JP4566146B2 - High tensile welded joint with excellent joint toughness and method for producing the same - Google Patents

Description

本発明は、構造物に用いることが可能な継手靭性に優れた高張力溶接継手およびその製造方法に関する。   The present invention relates to a high-tensile welded joint excellent in joint toughness that can be used in a structure and a method for producing the same.

高張力鋼は鋼構造物の様々な分野で用いられてきており、特に７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼は、従来から用いられている水圧鉄管分野に加えて、産業機械・建設機械分野、建築鉄骨分野でも徐々に用いられてきている。鋼の高強度化は薄肉化を可能にし、特に搬送・溶接施工コストを顕著に低減することが可能となるからである。   High-strength steel has been used in various fields of steel structures, especially high-strength steel of 780 MPa class or higher, in addition to the conventionally used hydraulic steel pipe field, industrial machinery / construction machinery field, architectural steel frame It is gradually being used in the field. This is because increasing the strength of steel makes it possible to reduce the thickness, and in particular, it is possible to significantly reduce the cost of carrying and welding.

しかしながら、高張力鋼からなる溶接継手を構造物に用いる際の問題点として、ＨＡＺ（熱影響部：Heat Affected Zone）の靭性の確保が困難であることが挙げられている。   However, as a problem when using a welded joint made of high-strength steel for a structure, it is mentioned that it is difficult to ensure the toughness of HAZ (Heat Affected Zone).

この問題点を解決すべく、従来から様々な検討が進められてきた。   Various studies have been made to solve this problem.

特許文献１には、７８０ＭＰａ級の高張力鋼の大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる目的で焼き入れ性に関する指数を実質的に高めに調整する思想が開示されている。ここでは、高焼入れ性成分を添加することによって焼入れ性を高め、もってＨＡＺ（熱影響部）における島状マルテンサイトの生成を回避できるとしている。しかしながら、この方法を採用するためには、合金元素の投入量を増加させる必要があり、経済性を著しく損なう結果となる。   Patent Document 1 discloses the idea of adjusting the index related to hardenability to be substantially higher for the purpose of improving the high heat input HAZ toughness of 780 MPa class high strength steel. Here, it is said that the hardenability can be improved by adding a high hardenability component, and thus the formation of island martensite in the HAZ (heat affected zone) can be avoided. However, in order to employ this method, it is necessary to increase the input amount of the alloy element, resulting in a significant loss of economic efficiency.

また、特許文献２には、高焼入れ性成分を添加するとともにＣ含有量を低減することによって、ＨＡＺ靭性を向上させることが開示されている。ここでは、Ｃ含有量を低減させることによって、島状マルテンサイトの絶対量を低減させ、もって破壊特性を向上させるとしている。しかしながら、この方法も、合金元素の投入量を増加させる必要があり、経済性を損なう結果となる。   Patent Document 2 discloses that HAZ toughness is improved by adding a high hardenability component and reducing the C content. Here, by reducing the C content, the absolute amount of island martensite is reduced, thereby improving the fracture characteristics. However, this method also needs to increase the input amount of the alloy element, resulting in a loss of economic efficiency.

特開２０００−１６０２８１号公報JP 2000-160281 A 特開２００１−３３５８８３号公報JP 2001-335883 A

このように、従来の高張力溶接継手のＨＡＺ特性を向上させ得るためには、高価な合金元素を添加せざるを得ず、経済性に問題があった。   Thus, in order to be able to improve the HAZ characteristic of the conventional high-tensile welded joint, an expensive alloy element has to be added, and there has been a problem in economy.

