TWI898511B - 鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種藉由氣體保護電弧焊接來製造板厚50 mm以上的鋼板中無焊接缺陷、具備高強度且優異的低溫衝擊韌性的窄坡口焊接接頭的方法。本發明的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法中，焊接金屬包含1道次/層的多層，垂直於焊接線的方向上的剖面面積A與焊接層數p的比A/p為120.0 mm ²/層以下，且各焊接層的高度H與寬度W的比H/W為1.00以下，氣體保護電弧焊接為多電極焊接，將第一電極與第二電極的焊接金屬線前端配置於平行的不同的焊接線上，且將第一電極與第二電極中的其中一者設為正極性，將另一者設為相反極性，第一電極與第二電極的焊接金屬線前端間的距離a為5 mm～16 mm，將第一電極與第二電極的焊接金屬線前端間連結的直線相對於焊接線直角方向所成的角度α為60°以下，正極性的電極使用含有REM的焊接金屬線。

Description

鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法

本發明是有關於一種使用鋼板、特別是板厚為50mm以上的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法。

伴隨著能源產業的成長，例如為了提高海洋資源的挖掘效率或提高發電效率，正在推進建造於海洋上的海洋結構物或海上風力發電機的大型化。因此，伴隨著結構物或發電機的大型化，要求於設備的基礎部分中確保高強度，因此正在研究板厚為50mm以上的厚板的鋼板的使用。另外，於寒冷的海洋中，亦假設波浪或浮冰等與結構物等發生碰撞，因此亦需要-40℃下的優異的韌性。而且，於使用厚板的海洋結構物或海上風力發電機的設備的製造時，提高其施工效率為重要的課題，特別是要求以高效率對此種厚板進行焊接施工。

一直以來，作為厚板的高效率焊接施工法之一，提出了一種高熱輸入焊接。然而，當使用高熱輸入焊接時，大多情況下難以確保焊接金屬及母材熱影響部的韌性。

例如，於專利文獻1中，揭示了「一種焊接金屬的韌性優異的雙電極單面單道高熱輸入潛弧焊接方法」。專利文獻1中揭示 的焊接方法中，於藉由雙電極潛弧焊接對板厚為40mm以上的鋼板進行單面單道焊接時，特定的鋼板使用特定的焊劑以及特定的第一電極及第二電極的焊接金屬線。鋼板以質量%計含有C：0.02%~0.2%、Si：0.01%~1%、Mn：0.1%~2.5%、Al：0.002%~0.1%、N：0.001%~0.015%，且限制為P：0.02%以下、S：0.01%以下、O：0.01%以下，並且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。焊劑以質量%計包含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%。焊接金屬線以質量%計含有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%，且限制為P：0.02%以下、S：0.01%以下、O：0.01%以下，並且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。進而，於第二電極的焊接金屬線的直徑為6mm~8mm、且第一電極的焊接金屬線的剖面面積相對於第二電極的焊接金屬線的剖面面積的比率為35%~75%的條件下進行焊接。專利文獻1為此種焊接金屬的韌性優異的雙電極單面單道高輸入潛弧焊接方法。

另外，於專利文獻2中，揭示了「一種雙電極高熱輸入潛弧焊接方法」。專利文獻2中記載的焊接方法為使用特定的金屬線及特定的焊劑進行焊接的雙電極高輸入潛弧焊接方法。金屬線以質量%計含有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%， 且P：0.006%以下、S：0.003%以下，並且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。焊劑包含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%。根據所述焊接方法，即便於焊接熱輸入500kJ/cm以上的高熱輸入潛弧焊接中，焊接金屬機械性能亦優異，亦可獲得良好的焊接作業性，於可明顯提高建築結構物的安全性的同時，可明顯提高焊接效率。

另外，例如，於專利文獻3中，揭示了「一種厚鋼板的高效率焊接方法」。根據專利文獻3，包括加工步驟，所述加工步驟對板厚超過50mm且為100mm以下的一對鋼材加工X坡口。更包括焊接步驟，所述焊接步驟對於所述一對鋼材，藉由雙電極以上且6電極以下的多電極潛弧焊接，使用焊劑自表背面分別實施單道焊接。於所述焊接步驟中，將第一電極的焊接電流設為波形比率為60%以上且90%以下的交流電流，將其他電極的焊接電流設為波形比率為70%以上的交流電流、或者負的直流電流從而進行焊接。作為此處所使用的焊劑，以相對於所述焊劑總質量的質量比計含有Al₂O₃：10%以上且50%以下、SiO₂：16%以上且30%以下。另外，含有合計為10%以上且60%以下的MgO、TiO₂、CaF₂、MnO內的一種以上，且將MgO限制為40%以下，將TiO₂限制為20%以下，將CaF₂限制為30%以下，將MnO限制為20%以下。為此種潛弧焊接方法，若使用所述方法，則可獲得即便於低溫下韌性亦 優異的焊接金屬，因此可有效率地實施設置於寒冷地區的風力發電設備的基礎部分的製造。

另一方面，作為厚板的高效率焊接施工法之一，提出了一種窄坡口焊接。藉由減小坡口剖面面積，能夠使焊接熱輸入量降低，從而能夠確保焊接金屬及母材熱影響部的韌性。然而，若僅藉由窄坡口焊接對厚板進行焊接，則存在容易產生高溫裂紋或融合不良的課題。

對於所述課題，例如，於專利文獻4中，揭示了「一種窄坡口潛弧焊接方法」。專利文獻4中揭示的焊接方法為一種極厚鋼板的窄坡口潛弧焊接法，所述窄坡口潛弧焊接法中，使背襯材料與坡口角度：1°~5°、根部間隙(root gap)：10mm~14mm的窄坡口的背面抵接，於坡口內將鋼粒自坡口背面散佈至10mm~15mm高度；其後，使用如下熔融型焊劑、即以相對於焊劑總質量而言的質量%計含有Al₂O₃、TiO₂及CaF₂的合計：50%~70%、SiO₂：10%~20%並且其他包含CaO、MnO、BaO、K₂O、Na₂O及不可避免的雜質的熔融型焊劑。而且，所述方法為進行單層單道的多層堆焊的窄坡口潛弧焊接方法。藉由所述專利文獻4，可獲得熔渣剝離性及焊縫形狀良好等優異的焊接作業性，且可於不進行清根(back chipping)的情況下進行窄坡口潛弧焊接。專利文獻4可高效率地獲得此種無高溫裂紋或熔渣捲入及融合不良等焊接缺陷的健全的焊接部。

於作為如以上般的厚鋼板的窄坡口焊接方法的潛弧焊接 方法中，需要於焊接前向焊接部前方散佈焊劑，於焊接後回收焊劑，需要另外管理該些焊劑。進而，存在焊接後需要進行形成於焊接部的熔渣的剝離作業等作業性差的方面。相對於此，提出了一種現場施工時的作業性優異的窄坡口氣體保護電弧焊接方法。

例如，於專利文獻5中，揭示了藉由窄坡口的多層焊接來接合厚板的鋼材的窄坡口氣體保護電弧焊接方法。於專利文獻5所記載的技術中，將初層焊接設為雙電極以上的多電極焊接，將第一電極與第二電極設為沿著預先確定的平行的焊接線的位置，將第一電極與第二電極的焊接金屬線前端間的距離控制為5mm以上且16mm以下的範圍。另外，將連結第一電極與第二電極的焊接金屬線前端間的直線相對於焊接線的直角方向所成的角度控制為45°以下的範圍。進而，將鋼材的底部的焊接線的直角方向上的熔融深度設為1.5mm以上。藉此，即便於實施氣體切斷或電漿切斷等坡口加工的情況下，亦可獲得不會產生缺陷、焊接施工效率提高的效果。

[現有技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利第4673710號公報

專利文獻2：日本專利特開2006-212676號公報

專利文獻3：國際公開第2013/073565號

專利文獻4：日本專利特開2021-126696號公報

專利文獻5：日本專利第6137053號公報

然而，以藉由高熱輸入焊接實現高效率施工為目的的專利文獻1的發明的目的在於提供一種可獲得0℃下的2mmV型缺口夏比吸收能為70J以上的高韌性的焊接方法。即，不適合於在-40℃的寒冷環境下的使用。同樣地，即便於專利文獻2中，韌性評價亦是於0℃下進行，未設想於-40℃的寒冷環境下的使用。另外，於專利文獻3的發明中，未提及母材熱影響部(以下，母材熱影響部亦稱為「焊接熱影響部」)的低溫韌性值，能否於-40℃的寒冷環境下使用尚不明確。進而，以藉由窄坡口焊接實現高效率施工為目的的專利文獻4的發明未提及焊接金屬及焊接熱影響部的機械特性。另外，專利文獻5所揭示的窄坡口氣體保護電弧焊接方法的技術中，於進行三電極以上的多電極焊接的情況下，有時會於焊接金屬中央產生高溫裂紋。

本發明的目的在於解決所述現有技術的問題，且提供一種藉由氣體保護電弧焊接來製造使用板厚50mm以上的鋼板的焊接接頭，且為無焊接缺陷、具備高強度並且優異的低溫衝擊韌性的窄坡口焊接接頭的方法。

再者，所謂此處所提及的「高強度」，是指依據日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)Z 3111的規定而製作的焊接金屬的常溫下的降伏強度(0.2%耐力)為325MPa以上且其拉伸強度為520MPa以上，進而焊接接頭的常溫下的拉伸強度為 520MPa以上。另外，所謂「優異的低溫衝擊韌性」，是指關於依據JIS Z 3128的規定而製成的焊接接頭的焊接金屬及焊接熱影響部的試驗溫度：-40℃下的夏比衝擊試驗的吸收能(_vE_-40)為30J以上。

[完成本發明的經過]

本發明者等人為了達成所述目的，首先，針對將具有50mm以上的板厚的鋼板的焊接接頭可高效率且健全地進行焊接的焊接金屬形狀進行了努力研究。海洋結構物或海上風力發電機的基礎的焊接長度以全長計在每一結構物中有時超過1.0km，於高效率的焊接施工中，有效果的是降低焊接金屬的層數。然而，於先前的焊接法中，由於沿著坡口壁分次焊接，因此焊接施工效率不高。相對於此，於本發明中，發現如下情況：藉由不分次焊接而以每一層焊接金屬進行1道次的焊接施工來構成多層焊接金屬，藉此能夠進行高效率下的焊接施工。但是，需要注意的方面在於：當焊接熱輸入量大時，焊接金屬及母材熱影響部的低溫衝擊韌性值會下降。

接下來，對所述課題進行了研究，結果瞭解到若焊接金屬的熔接面積為每一層120.0mm²以下，則焊接熱輸入量不會變得過多，對母材的熱影響充分小，而可獲得焊接部的優異的低溫韌性特性。另外，得知即便藉由每一層1道次的焊接施工而獲得多層焊接金屬，將每一層的熔接面積設為120.0mm²以下，若焊接層各層的焊接金屬的高度H(mm)與寬度W(mm)的比〔H/W〕大於 1.00，則亦容易產生高溫裂紋。其原因在於：於焊接金屬的凝固過程中，由於凝固方向與冷卻時的拉伸應變的朝向一致，因此枝晶體的會合部會產生高溫裂紋。因此，發現藉由將所述比〔H/W〕控制為1.00以下，可抑制高溫裂紋的產生。進而，對滿足所述內容的坡口形狀進行了努力研究，結果瞭解到，只要坡口角度為20°以下，母材間的間隙於單面焊接及雙面焊接中分別為6mm以下及10mm以下，則可滿足。

