(flud cored wire), 메탈 코어드 와이어(metal cored wire) 등의 와이어에 관하여도 성분을 한정시키므로서, 용착 금속의 700 - 400℃의 항복강도를 상승시키든가, 혹은 용접재료의 Ar3변태 온도를 낮추어 변형 팽창을 크게 하는 것과, ③ 용접 조건에 관하여서는 Q/h2를 3 (Kcal/cm3)이하로 하는 것에 의한 세 가지의 상호 작용으로 용접 변형을 저감하는 것을 특징으로 한다.즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다. 먼저, 강재를 중량%로 C: 0.02 - 0.25%, Si: 0.01 - 2.0%, Mn: 0.30 - 1.5%, Al: 0.003 - 0.10%, Nb: 0.005 - 0.10%, Mo: 0.05 - 1.00%, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 된 성분에 특정하여 판 두께 3 - 100mm(특히 판 두께가 3 - 25mm 의 경우에는 Nb 및 Mo 의 상한을 각각 0.025%로 한다)의 강판으로 제조하여, 그 강판의 항복 응력을 실온 이상 600℃ 이하의 온도 범위에 걸쳐서, 강판의 온도 T에서의 항복 응력 σyT와 실온에서의 항복 응력 σy의 비가 (1)식을 충족시키는 범위로 한다.1.00 - 1.083 × 10-3T < (σyT/σy) < 1.16-5.101 × 10-4T····(1)단, T: 강판의 온도(℃) (단 실온이상 600℃ 이하의 범위로 한다)σyT: 강판의 온도가 T 일 때의 항복 응력 (MPa)σy: 실온에서의 항복 응력 (MPa)또한, 판 두께가 3 - 25mm 의 경우에는 하기 (2)식의 범위의 항복 응력으로 하는것이 바람직하다.1.00 - 1.083 × 10-3T < (σyT/σy) < 1.16-7.333 × 10-4T····(2)다음에 용접재료의 성분을 용접 금속 전 중량에 대하여, C: 0.03 - 0.15%, Si: 0.2 - 1.0%, Mn: 0.3 - 3.0% 를 함유하고, 또, Cu: 0.1 - 1.5%, Cr:0.1 - 3.0%, Mo: 0.1 - 2.0%, V: 0.1 - 0.7%, Nb: 0.01 - 0.50% 중의 적어도 일종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 된 성분에 특정하고, 또한, 용접 금속 중에 차지하는 각원소의 중량% 에 의하여 (3) 식으로 정하는 α - γ 변태온도 T 가 620℃ 미만이 되도록 한다.T(。C) = 630 - 476.5C + 56Si - 19.7Mn - 16.3Cu - 26.6Ni - 4.9Cr + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti - 19.lNb + 19.8.4Al + 3315B ····(3)이러한 용접 재료를 용접하는 것으로서, 용착 금속의 항복 응력을 판 두께 방향의 온도 분포에 응하여 하기 (4)식, 바람직하기는 (5)식으로 규정하는 범위로 할 수 있다.1.00 - 1.083 × 10-3To< (σyoto/σyo) < 1.16 - 5.101 × 10-4To····(4)l.00 - 1.083 × 10-3To< (σyoto/σyo) < 1.16 - 7.333 × 10-4To····(5)단, To: 용착 금속의 온도 (℃)(단, 실온 이상 600℃ 이하의 범위로 한다)σyoto: 용착 금속의 온도가 T일 때의 항복 응력 (MPa)σyo: 실온에서의 항복 응력 (MPa)본 발명에 있어서, 상기 강판과 상기 용접 재료를 따로 따로 사용하여 용접하여도 종래의 방법으로 용접한 경우에 비하여 대폭으로 용접 각 변형량을 감소시킬 수 있으나 양자를 병용하므로써 더욱, 용접 각 변형량을 감소시킬 수 있다.또, 본 발명의 어떤 경우에서도 용접 각 변형량이 작기 때문에 용접 입열량을 크게(Q/h2를 3 Kcal/cm3에 가까이 한다)하는 것이 가능하며, 용이하게 용접할 수 있다.[실시예]먼저, 본 발명의 기술 사상에 관하여 언급한다.강판의 용접 변형을 방지하기 위하여 용접 열 이력에 수반하는 각 변형과 용접 잔류 응력형성 후의 버클링 변형을 방지할 필요가 있다. 그 때문에, 예를 들면 용접입열량을 용접되는 판 두께에 대하여 작게 하든가 또는 용접 전에 인장 응력을 부여하는 등의 용접법 및 용접 장치의 개발은 여러 번 행하여 왔다. 그러나, 강재면으로부터 용접 변형을 저감하는 시도는 성공하지 못하고 있다.일반적으로, 용접시에는 강판의 판 두께 방향에 온도 분포가 생기고, 용접 비드(bead)에 가까운 위치는 고온에 노출되기 때문에, 열응력이 강판의 항복 응력을 즉시 넘어서 소성변형이 진행한다. 소성변형의 진행에 의하여 소성변형이 증가하고, 용접 종료 후에 온도가 실온까지 내려간 시점에서 그 소성 변형에 기인하는 잔류응력이 형성되고, 일반적으로 상기 부분의 잔류 응력은 인장 응력으로 되어 수축변형을 하려고 한다. 이 잔류 응력의 크기는 실온에서의 항복 응력이기 때문에 실온에서의 항복 응력이 높을수록 잔류 응력도 크며, 수축 변형의 구동력도 큰 것으로 된다.용접 비드로부터 떨어진 위치에서는, 강판 온도가 그다지 상승하지 않기 때문에 용접 비드에 가까운 위치에 비해 꽤 늦게서야 항복 응력을 넘는다. 여기서 용접 비드로부터 떨어진 위치에 항복 응력이 온도의 상승에 의하여도 그다지 저하하지 않으면 용접 비드에 가까운 위치가 수축하여 각 변형을 일으키고자 하여도 그 변형의 큰 저항으로 된다.따라서, 용접 열 이력에 수반하는 온도의 상승에 응하여 항복 응력의 저하가 Nb, Mo의 복합 첨가에 의한 석출 강화로 억제되면 용접 각 변형을 억제하는 것이 가능하다. 한쪽에서 용접 종료 온도가 실온까지 저하된 시점에서의 용접 잔류 응력은 실온에서의 항복 응력으로 되어 있기 때문에, 실온에서의 항복 응력이 너무 크면 잔류 응력에 의하여 열 버클링을 일으켜서 용접 각 변형과는 별도의 용접 변형이 생겨 버린다. 따라서, 최종적인 용접 변형을 억제하기 위해서는 실온에서의 항복 응력이 과대해지는 것을 피하는 것과, 용접 열 이력중의 고온 영역에서의 항복 응력의 저하량을 감소시키는 것을 잘 조정할 필요가 있다. 실온에서의 항복 응력의상한은 고온 영역에서의 항복 응력과 조정하여 결정하기 때문에 무조건적으로 규정할 수 없으나, 기준으로서 36 Kgf/mm2이하가 바람직하다. 금속조직은 페라이트이어야 하고 베이나이트, 마르텐사이트 등과 같은 저온 변태 조직은 면적율로 30% 미만으로 억제되어야 한다.이와 같이, 용접 각 변형을 억제하기 위하여서는 상온에서의 항복 응력이 작고, 용접 열 이력 중의 고온에서의 항복 응력이 높은 것이 필수이다. 통상의 강은 온도의 상승과 함께 연속적으로 또한 똑같이 항복 강도가 저하하기 때문에, 상기와 같은 조건을 만족시키기 위하여서는 상온에서의 항복 응력(σy)과 용접 열 이력중의 고온에서의 항복 응력(σyT)의 비(比)(σyT/σy)를 크게 하는 (1에 가깝게 하는) 것이 필요하다. 즉, 용접 열 이력에 응하여 강판의 항복 응력을 소정의 범위로 제어함으로써 용접 각 변형을 억제하는 것이 가능하다.본 발명에서는 대상으로 하는 강판의 판 두께를 3mm 이상 100mm 이하로 한다. 판두께가 3mm 미만에서는 용접에 의하여 판 두께 방향 전면이 거의 동시에 항복해 버리고, 본 발명의 효과가 없어질 뿐만 아니라 용접 잔류 응력에 의하여 용이하게 열버클링을 이르키고 만다. 또 판 두께 25 mm를 넘으면 용접 변형은 급격히 감소하고, 100 mm를 넘으면 용접 각 변형 그 자체가 그다지 문제가 되지 않는다.본 발명의 강판은 용접에 수반한 판 두께 방향의 온도 분포에 응하여 항복 응력이 소정의 범위에 있는 것을 특징으로 하지만, 그 때의 항복 응력은 (1)식, 바람직하기는 (2)식을 충족할 필요가 있다.1.00 - 1.083 × 10-3T < (σyT/σy) < 1.16 - 5.101 × 10-4T····(1)1.00 - 1.083 × 10-3T < (σyT／σy) < 1.16 - 7.333 × 10-4T····(2)단, T: 강판의 온도(℃)(단 실온이상 600℃ 이하의 범위로 한다)σyT: 강판의 온도가 T 일때의 항복 응력(MPa)σy: 실온에서의 항복 응력(MPa)여기서, (σyT/σy)가 (1)식 및 (2)식의 좌변에서 표시되는 하한보다 작으면, 용접열 이력에 의하여 용접 비드로부터 떨어져 있는 위치도 용이하게 항복해 버리고 각변형을 억제할 수 없다. 또, (σyT/σy)가 (1)식, 바람직하기는 (2)식의 우변에서 표시되는 상한보다 크면, 용접 비드에 가까운 위치에서도 소성변형이 진행되지 않고 용접 금속 자체가 갈라져 버리는 경우가 있다. 또한 여러 가지의 실험에서 600℃초과에서의 항복 응력의 값은 용접 각 변형량에 미치는 영향이 작다는 것을 확인했으므로, (1)식 및(2)식의 효과는 실온으로부터 600℃ 의 범위에서의 항복 응력을 규정하면 충분하다.또, 용접 열 이력에 응하여 용착금속의 항복 응력이 변화하는 것을 이용하여 용접변형을 억제하는 것도 가능하다. 용착금속은 용융응고를 거쳐 온도가 내려가는 과정에서 수축변형을 한다. 그때의 용착금속의 항복 응력이 온도에 대하여 (4)식, 바람직하기는 (5)식을 충족시키는 범위에 있으면 용접 변형이 억제된다.1.00 - 1.083 × 10-3T < (σyT/σy) < 1.16 - 5.101 × 10-4To····(4)1.00 - 1.083 × 10-3T < (σyT/σy) < 1.16 - 7.333 × 10-4To····(5)단, To: 용착금속의 온도(℃)(단 실온이상 600℃이하의 범위로 한다)σyoto: 용착금속의 온도가 To일때의 항복 응력(MPa)σyo: 실온에서의 항복 응력(MPa)여기서, (σyT/σy)가 (4)식, 및(5)식의 좌변에서 표시되는 하한보다 작으면, 용접중에 용접비드의 소성변형이 너무켜져 버려서 각 변형량이 증가한다. 또(σyoTo/σyo)가 (4)식, 바람직하기는 (5)식의 우변에서 표시되는 상한보다 크면, 용접 열 이력중에 용착금속자체가 갈라져 버리고 마는 경우가 있기 때문이다.또, 본 발명의 강판을 본 발명의 용접재료를 사용하여 용접하므로서 상승효과로 용접 각 변형량을 더욱 저감시키는 것이 가능하다.본 발명은 용접방법에 의존하지 않고 종래의 보고와 같이 용접입열량을 작게하므로서 용접 변형을 작게 억제할 수 있다. 종래의 보고에서는 Q/h2= 3 - 5(Kcal/cm3)의 조건이 되도록 판두께 h(cm)단위 길이당의 용접입열량 Q(cal/cm)의 관계의 용접조건을 택할 경우에 용접 각 변형량이 최대로 된다고 하고 있다. 이때문에 Q/h2가 3 - 5(Kcal/cm3)보다 작든가, 또는 커질 수 있는 용접조건으로 용접하므로서 용접 변형은 보다 억제된다.그렇지만, 본 발명에서의 각 변형량은 전체적으로 작기 때문에, 상기의 용접입열량에 영향받지 않고, Q/h2가 3 - 5 Kcal/cm3이라하여도 용접 각 변형량을 1.55 ×1O-2rad 이하로 작게 억제할 수 있으므로, 용접조건으로서 매우 유리하다.여기서 본 발명의 특성을 실험 데이타에 의거하여 거듭 설명한다.먼저 제 1 도에 표시한 바와 같은 항복 응력의 온도 의존성을 보유하는 강판(A-G)을 제 2 도에 표시하는 바와 같은 항복 응력의 온도 의존성을 보유하는 용접재료(a-g)로 제 1 표에 표시한 용접조건으로 용접하였다.제 1 도는 용접시의 각 온도 (T)에서의 강판의 항복 응력 (σyT)과 실온에서의 항복응력 (σy)의 비 (σyT/σy)와, 강판의 온도 (T)와의 관계를 표시한 그래프로, 본 발명의 강판(A, B, C, F)은 (σyT/σy) = 1.16 - 5.1101 × 10-4T ∼ 1.0 - 1.083 ×10-3T의 범위에 있으며, 특히 바람직한 범위는 (σyT/σy) = 1.16 - 5.1101 × 10-4T ∼ 1.16 - 7.333 × 10-4T 의 범위에 있다.같은 방법으로 제 2 도는 용접시의 각 온도 (To)에서의 용착 금속의 항복 응력 (σyoTo)과 실온에서의 항복 응력 (σyo)의 비(σyoTo/σyo)와, 용착 금속의 온도 (To)와의 관계를 표시한 그래프로, 본 발명의 용접 재료 (a, b, c, f)는 (σyoTo/σyo) = 1.16 - 5.101 × 10-4To∼ 1.0 - 1.083 × 10-3To의 범위에 있으며, 특히 바람직하기는(σyoTo/σyo) = 1.16 - 5.101 × 10-4To∼ 1.16 - 7.333 × 10-4To의 범위에 있다. 용접 각 변형량의 측정은 제 3 도의 시험편에 관하여 제 4 도에 표시한 방법으로 측정하였다. 먼저 동일한 용접 재료를 사용했을 경우, 본 발명에 따른 강 A, B, C, F 의 각 변형량은 비교 강 D, E, G의 각 변형량보다 작다. 또한 동일한 강판을 용접하는 경우, 본 발명의 용접 재료 a, b, c, f를 사용하여 용접한 강판의 각 변형량은 비교 용접 재료 d, e, g 의 각 변형량보다 작다. 또 본 발명의 강판을 본 발명의 용접 재료로 용접한 경우의 용접 각 변형량은 비교 강판과 비교 용접 재료를사용한 경우에 비하여 압도적으로 작다는 것을 알 수 있다.제 5 도는 용접 입열량 (Q/h2)를 가로축으로 하고, 용접 각 변형량을 세로축으로 하여, 제 2 표에 표시하는 본 발명법과 비교법의 용접 각 변형량을 비교한 것이다.가로축의 Q/h2는 단위 길이당의 입열량을 두께의 제곱으로 나눈 단위 체적당의 입열량을 나타내고 있으며, 두께 및 용접법에 의존하지 않고 용접 각 변형량과 일정한 관계(Q/h2= 3 - 5 Kcal/cm3에 피크를 갖는 곡선: △ 비교재를 참조)로 되어 있다. 도면에 있어서, 판 두께 h가 두꺼울수록 또 단위 길이 당의 용접 입열량 Q가 작을수록, 도면의 좌측이 된다. 