本発明の目的は、高価な合金元素を添加せずに、すなわち、通常の高張力鋼を用いて、ＨＡＺ部において高い破壊安全性を有する高張力溶接継手とその製造方法を提供することを目的とする。   An object of the present invention is to provide a high-strength welded joint having high fracture safety in the HAZ portion without adding an expensive alloy element, that is, using ordinary high-strength steel, and a method for producing the same. And

なお、破壊安全性の指標としては、フュージョンライン部に切欠きを設けたＶノッチシャルピー試験を０℃で３体実施した際の平均値（以下、ｖＥ₀ave＠ＦＬと記す。）がある。その値が１００Ｊ以上である場合に破壊安全性を満足する。なお、フュージョンラインは直線ではないため、通例に従い溶接金属とＨＡＺを線分比で等しくなるよう切欠き位置を決定している。また、高張力鋼の定義は継手引張強度が７８０ＭＰａ以上であることとした。そして、継手引張特性に関しては、JIS Z 3121の1A号試験片による評価を用いた。 In addition, as an index of destruction safety, there is an average value (hereinafter referred to as vE ₀ ave @ FL) when three V-notch Charpy tests with notches in the fusion line portion are performed at 0 ° C. Fracture safety is satisfied when the value is 100 J or more. Since the fusion line is not a straight line, the notch position is determined so that the weld metal and HAZ are equal in line segment ratio in accordance with the usual case. The definition of high-tensile steel is that the joint tensile strength is 780 MPa or more. And regarding the joint tensile characteristics, the evaluation by JIS Z 3121 No. 1A test piece was used.

本発明者らは、高張力鋼にＧＭＡＷ（ガスメタルアーク溶接）やＳＡＷ（サブマージアーク溶接）の溶接を多数行い、ＨＡＺの破壊安全性を向上させることのできる溶接方法を種々検討した結果、次の(a)〜(d)の知見を得た。   As a result of various investigations on welding methods capable of improving HAZ fracture safety by performing many GMAW (gas metal arc welding) and SAW (submerged arc welding) weldings on high-strength steels, (A) to (d) were obtained.

(a) 母材は、高い温度でオーステナイト化され、その後冷却されることで、粗粒のオーステナイト組織が形成される。しかしながら、その後の熱処理やＴＭＣＰ（Thermo Mechanical Control Process:熱加工制御）等で組織の微細化を実現することができる。   (a) The base material is austenitized at a high temperature and then cooled to form a coarse austenite structure. However, refinement of the structure can be realized by subsequent heat treatment or TMCP (Thermo Mechanical Control Process).

(b) これに対して、ＨＡＺは溶接時に溶融直前の温度まで加熱され、高い温度でオーステナイト化され、その後冷却されて、粗粒のオーステナイト組織が形成される。しかしながら、母材とは異なり、再熱が付与されないため、オーステナイト変態ままの組織が残ってしまう。高張力鋼のＨＡＺの組織は一般的にベイナイトが主体の組織で構成されるが、多層溶接を行う場合、後続パスにより焼戻しされないので、粗粒のオーステナイト組織が形成されたままとなり、ＣＧＨＡＺ（Coarse Grain HAZ）と呼ばれる粗粒組織が溶融線上に散在することになる。このようなＣＧＨＡＺの組織は、オーステナイト粒径が大きく、転位密度も高く、さらにベイナイトラス間に生成される島状マルテンサイト量も多い傾向にある。   (b) On the other hand, HAZ is heated to a temperature just before melting at the time of welding, austenitized at a high temperature, and then cooled to form a coarse austenite structure. However, unlike the base material, reheat is not applied, so that the structure remains in the austenite transformation state. The HAZ structure of high-strength steel is generally composed mainly of bainite. However, when multi-layer welding is performed, since it is not tempered by a subsequent pass, a coarse-grained austenite structure remains formed, and CGHAZ (Coarse A coarse grain structure called Grain HAZ) is scattered on the melting line. Such a structure of CGHAZ tends to have a large austenite grain size, a high dislocation density, and a large amount of island martensite generated between bainite laths.

これらはいずれも脆性破壊を促進する要素であるから、溶融線上に散在するＣＧＨＡＺの領域を小さくすることができれば、脆性破壊抵抗を減少させることができる。   Since these are elements that promote brittle fracture, brittle fracture resistance can be reduced if the area of CGHAZ scattered on the melt line can be reduced.