另一方面，得知若母材間的間隙超過6mm，則於初層的焊接時有可能會產生融合不良。就所述方面而言，可高效率且健全地焊接板厚50mm以上的鋼板的坡口形狀與單面焊接或雙面焊接無關地，較佳為母材間的間隙為6mm以下且坡口角度為20°以下。另外，瞭解到藉由利用雙面焊接進行施工，能夠進一步減小坡口面積。

[本發明的主旨]

本發明是基於所述見解，進一步進行研究而完成者，本發明的主旨如下所述。

〔1〕一種鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，為製造鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的方法，其中，所述鋼板的板厚T(mm)為50mm以上，焊接金屬包含每一層1道次的多層，且所述焊接金屬的垂直於焊接線的方向上的剖面面積A(mm²) 與焊接層數p(層)的比〔A/p〕為120.0mm²/層以下，所述焊接金屬中的各層的高度H(mm)與寬度W(mm)的比〔H/W〕為1.00以下，所述氣體保護電弧焊接為三電極以上的多電極焊接，將第一電極及第二電極的各焊接金屬線前端配置於平行的不同的所述焊接線上，並且將所述第一電極及所述第二電極中的其中一者設為負極引線(正極性)，將另一者設為正極引線(相反極性)，所述第一電極及所述第二電極的各焊接金屬線前端間的距離a(mm)為5mm~16mm，將所述第一電極及所述第二電極的各焊接金屬線前端間連結的直線相對於所述焊接線的直角方向所成的角度α為60°以下，成為所述負極引線(正極性)的電極使用含有0.015質量%~0.100質量%的稀土金屬(Rare Earth Metal，REM)的焊接金屬線。

〔2〕如所述〔1〕的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中，所述第一電極及所述第二電極的各供電晶片前端相對於所述焊接線的垂直方向而言的向坡口面側的傾斜角度Φ為0°~15°，所述第一電極及所述第二電極的各焊接金屬線前端的側端部與所述坡口面的距離d(mm)為0.5mm~3.0mm，所述各焊接金屬線使用在曲率半徑成為150mm~300mm的範圍內預先彎曲的焊接金屬線， 將第三電極以後的電極配置於所述第一電極及所述第二電極的後方的坡口中央，作為保護氣體，使用含有60體積%以上的CO₂氣體的氣體。

〔3〕如所述〔1〕或〔2〕的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中，所述鋼板的化學組成具有如下化學組成，即以質量%計包含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、以及N：0.0100%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，並且下述(1)式所定義的碳當量(equivalent carbon content，Ceq)與板厚(T)滿足0.0004T+0.25≦Ceq≦0.0004T+0.45，所述鋼板的表面下1mm位置處的錯位密度ρ為4.0×10¹⁴m^-2 以下，所述鋼板的表面下1mm位置處的平均結晶粒徑為15.0μm以下，且板厚的中心位置處的平均結晶粒徑為20.0μm以下。

Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15…(1)

其中，所述(1)式中的各元素符號表示所述元素的含量(質量%)，於不含有所述元素的情況下設為0。

〔4〕如所述〔3〕的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中，所述鋼板的化學組成進而以質量%計包含選自由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、以及REM：0.0500%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。

〔5〕如所述〔1〕至〔4〕中任一項的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中，所述焊接金屬的化學組成以質量%計包含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、以及N：0.010%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。

〔6〕如所述〔5〕的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述焊接金屬的化學組成進而以質量%計包含選自由W：0.500%以下、Ca：0.0200%以下、Mg：0.0200%以下、以及REM：0.0500%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。

藉由本發明，可獲得對具有50mm以上的板厚的鋼板進行焊接而成的焊接接頭。其原因在於，為具有無高溫裂紋或融合不良等焊接缺陷的健全的焊接金屬、並且兼具高強度與優異的低溫衝擊韌性的窄坡口焊接接頭，因此於產業上起到顯著的效果。

再者，基於本發明的鋼板的焊接接頭並不僅限定於海洋結構物或海上風力發電機，例如，亦能夠適用於造船、管線用管、建築用途等。

1:鋼板

2:焊接金屬

3:熔融線

4:坡口面

5:第一電極

6:第二電極

7:第三電極

5a、6a、7a:第一電極、第二電極、第三電極的供電晶片

5b、6b、7b:第一電極、第二電極、第三電極的焊接金屬線

5c:第一電極的焊接金屬線前端/焊接金屬線前端部

6c、7c、8c:第二電極、第三電極、第四電極的焊接金屬線前端

9:焊接線

10:背襯材料

11:保護氣體供給噴嘴

11a:氣體噴出口

A:焊接金屬整體的剖面面積

a:第一電極的焊接金屬線前端5c與第二電極的焊接金屬線前端6c的距離

b:第二電極的焊接金屬線前端6c與第三電極的焊接金屬線前端7c的距離

c:第三電極的焊接金屬線前端7c與第四電極的焊接金屬線前端8c的距離

d:焊接金屬線前端5c或焊接金屬線前端側端部6c與坡口面 4的距離

G:間隙

H_i:高度

L_i:焊接層(i=1~p層)、(L₁:初層、L_p:最表面層)

T:板厚

T_b:背面厚度

T_f:表面厚度

T_m:中間厚度

W_i:焊接層(i=1~p層)的寬度

X:角度

Y:距離

α:將第一電極與第二電極的焊接金屬線前端連結的直線相對於焊接線直角方向所成的角度/第一電極-第二電極前端配置角度

θ_f:表面坡口角度

θ_b:背面坡口角度

Φ:供電晶片前端的傾斜角度/供電晶片的傾斜角度

圖1是表示本發明的焊接接頭的焊接金屬的形狀的示意剖面圖。

圖2是表示本發明的焊接接頭的焊接過程的焊接金屬的示意剖面圖。

圖3是表示藉由三電極的焊接施工過程的焊接金屬的示意剖面圖的局部放大圖。

圖4是表示藉由三電極的焊接施工過程的示意平面圖。

圖5是表示藉由四電極的焊接施工過程的示意平面圖。

圖6的(a)是表示V坡口的坡口形狀的示意剖面圖及圖6的(b)是表示X坡口的坡口形狀的示意剖面圖。

圖7是示意性地表示本發明的氣體供給噴嘴與電極的關係的側視剖面圖。

圖8是示意性地表示本發明的氣體供給噴嘴與電極的關係的平面圖。

以下，對本發明進行詳細的說明。再者，本發明並不限定於以下的實施形態。

[焊接接頭的剖面形狀]

首先，對本發明的鋼板的焊接接頭進行說明。

本發明的鋼板的焊接接頭為板厚T(mm)為50mm以上的鋼板的對接焊接接頭，其中，焊接金屬包含每一層1道次的多層。另外，焊接金屬的垂直於焊接線的方向上的剖面面積A(mm²)與焊接層數p(層)的比〔A/p〕為120.0mm²/層以下，且焊接金屬中的各層的高度H(mm)與寬度W(mm)的比〔H/W〕為1.00以下。於本發明中，不進行如先前的焊接法般沿著坡口壁分次焊接，而是藉由以每一層焊接金屬進行1道次的焊接施工來構成焊接金屬，能夠進行高效率下的焊接施工。

此處，鋼板的板厚T規定為50mm以上，以便適用於大型結構物等。板厚T的上限並無特別規定，但就製造上的制約而 言，較佳為設為200mm以下，更佳為50mm~160mm。此處，所謂焊接線，是指將焊縫或焊接部表示為一條線時的假想線。

基於圖1對所述焊接接頭的剖面形狀進行說明。

關於垂直於焊接線的方向上的焊接金屬整體的剖面面積A(mm²)，將進行焊接層的L₁(初層)~L_p(最表面層)為止的層數p的施工時的每一層的剖面面積〔A/p〕設為120.0mm²/層以下。即，原因在於：若焊接金屬的熔接面積設為每一層120.0mm²以下，則焊接熱輸入量不會變得過多，對母材的熱影響充分小，而可獲得焊接金屬的優異的低溫韌性特性。較佳為將比〔A/p〕設為80.0mm²/層以下。進而佳為將比〔A/p〕設為60.0mm²/層以下。所述比〔A/p〕的下限並無特別規定，但就焊接效率的觀點而言，較佳為設為25.0mm²/層以上。

進而，焊接金屬中的各層的高度H(mm)與寬度W(mm)的比〔H/W〕設為1.00以下。例如，若將第i個焊接層(L_i)中的高度設為H_i、將寬度設為W_i，則於i為第一層(初層)至第p層(最表面層)中的任一者中，其比〔H_i/W_i〕均為1.00以下。此處，焊接層的高度H表示各層的上部與下部之間的距離，寬度W表示所述高度H的中心線處的焊接金屬的寬度(即，熔融線之間的距離)，藉由剖面宏觀觀察等測定各層的高度H_i與寬度W_i，並求出其比〔H_i/W_i〕。若所述比〔H/W〕大於1.00，則容易產生高溫裂紋，其原因在於：於焊接金屬的凝固過程中，由於凝固方向與冷卻時的拉伸應變的朝向一致，因此枝晶體的會合部會產生高溫裂紋。因 此，藉由將各層的比〔H/W〕的最大值控制為1.00以下，可抑制高溫裂紋的產生。較佳為比〔H/W〕為0.90以下。所述比〔H/W〕的下限並無特別規定，但就焊接效率的觀點而言，較佳為0.10以上，更佳為設為0.20以上。

[坡口形狀]

接下來，本發明的焊接接頭的焊接金屬是藉由利用窄坡口的單層單道的多層堆焊而施工的焊接金屬。於本發明中，所謂窄坡口，是指坡口角度為20°以下，且所述母材間的最大坡口寬度為所述板厚T的50%以下。

若為單面焊接的情況，則若母材間的間隙為6mm以下且坡口角度為20°以下，則可抑制高溫裂紋的產生，另外，若為雙面焊接的情況，則若母材間的間隙為10mm以下且坡口角度為20°以下，則可抑制高溫裂紋的產生。然而，若母材間的間隙超過6mm，則於初層的焊接時有可能會產生融合不良。因此，可高效率且健全地焊接50mm以上的鋼板的坡口形狀與單面焊接或雙面焊接無關地，較佳為母材間的間隙為6mm以下，坡口角度設為20°以下。進而，坡口角度更佳為設為4°~20°。再者，於雙面焊接的情況下，由於可將坡口面積施工得更小，因此更佳。進而，如圖6的(a)及圖6的(b)所示，於間隙為0mm、即母材彼此接觸的情況下，如後述的實施例中亦明確般，焊接金屬的寬度相對於焊接金屬的高度變小，焊縫形狀接近梨型。因此，焊接應變集中於焊接金屬的最終凝固部中偏析的雜質使熔點下降的部分，因此產生高溫裂紋， 從而出現焊接時的融合不良。因此，間隙較佳為超過0mm。更佳為間隙為2mm以上。

[鋼板的化學組成]

接著，對本發明的焊接接頭的母材即鋼板進行說明。首先，作為鋼板，可列舉碳鋼或低合金鋼。接下來，對化學組成進行說明，關於以下所闡述的化學組成的「%」只要無特別說明則是指「質量%」。

[鋼板的基本組成]