판이 두꺼울수록 판 자체의 강성이 높아지고, 또 용접입열량이 작아질수록 용접의 열에 의하여 항복 응력이 저하하는 영역이 작아지기 때문에 용접 각 변형량은 작아진다 (Q/h2<3Kcal/cm 이하). 한편, 판 두께 h가 얇을수록, 또 단위 길이당의 용접 입열량 Q가 클수록, 도면의 우측이 된다. 판 두께에 비하여 입열량이 크기 때문에 용접부 근방은 고온으로 되고, 판 두께 전면에 걸쳐 γ화하고 항복 응력이 거의 0으로 된다. 따라서, 버클링이 생기기 쉽게 된다. 버클링에 의하여 소성 변형은 집중하고, 결과적으로 용접 각 변형량 자체는 작아진다.상기 도면에서 알 수 있는 바와 같이, 강판, 용접재료와 함께 본 발명의 경우에는 어떠한 용접 입열량의 경우에도 강판, 용접재료 모두 본 발명 이외의 것에 대하여 용접 각 변형량은 현저히 작아져 있다.강판이나 용접재료 중 어느 하나라도 본 발명의 범위내에 속하는 경우에는 용접 각변형량의 감소가 충분히 얻어질 수 있다.따라서, 본 발명에 따르면, 적어도 강판이 그 성분 범위를 본 발명의 범위내로 하여 제조되면, 항복 응력비 (σyT/σy)를 식 (1) - 식 (2)의 사이에 넣을 수 있으며, 이것에 의하여 용접 입열량에 관계없이 용접 각 변형량을 종래의 방법에 비하여 현저히 적게 할 수 있다.본 발명의 강판과 용접재료를 조합한다면 더 한층 그 효과를 상승시킬 수 있다. 또한, 본 발명에 의한 강판은 선상 가열에 의한 각 변형량이 크며 열소성 가공성에 뛰어나다는 것이 확인되었다.선상 가열 가공에서는 강판의 접어 구부림 등의 가공을 실시하는 부분을 선상에 가열한 후 냉각함으로써 가열면에 인장 소성 가공 영역이 형성된다.용접과 달리, 선상 가열에서는 입열량이 작기 때문에 가열면만 온도가 상승하고 상기 면에서만 소성 영역이 형성된다. 이 때문에 그 소성 가공의 크기는 가열면의 강판의 항복 응력 (σyT)과 비 가열면 (실온)의 강판의 항복 응력 (σy)의 비로 결정되며, 이 비 (σyT/σy)의 값이 1 에 가까울수록 가열 시에 도입되는 소성변형은 커지며, 강판은 잘 구부러진다.본 발명의 강판은 가열 시에 도입되는 소성변형이 크므로 선상 가열에 의한 열소성가공성에 뛰어난 것이다.표 4는 본 발명 강 및 비교 강을 표 3의 가열조건으로 선상 가열을 행한 경우의 각변형량을 표시하고 있다. 동일한 판 두께로 비교한 경우에 본 발명에 의한 강은 선상 가열에 의한 소성변형이 크므로 각 변형량도 비교 강에 비하여 크다. 제 6 도는 버너 이동속도와 각 변형량의 관계를 표시한 것이다. 동일 판 두께로 비교한 경우, 본 발명은 비교 강에 비하여, 여하한 버너 이동속도에 있어서도 선상 가열 각 변형량이 크다. 다음에, 전술한 효과를 얻을 수 있는 본 발명 강의 성분한정의 이유에 관하여 설명한다.C는 강재를 강화하기 위하여 불가결의 원소로서, 0.02% 미만에서는 원하는 고강도가 얻기 힘들고, 또 0.25%를 넘으면 용접부의 인성이 손상되기 때문에 0.02% 이상 0.25% 이하로 한정하였다.Si는 탈산을 촉진하고 또한 강도를 올리는 것에 효과적인 원소이므로 0.01% 이상 첨가하지만 첨가가 지나치면 용접성을 열화시키기 때문에 2.0% 이하로 억제한다.Mn은 저온인성을 향상시키는 원소로서 유효하므로 0.30% 이상 첨가하지만 1.5% 초과하여 첨가하면 용접 균열을 촉진시키고 또 실온에서의 항복 응력이 과대하게 될염려가 있으므로 1.5% 이하로 억제한다.Al은 탈산제로서 유효하므로 0.003% 이상 첨가하여도 좋으나 과량의 Al은 재질에 있어서 유해한 개재물을 생성하기 때문에 상한을 0.10%로 하였다.Nb는 용접 열 이력중의 석출에 의하여 항복 응력을 높이고, 용접 각 변형의 억제에 큰 효과를 가져온다. 첨가량이 적으면 석출 강화량이 부족하기 때문에 0.005%가 첨가하지만, 과도한 첨가는 실온에서의 항복 응력이 지나치게 높아져 용접 각 변형의 억제에는 거꾸로 불리해지기 때문에 0.10% 이하에 억제하고, 바람직하기는 0.025% 이하로 한다.Mo는 Nb와 같이 용접 열 이력중의 석출에 의하여 항복 응력을 높이고, 용접 각 변형의 억제에 큰 효과를 가져온다. 특히 Nb와의 복합 첨가에 의한 상승효과가 용접 각 변형의 억제에 유효하다. 용접 열 이력의 초기에는 비교적 석출이 빠른 Nb가 유효하게 작용하고, 후기에는 비교적 석출이 늦은 Mo가 유효하게 작용한다. Mo의 첨가량이 적으면 석출 강화량이 부족하기 때문에 0.05% 이상 첨가하지만, 과도한 첨가는 실온에서의 항복 응력이 너무 높아져 용접 각 변형의 억제에는 역으로 불리해지기 때문에, 1.00% 이하로 억제하고, 바람직하기는 0.25% 이하로 한다.Ti는 미량의 첨가로 결정립의 미세화에 유효하므로 0.001% 이상 첨가하지만, 다량으로 첨가하면 용접부 인성을 열화시키므로 첨가량의 상한은 0.10%로 한다.Cu, Ni, Cr, W 는 어느 것이나 본 발명에 첨가한 경우, 고용 강화에 의하여 강의 강도를 상승시키는 것이 가능하므로 0.05% 이상 첨가하지만, 과도한 첨가는 용접성을 손상시키고, 또 실온에서의 항복 응력의 과대하게 되므로, 첨가량의 상한을 Cu에 관하여는 2.0%, Ni에 관하여는 3.5%, Cr에 관하여는 1.5%, Co 및 W에 관하여는 0.5%로 한다. 단, Cu, Ni 에 관하여서는 1.5% 이하가 바람직하다.V는 석출 효과에 의하여 강도의 상승에 유효하여 용접 변형 억제 효과를 높이는 작용을 하기 때문에 0.002% 이상 첨가하지만, 과도한 첨가는 인성을 손상시키는 것이 되기 때문에 상한을 0.10%로 하였다.B는 소입성을 향상시키는 원소로서 알려져 있으며 본 발명 강에 첨가한 경우 강의 강도를 상승시킬 수 있으며 0.0002% 이상 첨가하지만, 과도한 첨가는 B의 석출물을 증가시켜서 인성을 손상시키는 것이 되기 때문에 상한을 0.0025%로 하였다.Rem과 Ca는 S의 무해화에 유효하며, Rem은 0.002% 이상, Ca는 0.0003% 이상 첨가하지만, 과도한 첨가는 인성을 해치는 것이 되므로 상한을 각각 0.10%, 0.0040%로 하였다.다음에 이상의 성분 범위를 보유하는 강판을 소정의 판 두께에 제조하는 방법에 관하여 설명한다.상기 성분을 보유하는 용강을 주조기에 주입하여 주조한 강괴 혹은 강편을 주조 후 1100℃ 이상으로 재 가열한 후에 압연을 개시한다. 이것은 본 발명의 목적, 즉 용접 변형을 방지하기 위하여 용접에 수반하는 온도의 상승에 응하여 Nb와 Mo를 복합 석출시켜서 항복 응력의 저하를 억제하게 하는 것이 필요하기 때문이다. 즉, 상기의 고온 영역에 있어서 강판 중의 Nb와 Mo의 고용량을 충분히 확보하여 용접 열 이력 중의 석출 강화를 가능케 하는 것이다.이 때문에 주조 후 1100℃ 미만까지 온도가 저하하기 전에 직접 압연을 개시하든가, 재 가열 압연의 경우는 가열 온도를 1100℃ 이상으로 한다. 온도가 1100℃ 미만이 되면 Nb가 석출을 시작하여 고용량을 충분히 확보할 수 없다.다음에 압연 중의 석출을 억제하기 위한 압연을 될 수 있는 한 고온에서 종료한다. 판의 온도가 850℃ 미만이 되면 Nb의 석출이 현저하게 되기 때문에 압연의 하한 온도를 850℃로 한다. 또 900℃ 이하의 압연에서는 소위, 가공 유기 석출에 의하여 Nb의 석출이 조장되기 때문에, 900℃ 이하에서의 전 압하율을 50% 이하로 억제하는것이 바람직하다.압연 후는 방냉하여도 좋으나, 압연 종료 후 즉시 500℃ 이하까지 냉각함으로써 고용량을 보다 많이 확보할 수 있다. 단, 200℃ 미만까지 냉각하면 실온에서의 항복응력이 용이하게 36Kgf/mm2초과로 되어 과대해지므로 냉각의 하한 온도를 200℃로 한다. 또 냉각속도는 l℃/S 미만에서는 냉각의 효과를 인정받지 못하고, 40℃/sec를 넘으면 실온의 항복 응력이 너무 높아지므로 1℃/sec 이상 40℃/sec 이하에서 냉각한다.다음에 전술한 용착 금속이 얻어지는 용접재료의 성분에 관하여 설명한다. 통상의 아크 용접법의 냉각속도의 범위에 있어서, α- γ 변태 온도 (Ar3변태점 온도) TF(℃)는 대략 하기 (3)식에 의하여 예측 가능하다. 이 식에서 명확한 것처럼 γ - 형성원소인 Ni, Cu, Nb, C 를 소정량 첨가하여 Ar3변태점을 저하시키는 것이 가능하다. 일반적으로 변태점 온도가 낮을수록 변태 팽창량이 커지며, 냉각시의 수축에 의하여 발생하는 용접 잔류 변형을 완화하는 것이 됨으로써 변태 팽창량의 증대가 용접 변형의 저감에 기여하는 것을 생각할 수 있다. 그러나 과냉 오스테나이트 변태는 베이나이트 조직의 출현 등과 같은 것 때문에 변태 팽창량과 단순하게 명확한 상관관계를 보여주지 않으므로 여기서는 Ar3변태점 온도에 착안하였다.TF(℃) = 630 - 476.5C + 56Si - 19.7Mn - 16.3Cu - 26.6Ni - 4.9Cr + 38.1 Mo +124.8V + 136.3Ti - 19.1Nb + 198.4Al + 3315B ····(3)한편, T형 필렛 용접 접합부에 발생하는 각 변형량은 제 7 도에 표시하는 바와 같이 용접재료의 Ar3변태점 온도와 분명한 관계가 있고 변태점 온도가 낮은 값일수록 발생하는 각 변형량의 작은 값이라는 것을 찾아냈다. 이 사실은 변태점 온도가 낮아짐으로써 변태 팽창량이 커지며, 응고에 수반하는 수축을 어느 정도 해소하기 위한 것이라고 생각된다. 또, γ - 형성원소인 Ni, Mn, Cu, C 의 성분계에 더하여 Cr, Mo, Nb, V 의 원소를 함유하는 경우에는 (3)식에 의하여 부여되는 γ3변태온도 TF의 값이 후자를 함유하지 않는 경우와 비교하여 약간 높은 값이라도, 발생하는 각 변형량이 작은 것을 발견하였다. 이 사실은 Cr, Mo, Nb, V 의 원소가 어느 것이나 변태가 생기는 온도에서 기계적 강도를 증가시킴으로써 변형을 억제하기 위한 것이라고도 생각된다. 용접 변형에 의하여 예컨대 압축하중에 대한 버클링 강도가 저하하는 것이든가, 이음매 제작상의 치수 정밀도 등의 검토에서 상술한 변형 교정작업을 필요로 하지 않는 각 변형량의 한계 값을 주는 변태점 온도를 Cr, Mo, Nb, V 의 원소 첨가의 영향을 고려한 결과 얻어진 관계식이 (6)식으로 표시된다.TF< 620℃····(6)이상의 γ3변태점 온도를 보유하는 용접 재료를 침지 아크 용접 (submerged arc welding)법 등에 의하여 용접하면 용접 금속은 제 2 도에 표시하는 항복 응력 변형(σyoTo/σyo)를 보유하고, 용접 각 변형을 충분히 낮게 할 수 있다.또, 본 발명에서의 용접 와이어의 성분 원소의 특정치(値)와 그 첨가량에 관하여 설명한다 (원소 첨가량의 값은 와이어 전중량에 대한 중량% 이다).C는 변태점 저하의 효과가 있고, 강도의 점에서도 0.03% 이상이 필요하다. 그러나, 과도한 첨가는 용적 금속부의 고온 균열 민감성의 증대와 인성 저하로 이어지기 때문에, 상한을 0.15%로 하고, 바람직하기는 0.09% 이하로 한다.Si는 용접 금속 중의 산소량을 저감함과 동시에 비드 형상을 개선하는 효과가 있으며 적어도 0.2% 이상 필요하다. 그러나 과도의 첨가는 용접 금속의 인성을 저하시키므로 상한을 1.0%로 한다.Mn은 변태점 저하의 효과가 크며, Ni의 보조로서 적어도 0.3% 이상, 바람직하기는 0.8% 이상 첨가할 필요가 있다. 과도한 첨가는 용접 금속의 고온 균열 민감성의 증대와 인성저하에 이어지기 때문에, 상한을 3.0% 로 할 필요가 있다.Ni 는 대표적인 γ - 형성원소이며, 변태점 저하의 효과가 크다. 적어도 0.2% 이상 첨가할 필요가 있다. 첨가량이 너무 많을 경우에는 코스트 상승을 가져오므로 상한은 9.0%로 하지만, 예컨대, 해양 구조물에 있어서, 전기적으로 용접 금속부가 너무 비싸져서, 국부전지를 형성하여 용접 열 영향부가 선택적으로 부식되게 되므로 바람직하기는 상한을 5.0%로 하는 것이 좋다.이상의 원소는 변태점을 저하시키는데 효과가 있는 원소이며 여기에 더하여 변태가 생기는 온도 영역에서의 강도를 증가하는 것으로서 이하의 원소를 함유하는 것이다.Cu에 관하여서도 변태점 저하의 효과가 있으므로 0.1% 이상 첨가할 필요가 있다. 과도한 첨가는 용접 금속의 인성 저하에 연결되기 때문에 상한을 1.5%로 한다.Cr에 의한 강도 증가의 효과가 생기기 때문에 O.1% 이상의 첨가가 필요하다. 첨가량이 너무 많을 경우에는 상온 강도 및 경도가 증가하여 인성이 열화하고, 또 용접성도 저하하므로 상한을 3.0%로 한다.Mo에 관하여는 강도의 점에서 0.1% 이상의 첨가가 필요하다. 변태 온도를 상승시키는 효과가 크기 때문에, 상한을 2.0%로 한다.V에 관하여서도 0.1% 이상의 첨가로 강도 상승의 효과가 있다. 과대한 첨가는 실온에서의 강도, 경도의 상승에 의하여 인성이 열화하고, 변태 온도를 상승시키는 것이 되므로 상한을 0.7%로 한다.Nb에 관하여서도 0.01% 이상의 첨가로 강도 상승의 효과가 있다. 과대한 첨가는 상온 강도 및 경도의 상승을 초래하므로 상한을 0.5%로 하지만, 더욱 인성 열화를 방지하기 위하여서는 0.05% 이하로 하는 것이 바람직하다.이상이 용접시에 발생하는 각 변형량을 저감시키는 수단이지만, 본 발명자들은 더한층 용접후의 마무리 비드 형상을 개선하는 것 (이용 분야의 확대)을 고려하여, 슬래그 (slag)제 성분에 관하여도 검토하였다. 그 결과, 슬래그 생성제의 이용은 용접후의 비드 형상을 개선할 수 있음과 동시에 용접시에 발생하는 스패터(spatter) 양을 대폭으로 감소하는 것이 가능하게 되었다.본 발명에서는 상기 특성을 근거로, 각 성분의 함유율을 하기와 같이 저하였다.TiO2: 2.5 - 6.5%TiO2는 아크의 안정성 및 슬래그 피포성 (covering property)을 높이는 데 있어서도 불가결의 성분이며 2.5% 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없다. 