ここで、図１と表１を用いて、多層溶接を行う際の溶融線（Fusion Line）部における組織の変化を説明する。   Here, with reference to FIG. 1 and Table 1, the change of the structure in the fusion line part when performing multilayer welding will be described.

図１は、母材に第一層溶接金属を１３５０℃で溶接し、その後に、さらに第二層溶接金属を１３５０℃で溶接する際に母材及び第一層溶接金属層（固相）が、Ａ〜Ｆの各点において、それぞれ、図に示す温度で熱の影響を受けることを模式的に示したものである。   FIG. 1 shows that when a first layer weld metal is welded to a base material at 1350 ° C. and then a second layer weld metal is further welded at 1350 ° C., the base material and the first layer weld metal layer (solid phase) are , A to F schematically show that they are affected by heat at the temperatures shown in the figure.

そして、表１は、図中のＡ〜Ｆの各点において、第一層溶接金属の溶接（１回目）及び第二層溶接金属の溶接（２回目）でそれぞれ加熱される温度と、これらの２回の溶接によって形成される組織と得られた靱性レベルを示すものである。   Table 1 shows the temperatures at which the first layer weld metal is welded (first time) and the second layer weld metal is welded (second time) at points A to F in the figure. It shows the structure formed by two welds and the toughness level obtained.

まず、母材に第一層溶接金属を１３５０℃で溶接すると、第一層の溶接金属が形成される。このとき、母材と第一層溶接金属層の溶融線（FL I）は一様に１３５０℃まで加熱され、その後冷却される。高い温度でオーステナイト化され、オーステナイト変態ままの組織が残ってしまうので、Ａ〜Ｆのいずれの点においても、粗粒となる。   First, when the first layer weld metal is welded to the base material at 1350 ° C., the first layer weld metal is formed. At this time, the melting line (FL I) between the base material and the first layer weld metal layer is uniformly heated to 1350 ° C. and then cooled. Since it is austenitized at a high temperature and the austenite transformed structure remains, coarse grains are formed at any point of A to F.

そして、この上に第二層溶接金属を１３５０℃で溶接すると、第二層の溶接金属が形成される。このとき、母材と第二層溶接金属の溶融線（以下、FL IIと記す）は一様に１３５０℃まで加熱され、その後冷却される。第二層溶接金属は高い温度でオーステナイト化され、オーステナイト変態ままの組織が残ってしまうので、第二層溶接金属はすべて粗粒となる。   Then, when the second layer weld metal is welded at 1350 ° C., a second layer weld metal is formed. At this time, the melting line (hereinafter referred to as FL II) of the base metal and the second layer weld metal is uniformly heated to 1350 ° C. and then cooled. Since the second layer weld metal is austenitized at a high temperature and the structure remains in the austenite transformation state, all the second layer weld metal becomes coarse.

これに対して、FL Iは第二層形成時の熱影響を受け、再加熱され組織が変化する。このとき、FL IIの近傍のＡ点は1350℃近くまで再加熱されてその熱影響を強く受けるが、FL IIから遠く離れたＦ点はほとんど熱影響を受けない。以下、図１中のＡ〜Ｆの各点について順に説明する（表１参照）。   In contrast, FL I is affected by heat during the formation of the second layer and reheats to change the structure. At this time, point A in the vicinity of FL II is reheated to near 1350 ° C. and is strongly influenced by the heat, but point F far from FL II is hardly affected by heat. Hereinafter, the points A to F in FIG. 1 will be described in order (see Table 1).

Ａ点（粗粒域）：第二層形成時に１２５０℃を超えて１３５０℃近くまで温度が上昇することから粗粒となる。すなわち、Ａ点はＣＧＨＡＺである。なお、第二層形成による熱影響を受けるが、第一層形成時と同じ程度まで温度が上昇するだけであるから、見かけ上の変化はない。粗粒域であるから靭性レベルは低い。   Point A (coarse grain region): When the second layer is formed, the temperature rises to over 1250 ° C. to near 1350 ° C., resulting in coarse grains. That is, point A is CGHAZ. In addition, although it receives the heat influence by 2nd layer formation, since temperature only rises to the same extent as the time of 1st layer formation, there is no apparent change. The toughness level is low because it is a coarse grain region.