本發明的焊接接頭的鋼板的化學組成中的基本組成如以下所述。

較佳為具有如下化學組成的鋼板，所述化學組成包含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、以及N：0.0100%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。

以下，對在本發明中如上所述般規定了鋼板的化學組成的理由進行說明。

[C：0.04%~0.14%]

C是最廉價地提高鋼板的強度的元素，另外是有助於沃斯田鐵晶界的強化的元素。若C含量小於0.04%，則沃斯田鐵的晶界強度下降，會產生板坯的熱裂紋，因此製造性明顯下降。另外，有可能無法獲得在本發明中作為目標的強度。另一方面，若C含量 超過0.14%，則焊接性下降，有時韌性亦下降。因此，C含量較佳為設為0.04%~0.14%。再者，C含量更佳為設為0.05%~0.12%。

[Si：0.03%~0.70%]

Si是對脫氧有效的元素，但若Si含量小於0.03%，則有可能無法獲得充分的效果。另一方面，若Si含量超過0.70%，則有時焊接性會下降。因此，Si含量較佳為設為0.03%~0.70%。再者，Si含量更佳為設為0.04%~0.60%。

[Mn：0.30%~2.50%]

Mn是可以低成本提高鋼的淬透性(hardenability)並且使強度提高的元素。為了獲得所述效果，較佳為含有0.30%以上的Mn。另一方面，若Mn含量超過2.50%，則有時焊接性會下降。因此，Mn含量較佳為設為0.30%~2.50%。再者，Mn含量更佳為設為0.50%~2.20%。

[P：0.030%以下]

P是使晶界脆化的作用大的元素，若大量含有，則有時會使鋼板的韌性下降。因此，P含量較佳為設為0.030%以下。進而，P含量更佳為設為0.025%以下。另一方面，由於P含量越少越較佳，因此P含量的下限並無特別限定，可為0%。然而，P是作為雜質不可避免地含有於鋼板中的元素，過度的低P化會導致精煉時間的增加或成本的上升，因此P含量較佳為設為0.001%以上。

[S：0.020%以下]

由於S有時會使鋼板的韌性下降，因此S含量較佳為設為 0.020%以下。進而，S含量更佳為設為0.010%以下。另一方面，由於S含量越少越較佳，因此S含量的下限並無特別限定，可為0%。然而，S是作為雜質不可避免地含有於鋼板中的元素，過度的低S化會導致精煉時間的增加或成本的上升，因此S含量較佳為設為0.0001%以上。

[Nb：0.001%~0.100%]

Nb是具有如下效果的元素：藉由固溶Nb或微細析出的NbC抑制對沃斯田鐵組織施加應變時的再結晶，並且使未再結晶溫度區域向高溫側上升。為了獲得所述效果，Nb含量較佳為含有0.001%以上。另一方面，若Nb含量超過0.100%，則有可能會使焊接性劣化。因此，Nb含量較佳為設為0.001%~0.100%。再者，Nb含量更佳為設為0.005%~0.075%。進而，特佳為設為0.005%~0.050%。

[Al：0.001%~0.100%]

Al作為脫氧劑是有效的，並且是具有形成氮化物而使沃斯田鐵粒徑減小的效果的元素。為了獲得所述效果，較佳為將Al含量設為0.001%以上。另一方面，若Al含量超過0.100%，則鋼原材料或鋼板的清潔度會下降，其結果，延展性及韌性有可能會下降。因此，Al含量較佳為設為0.001%~0.100%。再者，Al含量更佳為設為0.005%~0.080%。

[O：0.0100%以下]

O是使延展性、韌性下降的元素，因此O含量較佳為設為 0.0100%以下。另一方面，由於O含量越少越較佳，因此O含量的下限並無特別限定，可為0%。但是，O是作為雜質不可避免地含有於鋼板中的元素，過度的低O化會導致精煉時間的增加或成本的上升，因此O含量較佳為設為0.0005%以上。

[N：0.0100%以下]

N是使延展性、韌性下降的元素，因此較佳為將N含量設為0.0100%以下。另一方面，由於N含量越少越較佳，因此N含量的下限並無特別限定，可為0%。但是，N是作為雜質不可避免地含有於焊接金屬中的元素，因此過度的低N化會導致精煉時間的增加或成本的上升。因此，N含量較佳為設為0.0005%以上。

[鋼板的任意的選擇組成]

本發明的焊接接頭的鋼板藉由所述基本組成而可獲得本發明的作為目標的特性，以進一步提高強度或焊接性(具體而言為焊接部的韌性或焊接作業性等)為目的，可於所述基本組成的基礎上，視需要含有下述任意的選擇組成。

為選自由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、以及REM：0.0500%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V、B、W、Ca、Mg、及REM為可任意含有的化學組成，因此該些的含量可為0%。

[Cu：2.000%以下]

Cu是可於不使鋼板的韌性大幅劣化的情況下提高鋼板的強度的元素。另一方面，若Cu含量超過2.000%，則在氧化皮正下方生成的Cu濃化層所引起的熱裂紋有可能成為問題。因此，於含有Cu的情況下，較佳為將Cu含量設為2.000%以下。再者，更佳為Cu含量為0.010%~1.500%。

[Ni：2.500%以下]

Ni是具有提高鋼板的淬透性並且提高韌性的效果的元素。另一方面，若Ni含量超過2.500%，則製造成本的增加有時會成為問題。因此，於含有Ni的情況下，較佳為將Ni含量設為2.500%以下。再者，更佳為Ni含量為0.010%~2.000%。

[Cr：1.500%以下]

Cr是可藉由提高鋼板的淬透性而提高鋼板的強度的元素。另一方面，若Cr含量超過1.500%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有Cr的情況下，較佳為將Cr含量設為1.500%以下。再者，更佳為Cr含量為0.010%~1.200%。

[Mo：1.000%以下]

Mo是可藉由提高鋼板的淬透性而提高鋼板的強度的元素。另一方面，若Mo含量超過1.000%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有Mo的情況下，較佳為將Mo含量設為1.000%以下。再者，更佳為Mo含量為0.010%~0.800%。

[Ti：0.100%以下]

Ti是藉由以TiN的形式析出而具有釘紮晶界的移動、抑制晶 粒生長的效果的元素。另一方面，若Ti含量超過0.100%，則鋼板的組織的清潔度會下降，其結果，延展性及韌性有可能會下降。因此，於含有Ti的情況下，較佳為將Ti含量設為0.100%以下。再者，更佳為Ti含量為0.001%~0.080%。

[V：0.300%以下]

V是提高鋼板的淬透性並且可藉由碳氮化物的生成而使鋼板的強度提高的元素。另一方面，若V含量超過0.300%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有V的情況下，較佳為將V含量設為0.300%以下。再者，更佳為V含量為0.010%~0.250%。

[B：0.0100%以下]

B是具有藉由極微量的添加而提高淬透性，藉此使鋼板的強度提高的效果的元素。另一方面，若B含量超過0.0100%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有B的情況下，較佳為將B含量設為0.0100%以下。再者，更佳為B含量為0.0001%~0.0070%。

[W：0.500%以下]

W是可藉由提高鋼的淬透性而使鋼板的強度提高的元素。另一方面，若W含量超過0.500%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有W的情況下，較佳為將W含量設為0.500%以下。再者，更佳為W含量為0.010%~0.400%。

[Ca：0.0200%以下]

Ca是藉由形成高溫下的穩定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，若Ca含量超過0.0200%，則清潔度會下降， 有時鋼板的韌性會受損。因此，於含有Ca的情況下，較佳為將Ca含量設為0.0200%以下。再者，更佳為Ca含量為0.0001%~0.0180%。

[Mg：0.0200%以下]

Mg是藉由形成高溫下的穩定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，若Mg含量超過0.0200%，則Mg的添加效果飽和，無法期待與含量相匹配的效果，有時於經濟上變得不利。因此，於含有Mg的情況下，較佳為將Mg含量設為0.0200%以下。再者，更佳為Mg含量為0.0001%~0.0180%。

[REM：0.0500%以下]

REM(稀土金屬)是藉由形成高溫下的穩定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，若REM含量超過0.0500%，則REM的添加效果飽和，無法期待與含量相匹配的效果，有時於經濟上變得不利。因此，於含有REM的情況下，較佳為將REM含量設為0.0500%以下。再者，更佳為REM含量為0.0001%~0.0450%。

[鋼板的剩餘部分組成]

關於本發明的焊接接頭的鋼板，以上的化學組成以外的剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。再者，作為不可避免的雜質，可例示H、Zn、Re、Co、Sb、Bi等，若合計為0.0100%以下則可容許。另外，只要滿足所述基本組成及選擇組成，則亦可含有該些以外的元素，此種實施方式亦包含於本發明的技術範圍內。

[Ceq]

進而，所述鋼板的化學組成進而佳為滿足以下條件。

Ceq與板厚T(mm)的關係滿足0.0004T+0.25≦Ceq≦0.0004T+0.45。

此處，Ceq由下述(1)式而定義，且是基於含有元素的淬透性的指標。

Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15…(1)

其中，(1)式中的各元素符號表示所述元素的含量(質量%)，於不含有所述元素的情況下設為0。

於本發明中，為了獲得作為目標的高強度組織，而需要對與某鋼板的板厚T相對應的冷卻速度以及與板厚T相對應的合金添加量進行控制，若Ceq小於(0.0004T+0.25)，則無法獲得所需的強度。另一方面，若Ceq大於(0.0004T+0.45)，則在與板厚中心位置相比冷卻速度快的鋼板表面中，強度變得過高，低溫衝擊韌性處於低位。因此，較佳為設為0.0004T+0.25≦Ceq≦0.0004T+0.45。

再者，更佳為0.0004T+0.27≦Ceq≦0.0004T+0.43。

[鋼板特性]

此處，對本發明的焊接接頭中所使用的鋼板的特性進行說明。

鋼板的表面下1mm位置處的錯位密度ρ(m^-2)較佳為4.0×10¹⁴m^-2以下。所謂錯位密度ρ(m^-2)是指金屬的結晶中所存在的每單位體積的錯位長度。就鋼板的彎曲加工性的觀點而言，規定為母材的表面下1mm位置(即，「鋼板的表面下1mm位置」)。鋼板的彎曲加工性是由鋼板的表層組織的延展性來決定。若因熱軋時的加工應變導致表層組織的錯位密度增加，則表層組織的變形極限會下降，因此彎曲加工性下降。因此，將鋼板表面下1mm位置處的錯位密度設為4.0×10¹⁴m^-2以下。再者，通常，由於鋼組織不可避免地含有錯位，因此為了使所述錯位密度小於1.0×10¹¹m^-2而花費非常高的製造成本。因此，所述錯位密度較佳為1.0×10¹¹m^-2以上，更佳為3.0×10¹⁴m^-2以下。