그러나 6.5%를 넘으면 슬래그의 점성이 너무 높아져서 비드 형상이 악화하고, 또 용접 금속 중에 과잉의 환원 티타늄이 잔류되어 기계적 성질 (특히, 인성)이 저하한다.TiO2이외의 산화물 : 0.3 - 2.5%TiO2이외의 산화물로서는 SiO2, A12O3, ZrO3, MnO, MgO, FeO, Fe2O3등을 들 수 있으나 이들은 슬래그의 점성을 조정함과 아울러 비드 외관, 형상을 좋게 할 뿐만 아니라, 전위치 (all position) 용접성을 양호하게 한다.0.3% 미만에서는 이들의 효과를 유효하게 발휘하지 못하는 반면 너무 많으면 용융슬래그 점성이 현저히 저하하여 용접 작업성이 극단적으로 악화하므로 2.5% 이하에 멈추게 하여야 한다.또, 본 발명자들은 비드 형상의 개선에만 그치지 않고, 더 한층의 고능률화를 고려하여 용착 속도의 향상에 대하여도 검토하였다. 그 결과, 철분의 이용은 용접후의 비드 형상을 개선하고, 용접시에 발생하는 스패터 양을 감소할 수 있음과 아울러 용착 속드를 대폭으로 향상하는 것이 가능하게 되었다.본 발명에서는 상기 특성을 근거로 각 성분의 함유율을 하기와 같이 저하였다.철분 : 4.0 - 12.0%금속 분말 플럭스가 들어 있는 와이어의 특징인 용접 능률 향상 효과를 충분히 달성시키기 위하여서는 4.0% 이상 첨가할 필요가 있다. 4.0% 미만에서는 와이어의 용착 속도가 늦어지고, 용접 능률이 저하한다. 한편 12%를 넘으면 플럭스 중의 타의성분, 예컨대, 슬래그 형성제, 탈산제, 합금제 등의 절대량이 부족하여 비드 형상이 열화하거나, 소정의 강도를 얻을 수 없다. 따라서 철분은 4.0 - 12.0% 의 범위로 한다.아크 안정제 : 0.05 - 1.1%철분을 주체로 하는 본 발명 와이어에 있어서는, 아크를 안정화하여 스패터 발생량을 저감시키기 위하여 첨가가 필요하다. 아크 안정제가 0.05% 미만에서는 아크 안정제로서의 효과를 얻을 수 없다. 한편, 1.1%를 넘으면 거꾸로 아크 길이가 극단적으로 길어져 용적 이행성 (droplet transferability)을 방해하기 때문에 스패터가 다발한다. 따라서 아크 안정제는 0.05 - 1.1% 의 범위로 한다. 또한 여기서 말하는 아크 안정제란 Li, Na, K 등의 알칼리 금속 및 그 화합물을 들 수 있다.슬래그 형성제 : 0.3 - 3.5%슬래그 형성제는 비드 형상을 개선하기 위하여 용착 속도의 저하를 일으키지 않는 범위에서 첨가할 필요가 있다. 0.3% 미만에서는 비드 형상 개선 효과는 인정받지 못하고, 3.5% 를 넘으면 슬래그 양이 증대하여 슬래그가 혼입되는 등의 결함이 생기거나 용접 능률이 저하한다. 따라서 아크 안정제를 제외한 슬래그 형성제는 0.3- 3.5%로 한다. 또한 슬래그 형성제로서는 TiO2, SiO2, ZrO2, Al2O3, MnO, MgO 등의 산화물, CaF2, BaF2, MgF2, LiF 등의 불화물 및 CaCO3, BaCO3등의 탄산염이 사용될 수 있다.여기에 더하여 본 발명에 관련되는 와이어의 플럭스 충진률은 철분을 사용하느냐 않느냐에 관계없이, 4 - 20%로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 충진률이 20% 를 넘으면 와이어 드로잉 (wire drawing) 시에 와이어 파단 문제가 다발하고 생산성이 나빠지기 때문이며, 또한 4% 보다 적어지면 아크의 안정성이 손상되기 때문이다.와이어의 단면 형상에는 하등의 제한도 없으며 2mm 이하의 소경의 경우에는 비교적 단순한 원통상의 것이 일반적이다. 또, 심레스 (seamless) 와이어에 있어서는 표면에 Cu 등의 도금 처리를 실시하는 것도 유효하다.이상 언급한 강재와 용접재료를 사용하여도 판 두께를 h(cm), 용접 입열을 Q(cal/cm)로 하였을 때에 Q/h2가 3.OKcal/㎤ 이내일 때 변형량 저감효과가 보다 일층 발휘되므로 Q/h2는 3.O Kcal/㎤ 이하로 하는 것이 바람직하다.실시예 1먼저 표 5에 표시한 화학 성분계의 강을 제 6 표에 표시하는 제조 조건에 따라 강판으로 만들었다. 이들의 강판을 표 7에 표시되는 용접 조건으로 용접한 결과, 표 8 중에 표시한 각 변형량으로 되고, 본 발명법에 의한 강은 극히 용접 각 변형량이 작다는 것을 알 수 있다. 용접 각 변형량의 측정은 제 3 도에 표시한 시험편을 사용하여 제 4 도에 표시하는 방법으로 측정하였다.즉, 시험 편은 본 발명의 강판 (1)에 강판 (2)을 수직으로 배치하고 강판 (2)의 양단에서 구속 (3)하고, 양 강판의 접촉 양단부에서 태크 웰딩 (tack weld) (4) (4개소)하여 구성하였다.용접 종료 후, 제 4 도에 표시한 W (판폭)와 d를 측정한 하기 (7)식에서 각 빈형량 δ를 구하였다.δ = 0.5 Sin-1(2d/W) ····(7)제 8 표에 그 결과를 표시한다. 먼저 동일한 용접 재료를 사용한 경우, 본 발명의 각 변형량은 비교강의 각 변형량보다 작다. 제 8 도는 Q/h2를 가로축으로 하여, 본 발명강과 비교강의 용접 각 변형량을 비교한 것이다. 본 발명은 여하한 Q/h2의 용접 조건에 대하여도 용접 각 변형량을 억제하고 있었다.표 9는 표 10의 가열조건으로 선상 가열을 행한 경우에 각 변형량을 나타내고 있다.동일한 판 두께로 비교한 경우, 본 발명에 의한 강은 선상 가열에 의한 각 변형량은 비교강에 비하여 크다. 제 9 도는 버너 이동속도와 각 변형량의 관계를 나타낸 것이다. 동일 판 두께로 비교한 경우, 본 발명은 비교강에 비하여 여하한 버너 이동속도에 있어서도 선상 가열 각 변형량이 컸었다. 실시예 2표 11에 표시한 화학 성분을 보유하는 강판을 제조하고, 이들의 강판을 표 12에서 표시하는 용접 재료 (와이어)와 플럭스를 이용하여 제 3도에서 표시한 T 형 필렛 용접 시험 편을 제작하였다.용접 조건은 표 13에 표시한 것과 같았다.용접 종료 후, 각 변형량 δ를 측정한 후, 용접 금속의 종단면을 관찰하고, 용접 금속의 균열의 유무 및 비드 형상을 판정하였다. 총합 평가로서, 각 변형량 δ의 크기로서 제 3 도에 표시되는 W 와 d의 값을 이용하여 (7)식으로 계산되는δ의 값이 1.2 × 10-2라디안(radian) 미만이고 또한 균열의 발생이 보이지 않은 것 및 비드 형상, 외관이 뛰어난 것은 합격, 그 이외의 것은 불합격으로 하였다.표 14에 그 결과를 표시한다. 표 14로부터 명백한 것과 같이 본 발명의 조건으로 용접한 이음매 (시험번호Ⅰ)는 모두 각 변형향이 작고, 균열의 발생도 없고 또한 비드 형상, 외관도 양호한데 대하여 본 발명의 조건으로부터 벗어난 모든 이음매 (시험번호 Ⅳ)는 약간의 문제점을 갖고 있었다.또, 비교강이 본 발명의 범위내에 속하는 와이어와 함께 사용된 경우 (시험번호 II) 및 본 발명의 범위내에 속하는 강이 본 발명의 범위를 벗어나는 와이어와 함께 사용된 경우 (시험번호 III), 시험번호 Ⅳ 의 경우에 비하여 용접 각 변형량이 소량이었다. In order to solve the above problems, the present invention precipitates the precipitate-forming element added to the steel sheet during the welding heat history, and sets the yield stress of the steel sheet in a predetermined range according to the temperature change during the welding to produce the same welding. It is characterized by suppressing the welding angular deformation with respect to the heat input amount and further suppressing the welding angular deformation by specifying a change in the yield stress in the welding heat history of the weld metal. Increasing the yield strength of 700-400 ° C by limiting the composition of the steel sheet, and ② About wires such as solid wire, flux cored wire and metal cored wire By limiting the degree component, the yield strength of the weld metal is increased to 700 to 400 ° C. or Ar of the welding material is increased.3Increase the deformation expansion by lowering the transformation temperature, and 3) Q / h for welding conditions.23 (Kcal / cm3It is characterized by reducing the welding deformation by three interactions by the following. That is, the gist of the present invention is as follows. First, the steels in weight% C: 0.02-0.25%, Si: 0.01-2.0%, Mn: 0.30-1.5%, Al: 0.003-0.10%, Nb: 0.005-0.10%, Mo: 0.05-1.00%, glass Specific to the components consisting of additional Fe and unavoidable impurities, it is made of a steel plate with a sheet thickness of 3 to 100 mm (particularly, when the plate thickness is 3 to 25 mm, the upper limit of Nb and Mo is 0.025%), and the yield of the steel sheet is yielded. Yield stress σ at a temperature T of the steel sheet over a temperature range of room temperature to 600 ° CyTYield stress at room temperatureyRatio is within the range to satisfy the formula (1): 1.00-1.083 × 10-3T <(σyT/ σy) <1.16-5.101 × 10-4(1) However, T: temperature (° C) of the steel sheet (but in a range of room temperature to 600 ° C or less) σyT: Yield stress (MPa) σ when temperature of steel sheet is Ty: Yield stress at room temperature (MPa) Moreover, when plate | board thickness is 3-25 mm, it is preferable to set it as yield stress of the range of following formula (2) .1.00-1.083 x 10-3T <(σyT/ σy) <1.16-7.333 × 10-4(2) Next, the components of the welding material contain C: 0.03-0.15%, Si: 0.2-1.0%, Mn: 0.3-3.0%, based on the total weight of the weld metal, and Cu: 0.1 to 1.5%, Cr: 0.1 to 3.0%, Mo: 0.1 to 2.0%, V: 0.1 to 0.7%, Nb: 0.01 to 0.50%, and the balance is specific to the component consisting of Fe and unavoidable impurities Also, the α-γ transformation temperature T defined by Eq. (3) is less than 620 ° C based on the weight percent of each element in the weld metal. T (.C) = 630-476.5C + 56Si-19.7Mn -16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti-19.lNb + 19.8.4Al + 3315B (3) By welding these welding materials, the yield stress of the weld metal was measured. It can be set as the range prescribed | regulated by following formula (4), Preferably it is (5) according to the temperature distribution of the thickness direction.1.00-1.083 x 10-3To<(σyoto/ σyo) <1.16-5.101 × 10-4To(4) l.00-1.083 × 10-3To<(σyoto/ σyo) <1.16-7.333 × 10-4To(5) However, To: Temperature of the weld metal (° C) (but, range from room temperature to 600 ° C or less) σyoto: Yield stress (MPa) σ when the temperature of the weld metal is Tyo: Yield stress at room temperature (MPa) In the