Ｂ点（混粒域）：第二層形成時、１１００〜１２５０℃に温度が上昇することから、上記Ａ点（粗粒域）と下記Ｃ点（細粒域）の中間の状態の粒となる。したがって、靭性レベルは中間となる。   Point B (mixed grain area): Since the temperature rises to 1100 to 1250 ° C. during the formation of the second layer, Become. Therefore, the toughness level is intermediate.

Ｃ点（細粒域）：第二層形成時、９００〜１１００℃に温度が上昇することから、細粒となる。したがって、靭性レベルは高くなる。   Point C (fine-grained area): When the second layer is formed, the temperature rises to 900 to 1100 ° C., so that the fine grain is formed. Accordingly, the toughness level is increased.

Ｄ点（部分変態域）：基本的には粗粒のままであるが、第二層形成時に温度がＡｃ₁点を超えるため、粗粒であるオーステナイト粒の粒界から微細なオーステナイト粒が発現し、混粒状態となる。したがって、靭性レベルは中間となる。 Point D (partial transformation region): Although basically coarse grains, the temperature exceeds the Ac ₁ point when the second layer is formed, so that fine austenite grains develop from the grain boundaries of the coarse austenite grains. And it becomes a mixed grain state. Therefore, the toughness level is intermediate.

Ｅ点（テンパー領域）：第二層形成時、４００〜Ａｃ₁点に温度が上昇する。この程度の温度上昇では、粗粒のままで組織に変化はないが、焼戻しを受ける。したがって、靭性が上昇し、靭性レベルは高くなる。 Point E (tempered region): When the second layer is formed, the temperature rises to 400 to Ac ₁ point. At such a temperature rise, the structure remains coarse but remains tempered. Therefore, the toughness is increased and the toughness level is increased.

Ｆ点（粗粒域）：第二層形成時には、ほとんど温度上昇はせず、粗粒組織のままである。すなわち、Ｆ点はＣＧＨＡＺのままであり、第一層形成時のオーステナイト変態ままの粗粒組織がそのまま維持されるから、靭性レベルは低い。   F point (coarse grain region): When the second layer is formed, the temperature hardly rises and the coarse grain structure remains. That is, the point F remains CGHAZ, and the toughness level is low because the coarse grain structure as it is in the austenite transformation during the formation of the first layer is maintained.

このように、一層目の溶接を実施したとき、溶融線近傍のＨＡＺ組織はすべてＣＧＨＡＺとなるが、このＣＧＨＡＺ領域を最小化するために、２層目以降の溶接を実施したときの熱影響により、ＣＧＨＡＺを解消させることができればよい。そして、後続パスの溶融をＣＧＨＡＺに近い位置で起こすためには、各パスにおける溶着形状を薄くすればよい。換言すれば、靭性の評価対象としている溶融線に関して、溶接接合されている板厚方向の領域の長さ（ｍｍ）に対する溶接層数の比の平均値で定義される「板厚方向平均層密度」を大きくすればよい。ここで、平均値は着目すべき溶融線に対し、数か所について板厚方向の領域の長さに対する溶接層数の比を測定し、それらの平均値を採用すればよい。具体的には、溶融線２０ｍｍごとに測定し、それらの平均値を求めれば十分である。。   As described above, when the first layer welding is performed, the HAZ structure near the melting line is all CGHAZ. However, in order to minimize the CGHAZ region, it is caused by the thermal effect when the second and subsequent layers are welded. As long as CGHAZ can be eliminated. In order to cause the subsequent pass to melt at a position close to CGHAZ, the welding shape in each pass may be made thin. In other words, the “thickness direction average layer density” defined by the average value of the ratio of the number of weld layers to the length (mm) of the welded region in the plate thickness direction with respect to the melt line to be evaluated for toughness. ”Should be increased. Here, the average value may be determined by measuring the ratio of the number of weld layers to the length of the region in the plate thickness direction at several places with respect to the melt line to be noted, and adopting the average value thereof. Specifically, it is sufficient to measure for every 20 mm of melt line and obtain the average value thereof. .