另外，較佳為母材的表面下1mm位置處的平均結晶粒徑為15.0μm以下，母材的板厚的中心位置處的平均結晶粒徑為20.0μm以下。

所謂平均結晶粒徑，是指將由結晶方位差為15°以上的邊界包圍的區域作為晶粒時，於鋼板表面下1mm位置及板厚中心位置的各個位置處的所有晶粒的平均值，且可利用後述的實施例中 記載的方法來測定。鋼板的表層組織的結晶粒徑越細，鋼板表層的韌性越提高。為了獲得所述效果，較佳為將鋼板表面下1mm位置處的平均結晶粒徑設為15.0μm以下。更佳為鋼板表面下1mm位置處的平均結晶粒徑設為13.0μm以下。進而，鋼板的板厚中心位置處的鋼組織的結晶粒徑越細，板厚中心位置處的韌性越提高。為了獲得所述效果，較佳為將板厚中心位置處的平均結晶粒徑設為20.0μm以下。更佳為鋼板表面下1mm位置處的平均結晶粒徑為15.0μm以下。此處，於本發明中，所謂「鋼板表面下1mm」，是指自鋼板的表面起在板厚方向上為1mm的深度位置。所謂「板厚中心位置」，是指鋼板的板厚1/2的位置。

[鋼板的製造方法]

接下來，對所述鋼板的製造方法進行說明。

本發明的成為對象的鋼板是藉由對具有所述成分組成的板坯(鋼原材料)進行加熱、熱軋、冷卻而獲得。於所述冷卻後，進而可進行任意的回火步驟。以下對各種較佳的條件進行說明。但是，並不限定於特定的製造方法，只要具有所述的步驟即可。

再者，於以下的製造方法的說明中，關於溫度的「℃」表示只要無特別說明，則設為板坯、鋼板的表面溫度的溫度。表面溫度例如可利用輻射溫度計等來測定。

於本發明中，板坯的熔煉方法並無特別限定，轉爐、電爐、真空熔解爐等公知的熔煉方法均適合。板坯例如藉由連續鑄造法而製造成所期望的尺寸。亦可對鋼液進一步實施鋼包精煉(ladle refining)等二次精煉。

．加熱條件

如上所述，較佳為將所製造的板坯加熱至1000℃~1200℃的溫度。若板坯的加熱溫度小於1000℃，則於板坯鑄造時在板坯內部析出的粗大NbC不會再固溶而殘留。藉此，無法獲得由固溶Nb或熱軋過程中再析出的微細NbC帶來的未再結晶溫度區域的高溫化效果。伴隨於此，由控制軋製帶來的晶粒的微細化效果變小，韌性下降。另一方面，若板坯的加熱溫度超過1200℃，則因沃斯田鐵的晶粒生長而導致熱軋開始時的結晶粒徑變得粗大，因此，伴隨於此，熱軋後的最終組織的結晶粒徑亦變得粗大，韌性亦下降。因此，板坯的加熱溫度較佳為設為1000℃~1200℃的溫度。板坯的加熱溫度更佳為1030℃以上，進而佳為1170℃以下。

．熱軋條件

接下來，較佳的是對加熱後的板坯進行熱軋。如上所述，於本發明中，重要的是鋼板表面下1mm位置處的錯位密度及平均結晶粒徑與板厚中心位置處的平均結晶粒徑。為了獲得各種特性，較佳為於以下熱軋條件下進行軋製。

再者，此處，將就鋼板表面下1mm位置或板厚中心位置處的溫度而言超過(8250[Nb]+770℃)的溫度區域稱為再結晶溫度區域。另外，將就鋼板表面下1mm位置或板厚中心位置處的溫度而言為(8250[Nb]+770℃)~Ar₃溫度的溫度區域稱為未再結晶溫度區域。鋼板的板厚中心位置處的溫度例如可於鋼板的板厚中心 安裝熱電偶來進行測定；或藉由利用傳熱解析來計算鋼板剖面內的溫度分佈，並根據鋼板的表面溫度對其結果進行修正來求出。再者，所述[Nb]表示所述鋼板的化學組成中的所述元素的含量(質量%)。

首先，將鋼板表面下1mm位置處的鋼板溫度暫時冷卻至Ar₃溫度以下，其後藉由復熱設為超過Ac₃溫度。接下來，對於鋼板表面下1mm位置，進行將鋼板表面下1mm位置處的鋼板溫度為(8250[Nb]+770℃)~Ar₃溫度的溫度區域下的壓下率設為25%以上的壓下。其後，進行將鋼板表面下1mm位置處的鋼板溫度小於Ar₃溫度的溫度區域中的總壓下率設為15%以下的壓下。

對於加熱後的板坯，於熱軋過程中將鋼板表層暫時冷卻至Ar₃溫度以下，藉此自沃斯田鐵相變為鐵氧體等低溫生成組織。進而藉由其後的復熱而使鋼板表層為Ac₃溫度以上的溫度，藉此使其再相變為沃斯田鐵組織，而使鋼板表層為微細的沃斯田鐵。

再者，所述熱軋步驟中的冷卻例如可列舉水冷、送風冷卻等方法，只要可控制為規定的溫度，則不限方法。例如，設為Ar₃溫度以下的冷卻藉由水冷來進行，鋼板表面下1mm位置成為Ar₃溫度以下的滯留時間較佳為設為5秒以上，且較佳為設為300秒以下。冷卻後的復熱設為於大氣中對鋼板進行保持，保持時間較佳為設為30秒以上，且較佳為設為600秒以下。

接著，於鋼板表層為未再結晶溫度區域即(8250[Nb]+770℃)~Ar₃溫度的溫度區域時施加25%以上的壓下，藉此加工應變 被導入至鋼板表層的沃斯田鐵中。藉由其作為最終冷卻時的相變核發揮作用，可獲得韌性良好的微細組織。較佳為所述溫度區域下的壓下率設為30%以上。再者，就軋製效率的觀點而言，所述溫度區域下的壓下率較佳為設為80%以下，進一步更佳為設為70%以下。

再者，所述溫度區域下的道次數的上限並無特別限定。另外，只要滿足所述壓下率的條件即可，例如亦可分為多道次進行。

若鋼板表層的溫度小於Ar₃溫度的溫度區域下的總壓下率超過15%，則藉由加工應變被導入至在鋼板表層完成了相變的鐵氧體組織或波來鐵組織中，延展性會下降，彎曲加工性劣化。因此，較佳為將鋼板表層的溫度小於Ar₃溫度的溫度區域下的總壓下率設為15%以下。更佳為將所述溫度區域下的總壓下率設為6%以下。

藉由根據所述鋼板表層的軋製條件進行該些的組織控制，可將鋼板表層設為錯位密度低且結晶粒徑小、兼具優異的彎曲加工性與韌性的組織。

接著，可為對鋼板的板厚中心位置，以板厚中心位置處的鋼板溫度為(8250[Nb]+770℃)以下且Ar₃溫度以上的溫度區域下的總壓下率成為25%以上的方式施加壓下。

對於被加熱的板坯，於所述鋼板表層的軋製條件下進行熱軋的期間，於鋼板的板厚中心位置為未再結晶溫度區域即(8250[Nb]+770℃)~Ar₃溫度的溫度區域時施加25%以上的壓下。 藉此，加工應變被導入至板厚中心位置處的沃斯田鐵中。藉由其作為最終冷卻時的相變核發揮作用，可獲得韌性良好的微細組織。因此，較佳為將鋼板板厚中心溫度為(8250[Nb]+770℃)以下的溫度區域下的總壓下率設為25%以上。更佳為將所述溫度區域下的總壓下率設為30%以上。就軋製效率的觀點而言，所述溫度區域下的總壓下率較佳為設為80%以下，進一步更佳為設為70%以下。

另外，於鋼板的板厚中心位置小於Ar₃溫度的情況下，加工應變被導入至所生成的鐵氧體中，韌性會下降。因此，鋼板的板厚中心位置較佳為設為Ar₃溫度以上。

於本發明中，於「對鋼板表層的軋製」與「對板厚中心位置的軋製」此兩種軋製中，於所述各軋製條件內溫度區域有可能重疊。於此種情況下，將重疊的溫度區域的壓下量作為「鋼板表層」及「板厚中心位置」的各壓下量進行累計，所述累計的壓下量只要處於各軋製條件的範圍內即可。

此處，關於鋼板表層及板厚中心位置處的再結晶溫度區域下的總壓下率，於超過(8250[Nb]+770℃)的溫度區域中，以總壓下率=(r0-r1)/r0×100(%)來進行計算。再者，r0是開始最初的軋製時的板厚，r1是進行最後的軋製後的板厚。另外，Ar₃溫度、Ac₃溫度可藉由弗馬斯塔(Formaster)試驗等來求出。

藉由根據所述鋼板的板厚中心位置的軋製條件進行該些的組織控制，可將鋼板中心位置設為結晶粒徑小、且韌性優異的組織。

．冷卻條件

對所述熱軋後而獲得的鋼板進行冷卻。冷卻以如下方式來進行：就鋼板的板厚中心位置處的溫度而言為700℃~550℃的溫度區域下的平均冷卻速度於設為板厚T(mm)時，成為2500×T^-1.7℃/秒以上。冷卻方法例如可列舉自噴嘴以大流量噴射水的水冷等。於本發明中，較佳為對鋼板兩面實施冷卻操作(處理)，以使鋼板的兩面於相同的條件下進行冷卻。

於熱軋後的板厚中心位置處的700℃~550℃之間的平均冷卻速度小於2500×T^-1.7℃/秒的情況下，由於產生自沃斯田鐵向低溫相變組織的相變的溫度區域下的冷卻速度不足，因此無法獲得本發明中作為目標的所需的強度。另外，由於生成粗大的鐵氧體，因此韌性會下降。因此，板厚中心位置處的700℃~550℃的溫度區域下的平均冷卻速度較佳為設為2500×T^-1.7℃/秒以上。

於本發明中，於所述冷卻後，視需要以進一步提高強度及韌性為目的，可進行回火。於此種情況下，於鋼板的冷卻後，於650℃以下的回火溫度下進行回火。若回火溫度高於650℃，則有時產生明顯的軟化而無法確保所需的強度。因此，較佳為將回火溫度設為650℃以下。另一方面，回火溫度的下限並無特別限定，較佳為設為200℃以上。再者，回火的時間能夠適當調整。所謂此處的回火溫度，是指鋼板表面的溫度。

[焊接金屬的化學組成]

接著，對本發明的焊接接頭的焊接金屬的化學組成進行說明。 再者，關於化學組成的「%」只要無特別說明則是指「質量%」。

[焊接金屬的基本組成]

本發明的焊接接頭的焊接金屬的化學組成中的基本組成如以下所述。

較佳為具有如下化學組成的焊接金屬，所述化學組成包含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、以及N：0.010%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。

因此，對在本發明中如上所述般規定了焊接金屬的化學組成的理由進行說明。

再者，各組成向焊接金屬的添加(含有)可自鋼板、或作為焊接材料的金屬線的任一種中進行添加。

[C：0.04%~0.14%]

C是具有藉由固溶強化而使焊接金屬的強度上升的作用的元素，另外是有助於沃斯田鐵晶界的強化的元素。若C含量小於0.04%，則沃斯田鐵的晶界強度下降，有可能無法獲得本發明中作為目標的強度。另一方面，若C含量超過0.14%，則有時會促進焊接裂紋的產生，焊接金屬的低溫衝擊韌性亦下降。因此，C含量較佳為設為0.04%~0.14%。再者，C含量更佳為設為0.05%~0.12%。

[Si：0.03%~0.70%]

Si作為脫氧劑發揮作用，並且具有提高焊接金屬的黏性、穩定地保持焊縫形狀的效果。為了獲得此種效果，較佳為含有0.03%以上的Si含量。但是，若Si含量超過0.70%，則有可能會使焊接金屬的低溫衝擊韌性下降。另外，Si於凝固時產生偏析，於凝固單元界面生成液相，因此有時使耐焊接裂紋性下降。因此，Si含量較佳為設為0.03%~0.70%。再者，Si含量更佳為設為0.04%~0.60%。