present invention, even when the steel sheet and the welding material are welded separately, the welding angular deformation amount can be greatly reduced as compared with the conventional welding method, but both are used in combination. This can further reduce the welding angular deformation amount. Further, in any case of the present invention, since the welding angular deformation amount is small, the welding heat input amount is large (Q / h).23 Kcal / cm3It is possible to weld easily. [Examples] First, the technical idea of the present invention will be described. In order to prevent welding deformation of the steel sheet, each deformation and welding accompanying the welding heat history are welded. It is necessary to prevent the buckling deformation after residual stress formation. Therefore, the development of the welding method and welding apparatus, for example, making the amount of welding heat input small with respect to the plate | board thickness welded, or giving a tensile stress before welding, etc. has been performed many times. However, attempts to reduce the weld deformation from the steel surface have not been successful. In general, during welding, a temperature distribution occurs in the sheet thickness direction of the steel sheet, and a position close to the weld bead is exposed to high temperature. Plastic deformation proceeds as the stress immediately exceeds the yield stress of the steel sheet. As the plastic deformation increases due to the progress of plastic deformation, the residual stress attributable to the plastic deformation is formed when the temperature is lowered to room temperature after the end of welding. Generally, the residual stress of the part becomes tensile stress, do. Since the magnitude of the residual stress is the yield stress at room temperature, the higher the yield stress at room temperature, the larger the residual stress and the greater the driving force for shrinkage deformation. In the position away from the welding bead, the steel sheet temperature does not rise so much that welding The yield stress is exceeded quite late compared to the location close to the bead. Here, if the yield stress does not drop much at the position away from the weld bead due to an increase in temperature, the position close to the weld bead contracts and thus a large resistance of the deformation is caused even if it is to cause angular deformation. When the drop in yield stress is suppressed by precipitation strengthening by the composite addition of Nb and Mo in response to the increase in temperature, it is possible to suppress the weld angular deformation. Since the welding residual stress at the point where the welding end temperature is lowered to room temperature on one side is the yield stress at room temperature, if the yield stress at room temperature is too large, thermal buckling occurs due to the residual stress, and is independent of the welding angle deformation. Welding deformation occurs. Therefore, in order to suppress the final welding deformation, it is necessary to adjust well to avoid excessive yield stress at room temperature and to reduce the decrease in yield stress in the high temperature region during the welding heat history. The upper limit of yield stress at room temperature cannot be defined unconditionally because it is determined by adjusting with the yield stress in high temperature region, but it is 36 Kgf / mm as a reference.2The following is preferable. The metal structure should be ferrite and the low temperature transformation structure such as bainite, martensite, etc. should be suppressed to less than 30% by area ratio. Thus, in order to suppress the welding angular deformation, the yield stress at room temperature is small, High yield stress at high temperature is essential. In general steels, the yield strength decreases continuously and equally with the increase in temperature, and in order to satisfy the above conditions, the yield stress (?y) And yield stress at high temperature during welding heat historyyTRatio (σ)yT/ σyIt is necessary to enlarge (close to 1)). That is, it is possible to suppress weld angular deformation by controlling the yield stress of the steel sheet in a predetermined range in response to the welding heat history. In the present invention, the sheet thickness of the steel sheet to be targeted is 3 mm or more and 100 mm or less. If the plate thickness is less than 3 mm, the entire surface in the sheet thickness direction is yielded at the same time by welding, and the effect of the present invention is not only lost, and the heat buckle is easily caused by the welding residual stress. If the thickness exceeds 25 mm, the weld deformation decreases drastically, and if it exceeds 100 mm, the weld angle deformation is not a problem. The steel sheet of the present invention has a yield stress in response to the temperature distribution in the plate thickness direction accompanying welding. It is characterized by being in a predetermined range, but the yield stress at that time needs to satisfy the formula (1), preferably the formula (2) .1.00-1.083 × 10-3T <(σyT/ σy) <1.16-5.101 × 10-4T ... (1) 1.00-1.083 × 10-3T <(σyT／ Σy) <1.16-7.333 × 10-4(2) where T is the temperature (° C) of the steel sheet (but the range is from room temperature to 600 ° C or less) σyT: Yield stress (MPa) σ when temperature of steel sheet is Ty: Yield stress at room temperature (MPa), where (σyT/ σyIf () is smaller than the lower limit indicated on the left side of the equations (1) and (2), the position away from the weld bead due to the welding heat history is also easily yielded, and the angular deformation cannot be suppressed. Again, (σyT/ σyWhen () is larger than the upper limit indicated by the right side of Formula (1), preferably Formula (2), the plastic deformation may not proceed and the weld metal itself may crack even at a position close to the weld bead. In addition, in various experiments, it was confirmed that the value of the yield stress at a temperature above 600 ° C. had a small effect on the amount of deformation of the weld. It is sufficient to define the stress. In addition, it is also possible to suppress the welding deformation by using the change in the yield stress of the weld metal in response to the welding heat history. The deposited metal undergoes shrinkage deformation during the process of melting and solidification. When the yield stress of the weld metal at that time is in a range satisfying the formula (4), preferably the formula (5) with respect to the temperature, welding deformation is suppressed. 