そして、ＣＧＨＡＺを解消させることができる「板厚方向平均層密度」の具体的な数値については、多数の実験を行った結果、０．２２pass/mm以上であれば、破壊安全性を満足することが判明した。   As for the specific value of the “thickness direction average layer density” that can eliminate CGHAZ, as a result of many experiments, if it is 0.22 pass / mm or more, the fracture safety is satisfied. There was found.

図２は、実験結果に基づいて、板厚方向平均層密度とｖＥ₀ave＠ＦＬの相関関係を示す図である。ここに示すとおり、すなわち、板厚方向平均層密度が０．２２pass/mm以上であれば、ＣＧＨＡＺを解消することができる程度に薄いビードが形成されるので、ｖＥ₀ave＠ＦＬを１００Ｊ以上とすることができる。 FIG. 2 is a diagram showing the correlation between the plate thickness direction average layer density and vE ₀ ave @ FL based on the experimental results. As shown here, that is, when the plate thickness direction average layer density is 0.22 pass / mm or more, a bead that is thin enough to eliminate CGHAZ is formed, so vE ₀ ave @ FL is set to 100 J or more. can do.

図３に、レ形開先継手のマクロ組織の解析の一例を示す。同図では板厚３６ｍｍの鋼板に板厚方向に８層の溶接がされている。   FIG. 3 shows an example of the analysis of the macro structure of the lamellar groove joint. In the figure, eight layers of welding are performed in the thickness direction on a steel plate having a thickness of 36 mm.

(c) ＣＧＨＡＺを解消するためには、板厚方向平均層密度を０．２２pass/mmにすることに加えて、溶接ビードを大きく形成し、溶接の入熱量を大きくすることが必要であることが判った。溶接ビード自体が小さい場合には、小さな入熱量で溶接が可能であるが、この場合、入熱量不足となり、後続パスによって前パスのＣＧＨＡＺを解消することはできない。   (c) In order to eliminate CGHAZ, it is necessary to increase the heat input of welding by forming a large weld bead in addition to setting the average layer density in the plate thickness direction to 0.22 pass / mm. I understood. When the weld bead itself is small, welding is possible with a small amount of heat input. In this case, however, the amount of heat input becomes insufficient, and the CGHAZ of the previous pass cannot be eliminated by the subsequent pass.

ただし、溶接ビードを大きく形成するといっても、上述のように、板厚方向平均層密度を０．２２pass/mm以上に保持することの制約があるため、厚い形状をとすることはできない。よって、溶接断面からみた時、横長である形状（平べったい形状）のビードとすれば、板厚方向平均層密度も０．２２pass/mm以上であることを保持しつつ、入熱量を確保することができる。   However, even if a large weld bead is formed, a thick shape cannot be obtained because there is a restriction to keep the average layer density in the plate thickness direction at 0.22 pass / mm or more as described above. Therefore, when viewed from the weld cross section, if the bead has a horizontally long shape (flat shape), the amount of heat input is secured while maintaining that the average layer density in the thickness direction is 0.22 pass / mm or more. can do.

図３の左図にみるごとく、横長である形状（平べったい形状）のビードの各層の溶け込み深さｄと、各層の幅ｗを測定することができる。このとき、各層の溶け込み深さの平均値ｄ_aveと各層の幅ｗの平均値ｗ_aveが式(1)を満足するようにすると、入熱量を確保することができる。 As shown in the left diagram of FIG. 3, the penetration depth d and the width w of each layer of each layer of the bead having a horizontally long shape (flat shape) can be measured. At this time, if the average value d _ave of the penetration depth of each layer and the average value w _ave of the width w of each layer satisfy Expression (1), the heat input amount can be ensured.