[Mn：0.30%~2.50%]

Mn是可以低成本提高焊接金屬的淬透性並且使強度提高的元素。為了獲得所述效果，較佳為含有0.30%以上的Mn。另一方面，若Mn含量超過2.50%，則於凝固時產生Mn偏析，誘發高溫裂紋，因此有時焊接性會下降。因此，Mn含量較佳為設為0.30%~2.50%。再者，Mn含量更佳為0.50%~2.20%。

[P：0.030%以下]

P是使晶界脆化的作用大的元素，若大量含有所述P，則會使焊接金屬的低溫衝擊韌性下降，另外，於凝固時於界面產生偏析，有時會誘發高溫裂紋。因此，P含量較佳為設為0.030%以下。進而，P含量更佳為設為0.025%以下。另一方面，由於P含量越少越較佳，因此P含量的下限並無特別限定，可為0%。然而，P是作為雜質不可避免地含有於焊接金屬中的元素，過度的低P化會導致成本的上升，因此P含量較佳為設為0.001%以上。

[S：0.020%以下]

S使焊接金屬的低溫衝擊韌性下降，另外，於凝固時於界面產生偏析，有時會誘發高溫裂紋，因此S含量較佳為設為0.020%以下。進而，S含量更佳為設為0.010%以下。另一方面，由於S含量越少越較佳，因此S含量的下限並無特別限定，可為0%。然而，S是作為雜質不可避免地含有於焊接金屬中的元素，過度的低S化會導致成本的上升，因此S含量較佳為設為0.0001%以上。

[Nb：0.001%~0.100%]

Nb是碳化物形成元素，且是使碳化物析出而有助於提高焊接金屬的強度的元素。另外，Nb使碳化物於焊接金屬的凝固單元界面析出，有助於抑制高溫裂紋的產生。為了獲得所述效果，Nb含量較佳為含有0.001%以上。另一方面，若Nb含量超過0.100%，則使碳化物粗大化，成為破壞的產生起點，有可能會導致極低溫衝擊韌性下降。因此，Nb含量較佳為設為0.001%~0.100%。再者，Nb含量更佳為0.005%~0.075%。進而，Nb含量特佳為設為0.005%~0.050%。

[Al：0.001%~0.100%]

Al作為脫氧劑發揮作用，具有提高焊接金屬的黏性、穩定地保持焊縫形狀的重要作用。為了獲得所述效果，較佳為將Al含量設為0.001%以上。另一方面，若Al含量超過0.100%，則焊接金屬的清潔度會下降，其結果，延展性及韌性有可能會下降。進而，焊接金屬的黏性變得過高，相反，有時焊縫不擴展而融合不良等缺 陷增加。因此，Al含量較佳為設為0.001%~0.100%。再者，Al含量更佳為設為0.005%~0.080%。

[Cu：0.001%~2.000%]

Cu是可於不使焊接金屬的韌性大幅劣化的情況下提高焊接金屬的強度的元素。為了獲得所述效果，較佳為將Cu含量設為0.001%以上。另一方面，若Cu含量超過2.000%而大量含有，則於凝固時產生偏析，有可能會誘發高溫裂紋。因此，於含有Cu的情況下，較佳為將Cu含量設為2.000%以下。再者，Cu含量更佳為0.005%~1.500%。Cu含量進而佳為0.005%~1.000%，進一步更佳為0.005%~0.500%。

[Ni：0.001%~2.500%]

Ni是具有提高焊接金屬的淬透性並且提高韌性的效果的元素。為了獲得所述效果，較佳為將Ni含量設為0.001%以上。然而，Ni是高價的元素，超過2.500%的含有於經濟上變得不利。因此，於含有Ni的情況下，較佳為將Ni含量設為2.500%以下。再者，Ni含量更佳為0.010%~2.000%。Ni含量進而佳為0.010%~1.500%，進一步更佳為0.010%~1.000%。

[Cr：0.001%~1.500%]

Cr是可藉由提高焊接金屬的淬透性而使焊接金屬的強度提高的元素。為了獲得所述效果，較佳為將Cr含量設為0.001%以上。另一方面，若Cr含量超過1.500%，則焊接性有可能會下降。另外，生成Cr碳化物，有時會導致低溫衝擊韌性的下降。因此， 於含有Cr的情況下，較佳為將Cr含量設為1.500%以下。再者，Cr含量更佳為0.010%~1.200%，進而佳為0.010%~1.000%。

[Mo：0.001%~1.000%]

Mo是可藉由提高焊接金屬的淬透性而使焊接金屬的強度提高的元素。為了獲得所述效果，較佳為將Mo含量設為0.001%以上。另一方面，若Mo含量超過1.000%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有Mo的情況下，較佳為將Mo含量設為1.000%以下。再者，更佳為Mo含量為0.010%~0.800%。

[Ti：0.001%~0.100%]

Ti是可於焊接金屬中以微細的碳氮化物的形式析出而使焊接金屬的強度提高的元素。為了獲得所述效果，較佳為將Ti含量設為0.001%以上。另一方面，若Ti含量超過0.100%，則焊接金屬的組織的清潔度會下降，其結果，延展性及韌性有可能會下降。因此，於含有Ti的情況下，較佳為將Ti含量設為0.100%以下。再者，更佳為Ti含量為0.005%~0.080%。

[V：0.001%~0.300%]

V是可提高焊接金屬的淬透性並且藉由碳氮化物的生成而使焊接金屬的強度提高的元素。為了獲得所述效果，較佳為將V含量設為0.001%以上。另一方面，若V含量超過0.300%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有V的情況下，較佳為將V含量設為0.300%以下。再者，更佳為V含量為0.005%~0.250%。V含量進而佳為0.005%~0.150%，進一步更佳為0.005%~0.100%。

[B：0.001%~0.020%]

B是具有藉由極微量的添加而提高淬透性，藉此使焊接金屬的強度提高的效果的元素。為了獲得所述效果，較佳為將B含量設為0.001%以上。另一方面，若B含量超過0.020%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有B的情況下，較佳為將B含量設為0.020%以下。再者，更佳為B含量為0.005%~0.018%。

[O：0.050%以下]

O是使延展性、韌性下降的元素，因此較佳為將O含量設為0.050%以下。另一方面，由於O含量越少越較佳，因此O含量的下限並無特別限定，可為0%。但是，O是作為雜質不可避免地含有於焊接金屬中的元素，過度的低O化會導致成本的上升，因此O含量較佳為設為0.0005%以上。

[N：0.010%以下]

N是使延展性、韌性下降的元素，因此較佳為將N含量設為0.010%以下。另一方面，由於N含量越少越較佳，因此N含量的下限並無特別限定，可為0%。但是，N是作為雜質不可避免地含有於焊接金屬中的元素，因此過度的低N化會導致成本的上升，因此N含量較佳為設為0.0005%以上。

[焊接金屬的任意的選擇組成]

本發明的焊接金屬藉由設為所述基本組成而可獲得本發明的作為目標的特性，以進一步提高強度或焊接性(具體而言為焊接部的韌性或焊接作業性等)為目的，可於所述基本組成的基礎上，視 需要含有下述任意的選擇組成。

為選自由W：0.500%以下、Ca：0.0200%以下、Mg：0.0200%以下、以及REM：0.0500%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。W、Ca、Mg、及REM為可任意含有的組成，因此該些的含量可為0%。

[W：0.500%以下]

W是可藉由提高焊接金屬的淬透性而使焊接金屬的強度提高的元素。另一方面，若W含量超過0.500%，則焊接性有可能會下降。因此，於含有W的情況下，較佳為將W含量設為0.500%以下。再者，較佳為W含量為0.001%以上。更佳為W含量為0.001%~0.300%。

[Ca：0.0200%以下]

Ca是藉由形成高溫下的穩定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，若Ca含量超過0.0200%，則清潔度會下降，有時會使焊接金屬的韌性受損。因此，於含有Ca的情況下，較佳為將Ca含量設為0.0200%以下。再者，更佳為Ca含量為0.0001%~0.0180%。進而佳為Ca含量為0.0001%~0.0100%。

[Mg：0.0200%以下]

Mg是藉由形成高溫下的穩定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，若Mg含量超過0.0200%，則Mg的添加效果飽和，無法期待與含量相匹配的效果，有時於經濟上變得不利。因此，於含有Mg的情況下，較佳為將Mg含量設為0.0200%以下。 再者，更佳為Mg含量為0.0001%~0.0180%。進而佳為Mg含量為0.0001%~0.0150%。

[REM：0.0500%以下]

REM(稀土金屬)是藉由形成高溫下的穩定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，若REM含量超過0.0500%，則REM的添加效果飽和，無法期待與含量相匹配的效果，有時於經濟上變得不利。因此，於含有REM的情況下，較佳為將REM含量設為0.0500%以下。再者，更佳為REM含量為0.0001%~0.0450%。

[焊接金屬的剩餘部分組成]

關於本發明的焊接金屬，以上的化學組成以外的剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。再者，所謂不可避免的雜質，是指於焊接過程中自焊接金屬線、鋼板、周邊氣氛等混入的成分，且是並非有意地含有的成分。作為不可避免的雜質，可例示H、Zn、Re、Co、Sb、Bi等，若合計為0.0100%以下則可容許。另外，只要滿足所述基本組成及選擇組成，則亦可含有該些以外的元素，此種實施方式亦包含於本發明的技術範圍內。

[焊接金屬的機械特性]

此處，對本發明的焊接接頭的較佳的機械特性進行說明。

較佳為具有所述化學組成的焊接金屬且依據JIS Z 3111的規定而製作的焊接金屬的拉伸試驗中的常溫下的降伏強度(0.2%耐力)為325MPa以上且其拉伸強度為520MPa以上。

另外，焊接接頭的常溫下的拉伸強度較佳為520MPa以上。再者，於本發明中，所謂「常溫」，是指25.0℃。

進而，較佳為關於依據JIS Z 3128的規定而製作的焊接接頭的焊接金屬及焊接熱影響部的試驗溫度：-40℃下的V型缺口夏比衝擊試驗的吸收能(_vE_-40)為30J以上。原因在於：於低於30J的情況下，含有所述接頭的結構物的韌性變低，有可能容易引起破壞。

[焊接接頭的製造方法]

接下來，對本發明的焊接接頭的製造方法進行說明。即，對所述鋼板進行氣體保護電弧焊接而成的焊接接頭的製造方法進行說明。

首先，準備具有所述化學組成的板厚50mm以上的鋼板。然後，進行坡口加工，以使所準備的鋼板彼此形成規定的坡口形狀。對於形成的坡口形狀，無需特別限定，作為焊接結構物用途，可例示通常的V坡口、坡口、X坡口、K坡口等。

接下來，對所述坡口加工後的鋼板彼此進行焊接，藉由每一層1道次的焊接，較佳為形成三層以上的多層焊接金屬，從而作為焊接接頭。若以一層或兩層的焊接金屬進行焊接，則於坡口內焊接時的熱不會均勻地擴散，會誘發焊接缺陷。所使用的焊接用金屬線只要可形成具有所期望的特性的焊接金屬即可，並無特別限定。