1.00-1.083 × 10-3T <(σyT/ σy) <1.16-5.101 × 10-4To(4) 1.00-1.083 × 10-3T <(σyT/ σy) <1.16-7.333 × 10-4To(5) However, To: Temperature of welded metal (℃) (but not more than room temperature and less than 600 ℃) σyoto: The temperature of the weld metal is ToYield Stress (MPa) σyo: Yield stress at room temperature (MPa), where (σyT/ σyWhen () is smaller than the lower limit indicated at the left sides of the equations (4) and (5), the plastic deformation of the weld bead becomes too high during welding, and the amount of deformation increases. Again (σyoTo/ σyo() Is larger than the upper limit indicated on the right side of the formula (4), preferably, the formula (5), the weld metal itself may be cracked during the welding heat history. By welding using a welding material, it is possible to further reduce the welding angular deformation amount due to the synergistic effect. The present invention can reduce the welding deformation by making the welding heat input amount small as in the conventional report without depending on the welding method. In conventional reports, Q / h2= 3-5 (Kcal / cm3It is said that the welding angular deformation amount is maximized when the welding conditions of the welding heat input Q (cal / cm) per plate thickness h (cm) unit length are selected to be a condition of). Because of this Q / h23-5 (Kcal / cm3The welding deformation is further suppressed by welding in a welding condition that is smaller than or larger than). However, since each deformation amount in the present invention is entirely small, it is not affected by the above-described welding heat input amount and Q / h.23-5 Kcal / cm3Even in this case, the weld angular deformation is 1.55 ×-2Since it can be suppressed to less than rad, it is very advantageous as a welding condition. Here, the characteristics of the present invention will be described repeatedly based on experimental data. First, a steel sheet having a temperature dependency of yield stress as shown in FIG. AG) was welded under the welding conditions indicated in the first table with a welding material (ag) which retains the temperature dependence of the yield stress as shown in FIG. 2. FIG. Yield stress of steel sheet (σyT) And yield stress at room temperature (σyRatio of (σyT/ σy) And a graph showing the relationship between the temperature (T) of the steel sheet, the steel sheets (A, B, C, F) of the present invention is (σyT/ σy) = 1.16-5.1101 × 10-4T-1.0-1.083 × 10-3Is in the range of T, and a particularly preferred range is (σyT/ σy) = 1.16-5.1101 × 10-4T-1.16-7.333 × 10-4In the same way, Figure 2 shows the angular temperature at welding (ToYield stress of the deposited metal at ()yoTo) And yield stress at room temperature (σyoRatio of (σyoTo/ σyo) And the temperature of the deposited metal (ToIn the graph showing the relationship with), the welding material (a, b, c, f) of the present invention is (σyoTo/ σyo) = 1.16-5.101 × 10-4To1.0-1.083 × 10-3ToIs particularly preferably (σ)yoTo/ σyo) = 1.16-5.101 × 10-4To-1.16-7.333 × 10-4ToIs in the range of. The measurement of the welding angle deformation amount was measured by the method shown in FIG. 4 with respect to the test piece of FIG. First, when the same welding material is used, the respective deformation amounts of the steels A, B, C, and F according to the present invention are smaller than the respective deformation amounts of the comparative steels D, E, and G. Moreover, when welding the same steel plate, each deformation amount of the steel plate welded using the welding material a, b, c, f of this invention is smaller than each deformation amount of the comparative welding material d, e, g. In addition, it can be seen that the welding angular deformation amount when the steel sheet of the present invention is welded with the welding material of the present invention is overwhelmingly smaller than when the comparative steel sheet and the comparative welding material are used.2) Is the horizontal axis, and the welding angle deformation amount is the vertical axis, and the welding angle deformation amount of the present invention method and the comparative method shown in the second table is compared. Q / h of the horizontal axis2Represents the heat input per unit volume divided by the heat input per unit length divided by the square of the thickness, and has a constant relationship with the welding angle strain (Q / h) regardless of the thickness and welding method.2= 3-5 Kcal / cm3Curve with a peak at? (See Comparative Material). In the figure, the thicker the plate thickness h and the smaller the heat input quantity Q per unit length, the left side of the figure. The thicker the plate, the higher the rigidity of the plate itself, and the smaller the welding heat input, the smaller the area where yield stress decreases due to the heat of the weld.2<3 Kcal / cm or less). On the other hand, the thinner the plate thickness h and the larger the heat input quantity Q of welding per unit length, the more the right side of the drawing. Since the amount of heat input is large compared to the plate thickness, the vicinity of the welded portion becomes high temperature, γ is transformed over the entire plate thickness, and the yield stress becomes almost zero. Therefore, buckling tends to occur. Plastic deformation concentrates due to buckling, and consequently, the welding angular deformation amount becomes smaller. For all materials other than the present invention, the weld angular deformation amount is remarkably small. If any of the steel sheet or the welding material falls within the scope of the present invention, the reduction in the weld angular deformation amount can be sufficiently obtained. According to the invention, at least when the steel sheet is manufactured with its component range within the scope of the present invention, the yield stress ratio σyT/ σy) Can be inserted between Equations (1) and (2), whereby the weld angular deformation can be significantly reduced compared to the conventional method regardless of the welding heat input amount. Combination can further enhance the effect. In addition, it was confirmed that the steel sheet according to the present invention had a large amount of deformation due to linear heating, and was excellent in thermoplastic workability. In the linear heating processing, heating is performed by heating a portion to be processed such as bending and bending of the steel sheet on a line and then cooling it. The tensile plastic working region is formed on the surface. Unlike the welding, since the heat input amount is small in the linear heating, the temperature rises only on the heating surface and the plastic region is formed only on the surface. For this reason, the magnitude of the plastic working is determined by the yield stress (σ) of the steel sheet on the heating surface.yT) And the yield stress (σ) of the steel plate of the non-heating surface (room temperature)y), And this ratio (σyT/ σyThe closer the value of) is to 1, the larger the plastic deformation introduced at the time of heating, and the steel sheet is bent well. Since the plastic deformation introduced at the time of heating is large, the steel sheet of the present invention is excellent in thermoplastic workability by linear heating. Table 4 shows the amount of angular deformation when the inventive steel and the comparative steel were subjected to linear heating under the heating conditions shown in Table 3. When compared with the same sheet thickness, the steel according to the present invention has a large plastic deformation due to linear heating, so that the amount of each strain is also larger than that of the comparative steel. 