ｄ_ave＜ｗ_ave・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
ここで、各層の溶け込み深さと幅の平均値は、着目すべき溶接部に対し、その溶接部の任意の断面におけるビード各層の溶け込み深さｄと、各層の幅ｗを測定し、それらの平均値を採用すればよい。溶接部の長さが短い場合には、測定位置による誤差は小さいため、1ヶ所での測定でもよいが、溶接部の長さが長い場合には、複数の位置で測定を行ない、さらにそれらの平均値を取ることが好ましい。具体的には、溶接部の溶接方向２０ｍｍごとに測定し、それらの平均値をｄ_ave、ｗ_aveとすることが好ましい。。 d _ave <w _ave ···················································································································· What is necessary is just to measure the penetration depth d of each bead layer and the width w of each layer in an arbitrary cross section, and to adopt the average value thereof. When the length of the weld is short, the error due to the measurement position is small, so it may be measured at one location, but when the length of the weld is long, measurement is performed at multiple positions, and those It is preferable to take an average value. Specifically, it is preferable that measurement is performed every 20 mm in the welding direction of the welded portion, and average values thereof are d _ave and w _ave . .

(d) 溶接部の断面形状は、一般に溶接時の電流−電圧バランス、溶接材料の供給量などの溶接条件により制御が可能であるが、板厚方向平均層密度を０．２２pass/mm以上かつｄ_ave＜ｗ_aveとするには、トーチを幅方向に振動させながら溶接するウィービング法を用いるとよい。ウィービング法については手動で行う場合とプログラミングが可能な自動溶接機で行う場合があるが、これはどちらでも良い。 (d) The cross-sectional shape of the welded part can generally be controlled by welding conditions such as current-voltage balance during welding and the supply amount of welding material, but the average layer density in the plate thickness direction is 0.22 pass / mm or more and In order to _satisfy d _ave <w _ave , a weaving method in which welding is performed while vibrating the torch in the width direction may be used. The weaving method may be performed manually or with an automatic welding machine that can be programmed.

また、一般に母材組織は真空脱ガス装置などを用い、極めて不純物の少ない鋼として製造することが可能となってきた。実際に現在供給される鋼の清浄度は極めて高い。しかしながら、溶接金属部については、溶接時の諸条件によっては極めて多量の酸素が供給され、それらの大半が酸化物を形成し、清浄度を下げる場合がある。マトリックス中の介在物は応力集中減となり、局所的な応力・歪集中から脆性破壊・延性破壊性能を減じることとなるのは言うまでもない。今、フュージョンラインの破壊特性に特に着目しているが、溶融線が実際に直線ではないことを考慮すると、溶接金属部の清浄度を向上させる、つまり、介在物はできるだけ減少させることが重要である。溶接金属中に存在する介在物は主に周囲の環境から混入する酸素が鋼中の元素と反応し酸化物となる場合が殆どである。つまり周囲の環境から酸素を排除することが重要である。   In general, the base material structure can be manufactured as a steel with very few impurities by using a vacuum degassing apparatus or the like. In fact, the cleanliness of steel currently supplied is very high. However, a very large amount of oxygen is supplied to the weld metal part depending on various conditions at the time of welding, and most of them form oxides, which may lower the cleanliness. It goes without saying that inclusions in the matrix reduce stress concentration and reduce brittle fracture / ductile fracture performance from local stress / strain concentration. At present, we are paying particular attention to the fracture characteristics of the fusion line, but considering that the melting line is not actually a straight line, it is important to improve the cleanliness of the weld metal, that is, to reduce the inclusions as much as possible. is there. In most of the inclusions present in the weld metal, oxygen mixed mainly from the surrounding environment reacts with elements in the steel to form oxides. In other words, it is important to exclude oxygen from the surrounding environment.