[氣體保護電弧焊接方法]

本發明中使用的焊接方法是可穩定地獲得具有無焊接缺陷的焊接金屬、具備高強度與優異的低溫衝擊韌性的窄坡口焊接接頭的多電極氣體保護電弧焊接方法。

作為本發明的氣體保護電弧焊接方法的焊接條件，需要適當地控制以下結合圖式說明的焊接條件。

[焊接條件(基本條件與任意選擇條件)]

(1)基本焊接條件

(a)將電極設為三電極以上的多層焊接。

(b)將第一電極及第二電極的各焊接金屬線前端配置於平行的不同的焊接線上。(參照圖4)

(c)將第一電極及第二電極中的其中一者設為負極引線(正極性)，將另一者設為正極引線(相反極性)。

(d)第一電極及第二電極的各焊接金屬線前端間的距離a(mm)為5mm~16mm。(參照圖4)

(e)將第一電極及第二電極的各焊接金屬線前端間連結的直線相對於焊接線的直角方向所成的角度α為60°以下。(參照圖4)

(f)於成為負極引線(正極性)的電極中，使用含有0.015質量%~0.100質量%的REM的焊接金屬線。

(2)任意選擇焊接條件

(g)第一電極及第二電極的各供電晶片前端相對於焊接線的垂直方向而言的向坡口面側的傾斜角度Φ為0°~15°。(參照圖 3)

(h)第一電極及第二電極的各焊接金屬線前端的側端部與所述坡口面的距離d(mm)為0.5mm~3.0mm。(參照圖2、圖3)

(i)各焊接金屬線使用在曲率半徑為150mm~300mm的範圍內預先彎曲的焊接金屬線。

(j)將第三電極以後的電極配置於第一電極及第二電極的後方的坡口中央。(參照圖4、圖5)

(k)作為保護氣體，使用含有60體積%以上的CO₂氣體的氣體。

[各個焊接條件]

對以上的焊接條件分別進行更詳細的說明。

(a)三電極以上的多層焊接

於窄坡口的多層焊接中，在設為每一層1道次的情況下，於一電極中熱容易集中於坡口中央，因此鋼材的坡口面處的熔融不足，容易產生融合不良(冷疊(cold lap))、附著於坡口面上的濺鍍及熔渣捲入所引起的缺陷。特別是，初層焊接中，鋼材的溫度低，熔融深度變小，因此容易產生融合不良所引起的缺陷。另外，就提高焊接施工效率的觀點而言，有利的是設為三電極以上的多電極焊接。再者，就焊接施工效率的觀點而言，較佳為四電極以下。最佳為三電極。

(b)電極的配置

將第一電極及第二電極的各焊接金屬線前端配置於平行的不 同的焊接線上。圖4是三電極時的焊接金屬線前端的配置例，圖5是四電極時的焊接金屬線前端的配置例。如該些圖所示，第一電極5的焊接金屬線前端5c及第二電極6的焊接金屬線前端6c配置於平行的不同的焊接線9上。藉由如此，自第一電極及第二電極的各焊接金屬線引出的電弧在所形成的焊接金屬的寬度方向上擴展。

(c)電極的極性

將第一電極及第二電極中的其中一者設為負極引線(正極性)，將另一者設為正極引線(相反極性)。若將第一電極及第二電極設為相同極性，例如將第一電極及第二電極均設為正極引線，則相互的電弧因吸引的電磁力而向內，熱會集中於坡口中央，從而於坡口面無法獲得充分的熔融。然而，若將第一電極及第二電極設為不同的極性，將所述(b)中所說明的各焊接金屬線前端配置於與焊接線平行的不同的線上，則相互的焊接電流所帶來的磁場產生強的向外的電磁力，電弧會相互排斥。其結果，能夠於坡口面獲得充分的熔融深度。根據所述結果，於本發明中，關於第一電極及第二電極的極性，將其中一者設為負極引線(正極性)，將另一者設為正極引線(相反極性)。

(d)第一電極-第二電極前端間距離a：5mm~16mm

自第一電極5與第二電極6的各焊接焊炬前端的供電晶片5a與供電晶片6a供給的焊接金屬線5b與焊接金屬線6b前端間的距離a(以下，亦簡稱為「第一電極-第二電極前端間距離」)需要控 制為5mm~16mm的範圍。再者，所謂此處所提及的焊接金屬線5b與焊接金屬線6b前端間的距離a，如圖4所示，是指各電極中的焊接金屬線前端5c與焊接金屬線前端6c的中心間的距離。

當所述第一電極-第二電極前端間距離a小於5mm時，電流(電子)於電極間流動，藉此電弧本身所具有的熱減少，無法獲得坡口面的充分的熔融。另一方面，若距離a超過16mm，則電極間的向外的電磁力與距離成反比例地變小，無法獲得用於克服因於坡口面流動的電流而產生的向內的電磁力的電弧排斥力，相互的電弧向內，熱集中於坡口中央。其結果，無法獲得坡口面上的充分的熔融。

進而，於窄坡口焊接中，濺鍍附著於坡口面所引起的焊接缺陷的抑制成為課題，但藉由控制所述(b)、(c)、(d)的焊接條件，濺鍍被各自的熔融金屬吸收。藉此，濺鍍向坡口面的附著得到抑制，因此能夠獲得健全的焊接部。

根據以上內容，將第一電極-第二電極前端間距離a控制為5mm~16mm的範圍，但為了藉由更強的電弧的排斥而獲得更深且穩定的坡口面的熔融深度，較佳為將第一電極-第二電極前端間距離a控制為5mm~8mm的範圍。

(e)第一電極-第二電極前端配置角度α：60°以下

於本發明的窄坡口氣體保護電弧焊接方法中，利用電弧的排斥確保坡口面的熔融。此處，於圖4中，對第一電極5與第二電極6的焊接金屬線前端5c與焊接金屬線前端6c之間連結的直線 相對於焊接線9的直角方向所成的角度α(以下，亦簡稱為「第一電極-第二電極前端配置角度」)進行說明。若所述角度α超過60°，則無法獲得充分的電弧的排斥力，於坡口面無法獲得充分的熔融。因此，角度α限定為60°以下。較佳為角度α為45°以下。再者，角度α亦可為0°(即，與焊接線的直角方向平行)。更佳為角度α為25°以上。

(f)正極性電極中使用的焊接金屬線的REM含量

REM(稀土元素(rare earth element))是對於煉鋼時及鑄造時的夾雜物的微細化、或焊接施工時的焊接金屬的韌性改善而言有效的元素。進而，若將含有REM的焊接金屬線供給至成為負極引線(正極性)的電極進行焊接，則可實現熔滴的微細化與移行的穩定化。藉由所述熔滴移行的微細化，抑制濺鍍的產生，即便為正極性亦能夠進行穩定的氣體保護電弧焊接。根據如上所述的情況，於本發明中，向成為正極性的電極供給含有0.015質量%~0.100質量%的REM(稀土元素)的鋼金屬線。再者，REM(稀土元素)以外的元素如JIS Z 3312所規定般，根據焊接金屬線的等級(鋼種)，通常包含所含有的適當量。當REM(稀土元素)的含量小於0.015質量%時，無法實現所述熔滴的微細化與移行的穩定化。另一方面，若超過0.100質量%而含有REM，則於金屬線製造步驟中產生裂紋，因此焊接金屬線的製造變得困難。因此，REM(稀土元素)的含量限定為0.015質量%~0.100質量%的範圍。較佳為REM含量為0.025質量%~0.050質量%。

再者，作為氣體保護電弧焊接用的焊接金屬線，一般而言於直徑0.6mm~2.0mm的範圍內來製造，但於以相同的電流進行焊接的情況下，一般而言金屬線直徑越細，藉由焦耳熱而獲得的熔接速度越高。因此，為了實現高效率的焊接施工，較佳為選擇比較細的金屬線直徑。另一方面，若金屬線直徑過細，則金屬線因焦耳熱而軟化，從而焊接變得不穩定。因此，使用的焊接金屬線的直徑較佳為設為1.0mm~1.6mm的範圍。

以上的焊接條件是本發明的氣體保護電弧焊接中的基本的焊接條件，藉由在所述條件下進行焊接施工，可製成無焊接缺陷、具備高強度且優異的低溫衝擊韌性的窄坡口焊接接頭。

進而，於本發明中，藉由在所述基本焊接條件的基礎上，滿足以下說明的任意的選擇焊接條件，能夠更穩定地獲得無焊接缺陷、具備高強度且優異的低溫衝擊韌性的窄坡口焊接接頭。

(g)供電晶片的傾斜角度Φ：0°~15°

電弧具有指向性，且具有容易朝向電極的焊接金屬線前端所指的方向的性質。為了於坡口面的熔融中有效地利用所述電弧的指向性，有利的是使焊接金屬線前端所指的方向朝向坡口面，所述焊接金屬線前端所指的方向根據自電極前端的供電晶片供給的焊接金屬線的供給角度而大幅變化。因此，如圖3所示，第一電極5的焊接金屬線5b及第二電極6的焊接金屬線6b相對於各焊接金屬2底部的供給角度和各電極的供電晶片5a與供電晶片6a的前端的斜率相同。因此，藉由對所述供電晶片前端向坡口面4側的 傾斜角度Φ(以下，亦稱為「供電晶片的傾斜角度Φ」)進行調整，可控制自各供電晶片供給的焊接金屬線相對於焊接金屬底部的供給角度。此處，所謂焊接金屬底部，為焊接金屬的各焊接層的底部，且是指與前焊接層的邊界附近。

當第一電極及第二電極的供電晶片的傾斜角度Φ小於0°(即，向與坡口面相反之側傾斜的情況)時，電流向電阻更小的路徑流動。其結果，電弧會於作為電極的金屬線上爬行(即，亦稱為「電弧的爬行」)，難以維持作為目標的坡口面、特別是底部處的熔融。另一方面，若供電晶片的傾斜角度Φ超過15°，則由於電弧過於朝向坡口面，因此焊縫形狀凸出，初層以後的焊接中的電弧下的熔融變得不充分，容易產生焊接缺陷。因此，供電晶片的傾斜角度Φ較佳為設為0°~15°的範圍。更佳為供電晶片的傾斜角度Φ為5°~12°。

(h)焊接金屬線前端側端部與坡口面的距離d：0.5mm~3.0mm

為了更深且穩定地獲得焊接金屬底部的熔融深度，如圖2及圖3所示，較佳為將第一電極5的焊接金屬線前端5c及第二電極6的焊接金屬線前端6c的側端部與鋼板的坡口面4的距離d設為0.5mm~3.0mm。其原因在於，當所述距離d小於0.5mm時，電弧並非於金屬線與焊接金屬底部之間產生，而是於金屬線與坡口面之間產生，於焊接金屬底部，前焊接層與坡口面無法有效率地熔融。

另一方面，原因在於，若所述距離d超過3.0mm，則電弧遠離坡口面，無法有效率地熔融坡口面。所述距離d更佳為0.5mm~2.0mm的範圍，進而佳為0.5mm~1.0mm的範圍。再者，所謂此處所提及的「焊接金屬線前端的側端部」，是指最接近在各電極欲熔融的鋼板的坡口面之側的側端部，距離d是指所述側端部與坡口面4的最短距離。