6 shows the relationship between the burner movement speed and each deformation amount. When compared with the same plate | board thickness, compared with the comparative steel, this invention has a large linear heating angle deformation amount also in any burner movement speed. Next, the reason for the component limitation of the steel of the present invention which can obtain the above-mentioned effect will be explained. C is an indispensable element for reinforcing steel, and the desired high strength is less than 0.02%, and if it exceeds 0.25%, Since the toughness of the metal is impaired, it is limited to 0.02% or more and 0.25% or less.Si is an element that promotes deoxidation and is effective in increasing the strength.Since 0.01% or more is added, it is suppressed to 2.0% or less because the deterioration of weldability is excessive. Since Mn is effective as an element to improve low temperature toughness, 0.30% or more is added. However, when Mn is added more than 1.5%, welding crack is accelerated and yield stress at room temperature may be excessive. Since it is effective as a deoxidizer, it may be added more than 0.003%, but the excess Al generates an upper limit because it generates harmful inclusions in the material. Nb increases the yield stress by precipitation during the welding heat history, and has a great effect on suppressing the welding angular deformation. When the addition amount is small, 0.005% is added because the precipitation strengthening amount is insufficient, but excessive addition is suppressed to 0.10% or less because the yield stress at room temperature becomes excessively high, which is inversely disadvantageous for suppression of welding angle deformation, and preferably 0.025%. Mo, like Nb, increases the yield stress by precipitation during the welding heat history, and has a great effect on suppressing the welding angular deformation. In particular, the synergistic effect of the composite addition with Nb is effective for suppressing the welding angular deformation. In the early stage of the welding heat history, Nb, which is relatively fast in precipitation, acts effectively, and Mo, which is relatively slow in precipitation, works effectively in the later stage. If the amount of Mo added is small, the amount of precipitation strengthening is insufficient, so that 0.05% or more is added. However, excessive addition is suppressed to 1.00% or less because the yield stress at room temperature becomes too high, which adversely affects the suppression of the welding angle deformation. Ti is not more than 0.25%. Since Ti is effective for miniaturization of crystal grains by adding a small amount, Ti is added at least 0.001%. However, when a large amount is added, weld toughness deteriorates, so the upper limit of addition amount is 0.10%. When W is added to the present invention, it is possible to increase the strength of the steel by solid solution strengthening, so it is added at 0.05% or more. However, excessive addition impairs the weldability and causes excessive yield stress at room temperature. The upper limit is 2.0% for Cu, 3.5% for Ni, 1.5% for Cr, and 0.5% for Co and W. However, 1.5% or less is preferable with respect to Cu and Ni. Since V is effective for raising strength by the precipitation effect and acts to increase the effect of suppressing welding deformation, it is added at least 0.002%, but excessive addition impairs toughness. The upper limit was set at 0.10%. B is known as an element that improves the hardenability, and when added to the steel of the present invention, it can increase the strength of the steel and add more than 0.0002%, but excessive addition increases the precipitate of B. The upper limit is 0.0025% because the toughness is impaired. Rem and Ca are effective for the detoxification of S. Rem is added at least 0.002% and Ca is added at least 0.0003%, but excessive addition may damage toughness. 0.10% and 0.0040%, respectively. Next, a method of manufacturing a steel sheet having the above-described component range at a predetermined plate thickness will be described. Discloses a rolled after re-heating a steel ingot or slab by casting the molten steel by injecting the casting after the casting to more than 1100 ℃. This is because, in order to prevent the welding deformation, that is, in order to prevent the welding deformation, it is necessary to deposit Nb and Mo in combination in response to the increase in the temperature accompanying welding to suppress the decrease in the yield stress. In other words, in the above high temperature region, the high capacity of Nb and Mo in the steel sheet is sufficiently secured to enable precipitation reinforcement during the welding heat history. Therefore, rolling is started directly or before the temperature is lowered to less than 1100 ° C after casting. In the case of hot rolling, heating temperature shall be 1100 degreeC or more. When the temperature is less than 1100 ° C., Nb starts to precipitate and cannot sufficiently secure a high capacity. Next, it ends at a high temperature as long as possible to suppress rolling during rolling. Since the precipitation of Nb becomes remarkable when the temperature of the plate is less than 850 ° C, the lower limit temperature of rolling is set to 850 ° C. In the rolling at 900 ° C. or lower, the precipitation of Nb is encouraged by so-called processing organic precipitation. Therefore, it is preferable to suppress the total reduction ratio at 900 ° C. or lower to 50% or less. Higher capacity can be ensured by cooling to 500 degrees C or less immediately after completion | finish. However, if it cools below 200 ℃, the yield stress at room temperature is easily 36Kgf / mm2Since it becomes over and becomes excessive, the minimum temperature of cooling shall be 200 degreeC. If the cooling rate is less than l ° C / S, the effect of cooling is not recognized. If the cooling rate exceeds 40 ° C / sec, the yield stress at room temperature becomes too high, so the cooling rate is