例えば一般的なガスシールドア−クではシールドガスとして１００％ＣＯ₂を用いるが、これは溶金中に混入する酸素源となる。つまり、シールドガス中の酸素（Ｏ₂）はもちろんのこと、シールドガス中の炭酸ガス（ＣＯ₂）もできるだけ減らし、残りを不活性ガスなどで置換し、溶接施工性を確保する必要がある。 For example, in a general gas shield arc, 100% CO ₂ is used as a shield gas, which becomes an oxygen source mixed in the molten metal. In other words, not only oxygen (O ₂ ) in the shielding gas but also carbon dioxide (CO ₂ ) in the shielding gas must be reduced as much as possible, and the remaining should be replaced with an inert gas to ensure welding workability.

これらの方策をもって溶接金属部の介在物量を減らすことが出来れば、破壊特性を向上させることができる。具体的には、シールドガス中の炭酸ガス及び酸素の一方又は両方の含有率を、容積％にて１５％以下とすることで、ｖＥ₀ave＠ＦＬが１００Ｊ以上に確実に制御することが可能になる。 If these measures can reduce the amount of inclusions in the weld metal part, the fracture characteristics can be improved. Specifically, by setting the content of one or both of carbon dioxide gas and oxygen in the shield gas to 15% or less in volume%, vE ₀ ave @ FL can be reliably controlled to 100 J or more. become.

本発明は、このような知見に基づいて完成したものである。本発明の要旨とするところは、次の(1)及び(2)の溶接継手及び(3)〜(5)の溶接継手の製造方法である。以下、それぞれ、本発明(1)〜本発明(5)という。なお、本発明(1)〜本発明(5)を総称して、本発明ということがある。   The present invention has been completed based on such findings. The gist of the present invention is the following (1) and (2) welded joints and (3) to (5) welded joint manufacturing methods. Hereinafter, the present invention (1) to the present invention (5), respectively. The present invention (1) to the present invention (5) may be collectively referred to as the present invention.

(1) 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下及びＡｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼を母材としてアーク溶接した溶接継手であって、板厚方向平均層密度（pass/mm）が０．２２以上であるとともに、溶接部を断面からみた時の各層の溶け込み深さｄの平均値ｄ_aveと各層の幅ｗの平均値ｗ_aveが(1)式を満足することを特徴とする、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力溶接継手。 (1) By mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.01-1.0%, Mn: 0.1-2.0%, P: 0.015% or less, S: 0.01% or less and Al: 0.005 to 0.1%, a welded joint that is arc-welded using steel consisting of the balance Fe and impurities as a base material, and has an average layer density in the thickness direction (pass / mm ) Is 0.22 or more, and the average value d _ave of the penetration depth d of each layer and the average value w _ave of the width w of each layer when the weld is viewed from the cross section satisfy the expression (1). A high-tensile welded joint having a tensile strength of 780 MPa or more.

ｄ_ave＜ｗ_ave・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
ここで、板厚方向平均層密度とは、靭性の評価対象としている溶融線に関して、溶接接合されている板厚方向の領域の長さ（ｍｍ）に対する溶接層数の比（pass/mm）の平均値をいう。 d _ave <w _ave (1) Equation (1) Here, the average layer density in the plate thickness direction refers to the welded joint of the fusion line that is the object of toughness evaluation. The average value of the ratio (pass / mm) of the number of weld layers to the length (mm) of the region in the plate thickness direction.

(2) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１０．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下及びＲＥＭ：０．０３％以下、から選択される１種又は２種以上を含有する鋼を母材とすることを特徴とする、上記(1)の溶接継手。   (2) Instead of a part of Fe, in mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 10.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, V: 0 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, Ca: 0.005% or less, B: 0.005% or less, Zr: 0.05% or less, and REM: 0.03 % Or less, wherein the base material is a steel containing one or more selected from the group consisting of two or more.