(i)要進給的焊接金屬線的曲率半徑：150mm~300mm

於本發明中，為了控制自第一電極5及第二電極6的焊接焊炬前端的供電晶片供給的焊接金屬線5b、焊接金屬線6b的供給角度(Φ)，使用如圖3所示般使前端部向坡口面側傾斜的供電晶片5a、供電晶片6a。此時，焊接金屬線5b及焊接金屬線6b通過其前端部向坡口面側傾斜的供電晶片，但為了使其更順利地通過，較佳為使用所謂的三輥等(未圖示)使要供給的焊接金屬線預先彎曲。

預先彎曲時的曲率半徑較佳為設為150mm~300mm。當所述曲率半徑小於150mm時，金屬線的進給阻力變大，無法穩定地進給焊接金屬線，從而難以維持電弧。另一方面，若焊接金屬線的曲率半徑超過300mm，則對減輕供電晶片前端彎曲的狀態下的金屬線的進給阻力無效果，因此仍然無法穩定地進給焊接金屬線，從而難以維持電弧。因此，向第一電極及第二電極的供電晶片進給的焊接金屬線的曲率半徑較佳為設為150mm~300mm。更佳為焊接金屬線的曲率半徑為175mm~275mm。

(j)第三電極以後的配置

為了避免高溫裂紋的風險，有效的是如圖4及圖5所示，將第三電極以後的電極的焊接金屬線前端(7c與8c)配置於第一電極及第二電極的焊接金屬線前端(5c與6c)的後方的坡口中央。另外，藉此，能夠進一步降低積層數，可大幅降低多層焊接中的積層缺陷的風險。

再者，第二電極的焊接金屬線前端6c與第三電極的焊接金屬線前端7c間的距離b較佳為設為10mm~100mm的範圍，更佳為10mm~60mm，進而佳為10mm~40mm，最佳為10mm~25mm。進而，第三電極的焊接金屬線前端7c與第四電極的焊接金屬線前端8c間的距離c亦較佳為設為10mm~100mm的範圍，更佳為10mm~60mm，進而佳為10mm~40mm，最佳為10mm~25mm。

另外，第三電極以後的極性並無特別限定，可為負極引線(正極性)、正極引線(相反極性)中的任一種。

(k)保護氣體組成

焊接金屬中的氧含量對保護氣體組成亦受到很大的影響，因此作為保護氣體組成，較佳為使用含有60體積%以上的CO₂氣體、剩餘部分作為Ar等惰性氣體的氣體。更佳為CO₂氣體為100體積%的氣體。

再者，用於供給保護氣體的噴嘴較佳為以下的配置。

為了確保作為本發明的目標的氣體保護電弧焊接中的良 好的保護性、抑制大氣中的氮的捲入、降低焊接金屬的低溫韌性的下降或焊接缺陷的產生，而將保護氣體供給噴嘴11配置於坡口內的第一電極5的焊接方向的前方。

基於圖7及圖8來進行詳細說明。圖7是示意性地表示保護氣體供給噴嘴與電極的配置關係的側視剖面圖，圖8是自上方觀察與圖7同樣的配置關係的平面圖。該些圖中示出了配置有第一電極5、第二電極6及第三電極7的三電極焊接的一例。於第一電極5的焊接方向的前方配置有保護氣體供給噴嘴11，用來排出保護氣體的氣體噴出口11a朝向第一電極5。於焊接施工時，保護氣體供給噴嘴11沿著焊接方向與所述三個電極聯動地移動，一邊供給保護氣體，一邊實施電弧焊接。

而且，氣體噴出口11a的剖面面積N較佳為100mm²~350mm²的範圍。

若氣體噴出口11a的剖面面積N小於100mm²，則氣體的吹附面積變小，保護性變得不充分。另一方面，若氣體噴出口11a的剖面面積N超過350mm²，則氣體向坡口底部以外分散，保護性變得不充分。因此，氣體噴出口11a的剖面面積N較佳為設為100mm²~350mm²。所述剖面面積N更佳為125mm²~300mm²。

另外，保護氣體的供給流量Q較佳為35L/min~70L/min的範圍。

若保護氣體的供給流量Q小於35L/min，則向熔融池供給的氣體的量變得不充分，保護性會劣化。另一方面，若保護氣體 的供給流量Q超過70L/min，則保護氣體的流速變得過剩，產生焊接缺陷的可能性變高。因此，保護氣體的供給流量Q較佳為設為35L/min~70L/min。所述供給流量Q更佳為40L/min~65L/min。再者，保護氣體的流速根據保護氣體的供給流量Q與氣體噴出口的剖面面積N的組合而發生變化，較佳為流速為2m/s~7m/s。

氣體噴出口前端部的較佳的剖面形狀如以下所述。

於圖7及圖8中，僅圖示出保護氣體供給噴嘴11的前端部分，但氣體噴出口11a的前端部的剖面的形狀並無特別限定。然而，相較於所述前端部的剖面形狀為圓形的情況，在為矩形的情況下能夠將剖面面積更大的噴嘴插入至坡口內，因此作為氣體噴出口前端部的剖面形狀，較佳為設為矩形。

氣體噴出口11a的剖面與要焊接的坡口底部所成的角度X較佳為40°~80°(參照圖7)。

若氣體噴出口11a的剖面與要焊接的坡口底部所成的角度X小於40°，則保護氣體無法充分到達第三電極7，保護性變得不充分。另一方面，若角度X超過80°，則氣體向坡口底部以外分散，保護性變得不充分。因此，氣體噴出口11a的剖面與要焊接的坡口底部所成的角度X較佳為設為40°~80°。所述角度X更佳為45°~75°。

進而，氣體噴出口11a的前端部與第一電極5的焊接金屬線前端部5c的距離Y較佳為40mm以下(參照圖7及圖8)。 氣體噴出口11a與電極間的距離亦對於保護性而言有效。即，若氣體噴出口11a的前端部(具體而言為最接近電極的部分)與第一電極5的焊接金屬線前端部5c的距離Y超過40mm，則保護氣體無法充分到達電極整體，另外，氣體向坡口底部以外分散，保護性變得不充分。因此，距離Y較佳為設為40mm以下。距離Y更佳為5mm~35mm。

[其他焊接條件]

再者，對於所述焊接條件以外的條件並無特別規定。例如，可設為焊接電流：280A~360A、焊接電壓：32V~37V、焊接速度：30~90(cm/min)、金屬線突出長度：15~30(mm)、每一道次的焊接熱輸入量：10~50(kJ/cm)。

再者，於利用三電極進行多層焊接的情況下，更佳的是以下的焊接電流的條件。

首先，將第一電極的電流值I1與第二電極的電流值I2設為280A~360A的範圍。若第一電極的電流值I1與第二電極的電流值I2小於280A，則無法充分熔融坡口面，產生融合不良的可能性變高。另一方面，若電流值I1及電流值I2超過360A，則焊縫的高度變高而成為縱長的焊縫，因此高溫裂紋風險增大。因此，第一電極的電流值I1與第二電極的電流值I2的範圍較佳為280A~360A，更佳為280A~340A。

接下來，第三電極的電流值I3是針對多層焊接的每層，基於與各層的焊縫寬度的關係來進行控制，藉此可抑制本發明的 目標的焊接各層中產生的高溫裂紋。具體而言，將第i層的第三電極的電流值I3_i設為滿足下述(2)式的範圍。

I3_i≦30×G_i-1-10…(2)

此處，I3_i：第i層的第三電極的電流值[A]、G_i-1：藉由第i層的一層前(即，第i-1層)的焊接而形成的焊縫的寬度[mm]、i：2以上的自然數。

若第三電極的電流值I3_i變高，則焊縫的高度變高而成為縱長的焊縫，因此高溫裂紋風險增大。另一方面，焊縫的寬度G_i受到藉由一層前(即，第i-1層)的焊接而形成的焊縫的寬度G_i-1的影響，伴隨著層數的增加，其寬度亦變大。根據所述內容，對焊縫的寬度與第三電極的電流值的關係進行了研究，結果發現良好的範圍，據此，導出了所述(2)式。即，若為滿足所述(2)式的範圍，則可獲得成為縱長的焊縫得到抑制、可防止高溫裂紋的優異的效果。

[實施例]

以下，基於實施例，進一步對本發明進行說明。其中，下述實施例僅是用於例示並更詳細地說明本發明，並不限定本發明的申請專利範圍。

首先，對具有表1所示的化學組成的鋼液進行熔煉，並藉由連續鑄造等製造鋼原材料(板坯)。所述表1的組成成為作為 母材的鋼板的化學組成。再者，表1的「-」欄表示並非有意地添加的情況，且不僅包含不含有(0%)的情況，而且亦包含不可避免地含有的情況。

[表1]

接下來，對所獲得的板坯依序進行加熱、熱軋、冷卻的各步驟，從而獲得表2-1及表2-2所示的板厚T(mm)的鋼板。再者，熱軋步驟中的軋製開始溫度在鋼板表層為990℃~1140℃的範圍，軋製最終溫度在鋼板表層為670℃~830℃的範圍。表面溫度是藉由輻射率溫度計來測定，板厚中心位置處的溫度是藉由於鋼板的板厚中心位置安裝熱電偶來進行測定而得的值。另外，熱軋後的冷卻是自鋼板的表背面以大流量噴射水來進行。

另一方面，利用真空熔解爐對鋼液進行熔煉、鑄造，從而獲得鋼錠，將所述鋼錠加熱至1200℃後，藉由熱軋加工及冷軋加工而製成1.2mmΦ的氣體保護電弧焊接用金屬線。作為金屬線鋼種(等級)，除了使用YGW18以外，亦使用G 59J A 1。

接著，對所述鋼板實施坡口加工，從而獲得表2-1及表2-2所示的坡口形狀。再者，表2-1及表2-2中的坡口形狀為V(坡口)是圖6的(a)的形狀，表2-1及表2-2中的坡口形狀為X(坡口)是圖6的(b)的形狀。進而，使用所述獲得的焊接用金屬線進行氣體保護電弧焊接，於所述坡口內形成焊接金屬，從而獲得焊接接頭。亦示出了此時的積層條件(具體而言為每一層施工1道次還是施工2道次)。

[表2-1]

再者，作為氣體保護電弧焊接的具體焊接條件，設為無預熱、向下焊接；焊接電流：180A~390A、焊接電壓：22V~38V、焊接速度：40cm/min~120cm/min、道次間溫度：200℃以下來實施。焊接金屬的層數設為三層以上。

於表3-1~表3-4中示出氣體保護電弧焊接的每個電極的焊接條件。再者，焊接電極如圖4、圖5般配置。此處，第二電極與第三電極的焊接金屬線前端間隔b為18mm，第三電極與第四電極的焊接金屬線前端間隔c為10mm。

關於表3-3的接頭No.35的積層條件所示的「一層2道次~4道次」，具體而言，自初層至第二層以1道次的形式進行施工、接著自第三層至第八層以2道次的形式進行施工、再接著自第九層至第十四層以3道次的形式進行施工、然後自第十五層至最終層以4道次的形式進行施工。於表3-1及表3-3的「極性」欄中，在為負極引線的情況下記為「正極」，在為正極引線的情況下記為「相反極」。

[表3-1]

[表3-3]

[焊接金屬形狀的評價]