cooled to 1 ° C / sec or more and 40 ° C / sec or less. The component of the welding material from which a weld metal is obtained is demonstrated. Α-γ transformation temperature (Ar in the range of the cooling rate of the ordinary arc welding method3Transformation point temperature) TF(° C) is predictable by the following formula (3). As apparent from this equation, Ar, Ni, Cu, Nb, and C, which are γ-forming elements, are added in a predetermined amount.3It is possible to lower the transformation point. In general, the lower the transformation point temperature, the larger the transformation expansion amount is, and it is conceivable that the increase in the transformation expansion amount contributes to the reduction of the welding deformation by alleviating the welding residual deformation caused by the shrinkage during cooling. However, because the supercooled austenite transformation does not simply show a clear correlation with metamorphic expansion, such as the appearance of bainite tissue,3Focused on the transformation point temperature.F(℃) = 630-476.5C + 56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr + 38.1 Mo + 124.8V + 136.3Ti-19.1Nb + 198.4Al + 3315B ... (3) The amount of deformation occurring in the fillet weld joint is shown in FIG.3It was found that there was a clear relationship with the transformation point temperature, and that the lower the transformation point temperature was, the smaller the value of each deformation occurred. This fact is thought to be because the transformation expansion temperature is increased, and the transformation expansion due to solidification is somewhat eliminated. In addition to the component system of Ni, Mn, Cu, and C, which are γ-forming elements, γ given by the formula (3) when containing an element of Cr, Mo, Nb, or V3Transformation temperature TFEven if the value of was slightly higher than the case containing no latter, it was found that the amount of deformation generated was small. This fact is considered to be for suppressing deformation by increasing the mechanical strength of any of Cr, Mo, Nb, and V at the temperature at which transformation occurs. The deformation point temperature at which the deformation value of the deformation amount does not require the above-described deformation correction work, for example, by deforming the buckling strength with respect to the compressive load due to the welding deformation, or the dimensional accuracy of the joint manufacturing, etc. The relationship obtained as a result of taking into account the influence of element addition of Nb and V is represented by the formula (6).F<620 ° C ... (6) or more γ3When the welding material having the transformation point temperature is welded by submerged arc welding or the like, the weld metal is subjected to the yield stress deformation shown in FIG.yoTo/ σyo), And the weld angular deformation can be sufficiently low. In addition, the specific value of the component elements of the welding wire and the amount of its addition in the present invention will be described. Weight%). C has an effect of lowering the transformation point, and requires 0.03% or more in terms of strength. However, since excessive addition leads to an increase in high temperature cracking sensitivity and a decrease in toughness of the volume metal part, the upper limit is set to 0.15%, preferably 0.09% or less. Si reduces the amount of oxygen in the weld metal and simultaneously forms a bead. There is an effect to improve and at least 0.2% is required. However, excessive addition lowers the toughness of the weld metal, so the upper limit is 1.0%. Mn has a great effect of lowering the transformation point, and it is necessary to add at least 0.3% or more, preferably 0.8% or more, as an aid to Ni. Excessive addition leads to an increase in the high temperature cracking sensitivity of the weld metal and a decrease in the toughness, so the upper limit needs to be 3.0%. Ni is a representative gamma -forming element and has a great effect of lowering the transformation point. It is necessary to add at least 0.2% or more. If the addition amount is too large, the cost is increased, so the upper limit is 9.0%. However, in the case of offshore structures, the weld metal part is too expensive electrically, so that the welding heat affected part is selectively corroded by forming a local battery, which is preferable. The upper limit is preferably 5.0%. The above elements are effective for reducing the transformation point and, in addition, increase the strength in the temperature range where transformation occurs, and contain the following elements. It is necessary to add 0.1% or more because there is an effect of reducing the transformation point. Excessive addition leads to a decrease in the toughness of the weld metal, so the upper limit is 1.5%. An addition of 0.1% or more is necessary because an effect of increasing the strength by Cr occurs. If the amount is too large, the room temperature strength and hardness increase, the toughness deteriorates, and the weldability also decreases, so the upper limit is 3.0%. For Mo, addition of 0.1% or more is necessary in terms of strength. Since the effect of raising the transformation temperature is large, the upper limit is set to 2.0%. Also in V, the addition of 0.1% or more has the effect of increasing the strength. Excessive addition causes the toughness to deteriorate due to the increase in strength and hardness at room temperature, and the transformation temperature is increased. The upper limit is 0.7%. The addition of 0.01% or more also increases the strength with respect to Nb. Excessive addition causes an increase in room temperature strength and hardness, so that the upper limit is 0.5%, but in order to prevent further deterioration of the toughness, the upper limit is preferably 0.05% or less. However, the present inventors also examined the slag component in consideration of improving the finish bead shape after welding (expansion of use). As a result, the use of the slag generating agent can improve the bead shape after welding, and at the same time, it is possible to significantly reduce the amount of spatter generated during welding. The content rate of each component was lowered as follows.2: 2.5-6.5% TiO2Is an indispensable component in enhancing the stability of the arc and the covering properties of the slag, and less than 2.5% is not effective. However, if it exceeds 6.5%, the viscosity of the slag becomes so high that the shape of the bead deteriorates, and excess reduced titanium remains in the weld metal, thereby deteriorating mechanical properties (particularly toughness).2Oxide other than: 0.3-2.5% TiO2As other oxides, SiO2, A12O3, ZrO3, MnO, MgO, FeO, Fe2O3In addition to adjusting