於焊接接頭的焊接線方向的1/4D、2/4D、3/4D的位置處，於垂直方向上採集剖面宏觀並進行觀察。此處，所述D是自焊接線的一端至另一端的長度。所謂1/4D的位置表示自焊接線的一端向焊接方向移動D的1/4的位置，同樣地，2/4D的位置為焊接線的中央處的位置，3/4D的位置表示沿焊接方向移動D的3/4的位置。

其後，測定焊接金屬的垂直於焊接線的方向上的焊接金屬整體的剖面面積A(mm²)，並記錄藉由除以焊接層數p(層)而獲得的焊接金屬的剖面面積A及焊接層數p的比〔A/p〕。

另外，測定焊接金屬的各層的上部與下部之間的距離來設為焊接金屬的各層的高度H(mm)，測定其各高度H的中心線處的焊接金屬的寬度(即，熔融線間的距離)來設為焊接金屬的寬度W(mm)。針對各層求出該些的比〔H/W〕，並記錄焊接金屬整體中的該些的比〔H/W〕的最大值。進而，如所述般，所謂窄坡口，是指坡口角度為20°以下，且所述母材間的最大坡口寬度為所述板厚T的50%以下，因此求出最大坡口寬度Wmax與板厚T的比〔Wmax/T〕。

[鋼板的錯位密度的測定]

以各鋼板的長邊方向與寬度方向的中央位置處的鋼板的表面下1mm位置為評價面的方式採集樣品。利用機械研磨與電解研磨拋光對所述樣品的表面進行鏡面研磨，使用X射線繞射裝置並利用威廉姆森-霍爾(Williamson-Hall)法(參考文獻1)來評價錯位密度ρ(m^-2)。

(參考文獻1)G.K.威廉姆森與W.H.霍爾(G.K.Williamson and W.H.Hall)：《金屬學報》(Acta Metall.)，1(1953)，22

[平均結晶粒徑]

與所述同樣地，以各鋼板的長邊方向與寬度方向的中央位置處的鋼板的表面下1mm位置與板厚中心位置的鋼板的長邊方向剖面成為評價面的方式採集樣品。利用膠體二氧化矽拋光對所獲得的樣品的表面進行鏡面研磨，於以下條件下藉由電子背散射圖案(Electron Back Scattered Patterns，EBSP)(背散射電子射線繞 射法)來進行測定。測定區域設為300μm×400μm，測定步驟尺寸設為1μm。根據所獲得的結晶方位圖，求出由與相鄰的晶粒的結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的組織的圓當量直徑，將所述測定區域中的圓當量直徑的平均值作為平均結晶粒徑。再者，本發明例的鋼板的表層、板厚中心均為以變韌鐵或偽多邊形鐵氧體為主體的組織。

[焊接缺陷的評價]

另外，對於所獲得的焊接接頭，根據JIS Z 3104實施放射線透過試驗，評價有無焊接缺陷。作為焊接缺陷的判定，將符合JIS Z3104的1類的情況表示為「○」，將符合2類的情況表示為「△」，將符合3類或4類的情況表示為「×」。再者，此處1類或2類的情況設為合格，將3類或4類的情況設為不合格。

[焊接金屬的機械特性的評價]

自所獲得的焊接接頭依據JIS Z 3111的規定，採集焊接金屬的拉伸試驗片(平行部直徑6mm)及夏比衝擊試驗片(V型缺口)，實施了拉伸試驗、衝擊試驗。拉伸試驗於室溫(常溫)下各實施三根，將所獲得的值(0.2%耐力、拉伸強度)的平均值作為所述焊接接頭的焊接金屬的拉伸特性。夏比衝擊試驗亦同樣地各實施三根，求出試驗溫度：-40℃下的吸收能(_vE_-40)，將其平均值作為所述焊接接頭的焊接金屬的極低溫衝擊韌性。將所述值為30J以上的情況評價為「○」，將小於所述值的情況評價為「×」。

另外，依據JIS Z 3121的規定，亦實施了焊接接頭的室 溫下的拉伸試驗。關於試驗片，以焊接軸處於試驗片的平行部長度的中央的方式，在與焊接軸為直角的方向上進行採集，關於其厚度，設為焊接接頭的總厚度的1A號試驗片。採取各3片試驗片，將所述單值的降伏應力的值全部為325MPa以上的情況評價為「○」，將存在平均值為325Mpa以上，但單值未達到325MPa的結果的情況評價為「△」，將小於所述值的情況評價為「×」。另外，將單值的拉伸強度的值全部為520MPa以上的情況評價為「○」，將存在平均值為520MPa以上，但單值未達到520MPa的結果的情況評價為「△」，將小於所述值的情況評價為「×」。

進而，依據JIS Z 3128的規定，亦實施了焊接接頭的焊接熱影響部的夏比衝擊試驗。試驗片的V型缺口方向與鋼板表面垂直，關於試驗片，自板厚中央且焊接金屬中心位置、熔融線上及熔融線+1mm的位置進行採集。採取各3片試驗片，將所述單值全部為30J以上的情況設為「○」，將存在平均值為30J以上，但單值未達到30J的結果的情況評價為「△」將小於所述值的情況評價為「×」。

關於本發明的目標值，如上所述，焊接金屬的常溫下的降伏強度(0.2%耐力)為325MPa以上，其拉伸強度為520MPa以上，焊接接頭的常溫下的拉伸強度為520MPa以上。進而，關於焊接金屬、焊接熱影響部的試驗溫度：-40℃下的夏比衝擊試驗的吸收能(_vE_-40)設為30J以上。

[熔接效率]

測定焊接時使用的金屬線直徑(mm)及焊接中的各金屬線的進給速度(mm/min)，將熔接量(g)除以單位焊接時間(min)而得的值作為熔接效率(g/min)來進行記錄。將所述值為250g/min以上的情況評價為「○」，將小於所述值的情況評價為「×」。

於以上的測定、評價結果中，將焊接金屬的化學組成的結果示於表4-1及表4-2，將焊接金屬及鋼板的特性、焊接接頭的性能等結果示於表5-1及表5-2。

本發明例中，均為無高溫裂紋或融合不良等焊接缺陷產生的健全的焊接接頭。進而，本發明例中，焊接金屬的常溫下的降伏強度(0.2%耐力)均為325MPa以上，其拉伸強度均為520MPa以上，焊接接頭的常溫下的拉伸強度均為520MPa以上。另外，為焊接金屬及焊接熱影響部的試驗溫度：-40℃下的夏比衝擊試驗的吸收能(_vE_-40)為30J以上、且具有兼具高強度與優異的低溫衝擊韌性的焊接金屬的焊接接頭。

另一方面，於除了作為本發明的成為對象的鋼板及經焊接的焊接金屬的較佳範圍之外的實施例中，產生高溫裂紋，耐高溫裂紋性下降、或者產生融合不良。另外，焊接金屬的常溫下的降伏強度(0.2%耐力)或拉伸強度、焊接接頭的常溫下的拉伸強度、焊接金屬或焊接熱影響部的試驗溫度：-40℃下的夏比衝擊試驗的吸收能(_vE_-40)等機械特性中的任一者成為稍低的水準。

再者，接頭No.5-2、接頭No.22-2、接頭No.22-3有時因焊接金屬線或焊接金屬的REM含量而於經濟方面變得不利，於表5-1及表5-2中所示的特性或性能中，顯示出良好的結果。另外，接頭No.18-2亦有時因保護氣體組成而於經濟方面變得不利，表5-1及表5-2中所示的特性或性能中，顯示出良好的結果。

1:鋼板

2:焊接金屬

3:熔融線

A:焊接金屬整體的剖面面積

L_i:焊接層(i=1~p層)、(L₁:初層、L_p:最表面層)

H_i:高度

T:板厚

W_i:焊接層(i=1~p層)的寬度

Claims (10)

1. 一種鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述鋼板的板厚T（mm）為50 mm以上， 焊接金屬包含每一層1道次的多層，且 所述焊接金屬的垂直於焊接線的方向上的剖面面積A（mm ²）與焊接層數p（層）的比〔A/p〕為120.0 mm ²/層以下， 所述焊接金屬中的各層的高度H（mm）與寬度W（mm）的比〔H/W〕為1.00以下， 所述氣體保護電弧焊接為三電極以上的多電極焊接， 將第一電極及第二電極的各焊接金屬線前端配置於平行的不同的所述焊接線上，並且 將所述第一電極及所述第二電極中的其中一者設為負極引線（正極性），將另一者設為正極引線（相反極性）， 所述第一電極及所述第二電極的各焊接金屬線前端間的距離a（mm）為5 mm～16 mm， 將所述第一電極及所述第二電極的各焊接金屬線前端間連結的直線相對於所述焊接線的直角方向所成的角度α為60°以下， 成為所述負極引線（正極性）的電極使用含有0.015質量%～0.100質量%的稀土金屬的焊接金屬線。
2. 如請求項1所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述第一電極及所述第二電極的各供電晶片前端相對於所述焊接線的垂直方向而言的向坡口面側的傾斜角度Φ為0°～15°， 所述第一電極及所述第二電極的各焊接金屬線前端的側端部與所述坡口面的距離d（mm）為0.5 mm～3.0 mm， 所述各焊接金屬線使用在曲率半徑成為150 mm～300 mm的範圍內預先彎曲的焊接金屬線， 將第三電極以後的電極配置於所述第一電極及所述第二電極的後方的坡口中央， 作為保護氣體，使用含有60體積%以上的CO ₂氣體的氣體。
3. 如請求項1或2所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述鋼板的化學組成具有如下化學組成，即以質量%計包含 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、以及 N：0.0100%以下，且 剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質， 並且下述（1）式所定義的碳當量與板厚（T）滿足 0.0004T+0.25≦碳當量≦0.0004T+0.45， 所述鋼板的表面下1 mm位置處的錯位密度ρ為4.0×10 ¹⁴m ^-2以下， 所述鋼板的表面下1 mm位置處的平均結晶粒徑為15.0 μm以下，且板厚的中心位置處的平均結晶粒徑為20.0 μm以下； 碳當量=[C]+[Mn]/6+（[Cr]+[Mo]+[V]）/5+（[Cu]+[Ni]）/15  ···（1） 其中，所述（1）式中的各元素符號表示所述元素的含量（質量%），於不含有所述元素的情況下設為0。
4. 如請求項3所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述鋼板的化學組成進而以質量%計包含選自由 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、以及 稀土金屬：0.0500%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。
5. 如請求項1或2所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述焊接金屬的化學組成以質量%計包含 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、以及 N：0.010%以下，且 剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。
6. 如請求項3所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述焊接金屬的化學組成以質量%計包含 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、以及 N：0.010%以下，且 剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。
7. 如請求項4所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述焊接金屬的化學組成以質量%計包含 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、以及 N：0.010%以下，且 剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。
8. 如請求項5所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述焊接金屬的化學組成進而以質量%計包含選自由 W：0.500%以下、 Ca：0.0200%以下、 Mg：0.0200%以下、以及 稀土金屬：0.0500%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。
9. 如請求項6所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述焊接金屬的化學組成進而以質量%計包含選自由 W：0.500%以下、 Ca：0.0200%以下、 Mg：0.0200%以下、以及 稀土金屬：0.0500%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。
10. 如請求項7所述的鋼板的採用氣體保護電弧焊接的焊接接頭的製造方法，其中， 所述焊接金屬的化學組成進而以質量%計包含選自由 W：0.500%以下、 Ca：0.0200%以下、 Mg：0.0200%以下、以及 稀土金屬：0.0500%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。