the viscosity of the slag, they not only improve the appearance and shape of the bead, but also improve the all position weldability. If too much, the molten slag viscosity is significantly lowered and the welding workability is extremely deteriorated, so it should be stopped at 2.5% or less. In addition, the present inventors do not only improve the bead shape but also improve the welding speed in consideration of further high efficiency. Also reviewed. As a result, the use of iron makes it possible to improve the bead shape after welding, to reduce the amount of spatter generated during welding, and to greatly improve the welding speed. The content rate of each component was reduced as follows. Iron: 4.0-12.0% In order to fully achieve the welding efficiency improvement characteristic of the wire containing a metal powder flux, it is necessary to add 4.0% or more. If it is less than 4.0%, the welding speed of a wire will become slow and welding efficiency will fall. On the other hand, if it exceeds 12%, the absolute amount of other components in the flux, such as a slag forming agent, a deoxidizer, an alloying agent, etc., is insufficient, resulting in deterioration of the bead shape, or a certain strength cannot be obtained. Therefore, iron is in the range of 4.0-12.0%. Arc stabilizer: 0.05-1.1% In the wire of the present invention mainly composed of iron, addition is necessary to stabilize the arc and reduce the amount of spatter generated. If the arc stabilizer is less than 0.05%, the effect as the arc stabilizer cannot be obtained. On the other hand, if the ratio exceeds 1.1%, the arc length becomes extremely long upside down, which causes the spatter of the spatter because it impedes the droplet transferability. Therefore, the arc stabilizer is in the range of 0.05-1.1%. Examples of the arc stabilizer include alkali metals such as Li, Na, and K and compounds thereof. Slag former: 0.3 to 3.5% The slag former is used in a range that does not cause a decrease in deposition rate in order to improve bead shape. It is necessary to add. If it is less than 0.3%, the bead shape improvement effect is not recognized, and if it exceeds 3.5%, the amount of slag increases and defects such as mixing of slag occur, or the welding efficiency decreases. Therefore, slag forming agent except the arc stabilizer is 0.3-3.5%. In addition, as a slag forming agent, TiO2, SiO2, ZrO2, Al2O3, Oxides such as MnO, MgO, CaF2, BaF2, MgF2Fluoride and CaCO, such as LiF3, BaCO3Carbonate, etc. can be used. In addition, the flux filling rate of the wire according to the present invention is preferably 4-20% regardless of whether iron is used or not. The reason for this is that if the filling rate exceeds 20%, wire breaking problems occur frequently and the productivity decreases during wire drawing, and if less than 4%, the stability of the arc is impaired. There is no restriction, and in the case of a small diameter of 2 mm or less, a relatively simple cylindrical shape is common. In the case of seamless wires, it is also effective to apply a plating treatment such as Cu to the surface. Even if the above-described steels and welding materials are used, the plate thickness is h (cm) and the welding heat input is Q (cal / Q / h2Is less than 3.OKcal / cm 3, the deformation reduction effect is more exerted, so Q / h2Is preferably at most 3.O Kcal / cm 3.Example 1First, the steel of the chemical component system shown in Table 5 was made into the steel plate according to the manufacturing conditions shown in the 6th table. As a result of welding these steel sheets under the welding conditions shown in Table 7, it turns out that it becomes each strain amount shown in Table 8, and it turns out that the steel by this method is extremely small in the weld angle strain. The measurement of the weld angular deformation amount was measured by the method shown in FIG. 4 using the test piece shown in FIG. 3. That is, the test piece placed the steel plate 2 vertically on the steel plate 1 of the present invention and Constrained (3) at both ends of (2), and tack welded (4) (four locations) at both ends of the contact of both steel sheets. W (plate width) shown in FIG. Each empty form amount δ was calculated from the following equation (7) where d was measured.-One(2d / W) ... (7) The result is shown to the 8th table | surface. First, when the same welding material is used, the amount of deformation of the present invention is smaller than the amount of deformation of the comparative steel. 8th turning Q / h2The welding angle deformation amount of this invention steel and a comparative steel is compared on the horizontal axis. The present invention is any Q / h2The welding angular deformation amount was also suppressed in the welding conditions of Table 9. Table 9 shows the angular deformation amounts when the linear heating was performed under the heating conditions shown in Table 10. In comparison with the same sheet thickness, the steel according to the present invention was linear. The amount of deformation by heating is larger than that of the comparative steel. 9 shows the relationship between the burner movement speed and each deformation amount. When compared with the same plate | board thickness, this invention had a large amount of linear heating angle deformation also in any burner movement speed compared with the comparative steel. Example 2The steel plates which hold the chemical component shown in Table 11 were manufactured, and the T-type fillet welding test piece shown in FIG. 3 was produced using the welding material (wire) and the flux which show these steel plates in Table 12. The welding conditions were as shown in Table 13. After the completion of welding, after measuring the deformation amount δ, the longitudinal section of the weld metal was observed to determine the presence or absence of cracks and bead shapes of the weld metal. As a total evaluation, it is calculated by the formula (7) using the values of W and d shown in FIG. 3 as the magnitude of each deformation amount δ.δThe value of 1.2 × 10-2Those with less than radians and no occurrence of cracks and excellent bead shape and appearance were considered pass, and others were rejected. Table 14 shows the result. As is apparent from Table 14, all the seams (test No. I) welded under the conditions of the present invention are all deformed from each strain, have no cracks, and have good bead shape and appearance. No. IV) had some problems. In addition, when the comparative steel was used with the wires falling within the scope of the present invention (test No. II) and the steels falling within the scope of the present invention, When used together (Test No. III), the weld angular deformation amount was smaller than that of Test No. IV.