(3) 炭酸ガス及び酸素の合計量が容積％にて１５％以下であり、残部が不活性ガスからなるシールドガス中でアーク溶接することを特徴とする、上記(1)又は(2)の溶接継手の製造方法。   (3) The total amount of carbon dioxide gas and oxygen is 15% or less in volume%, and arc welding is performed in a shielding gas composed of an inert gas, and the above (1) or (2) A method for manufacturing a welded joint.

(4) 溶接法としてウィービング法を用いることを特徴とする、上記(1)又は(2)の溶接継手の製造方法。   (4) The method for producing a welded joint according to (1) or (2) above, wherein a weaving method is used as the welding method.

(5) 炭酸ガス及び酸素の合計量が容積％にて１５％以下であり、残部が不活性ガスからなるシールドガス中でウィービング法を用いてアーク溶接することを特徴とする、上記(1)又は(2)の溶接継手の製造方法。   (5) The total amount of carbon dioxide gas and oxygen is 15% or less in volume%, and arc welding is performed using a weaving method in a shielding gas composed of an inert gas as a balance, (1) Or the manufacturing method of the welded joint of (2).

本発明によれば、高価な合金元素を添加せずに、すなわち、通常の高張力鋼を用いて、ＨＡＺ部において高い破壊安全性を有する高張力溶接継手とその製造方法を提供することができる。   According to the present invention, it is possible to provide a high-strength welded joint having high fracture safety in the HAZ part without adding an expensive alloy element, that is, using ordinary high-strength steel, and a method for manufacturing the same. .

以下に、本発明に係る溶接継手及びその製造方法について説明する。以下、各化学成分の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。   Below, the welded joint which concerns on this invention, and its manufacturing method are demonstrated. Hereinafter, “%” display of the content of each chemical component means “mass%”.

（Ａ）母材の鋼の化学組成について
Ｃ：
Ｃは、靱性を確保するために上限を０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下とする。一方、強度確保の観点から０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上とする。 (A) About the chemical composition of the base steel C:
In order to ensure toughness, the upper limit of C is 0.15% or less, preferably 0.10% or less. On the other hand, from the viewpoint of securing strength, it is 0.03% or more, preferably 0.05% or more.

Ｓｉ：
Ｓｉは、脱酸のためと強度確保の点から、０．０１％以上含有させることが必要である。好ましくは０．１０％以上である。一方、多すぎると溶接継手靱性などを劣化させるため、上限を１．０％とする。好ましくは０．５０％以下が望ましい。 Si:
Si must be contained in an amount of 0.01% or more for deoxidation and securing strength. Preferably it is 0.10% or more. On the other hand, if the amount is too large, the weld joint toughness and the like are deteriorated, so the upper limit is made 1.0%. Preferably it is 0.50% or less.

Ｍｎ：
Ｍｎは、強度および靱性向上のため、０．１％以上含有させる必要がある。好ましくは０．５％以上、より好ましくは０.８％以上である。しかし、多すぎると溶接性を劣化させ、また、母材および溶接継手部の特性上の不均一性を助長することにもつながるため、上限を２．０％とする。好ましくは１．５％以下である。 Mn:
Mn needs to be contained by 0.1% or more in order to improve strength and toughness. Preferably it is 0.5% or more, More preferably, it is 0.8% or more. However, if the amount is too large, the weldability is deteriorated, and also nonuniformity in characteristics of the base material and the welded joint portion is promoted. Therefore, the upper limit is set to 2.0%. Preferably it is 1.5% or less.

Ｐ：
Ｐは、鋼中に混入してくる不純物であり、多量に含有するとＨＡＺにおける粒界破壊を助長するため、０．０１５％以下とする。 P:
P is an impurity mixed in the steel, and if contained in a large amount, it promotes grain boundary fracture in the HAZ, so it is made 0.015% or less.

Ｓ：
Ｓは、鋼中に混入してくる不純物であり、多量に含有するとＭｎＳ系介在物を形成し、それが、熱間圧延により進展されて割れ発生の起点となるため、０．０１％を上限とする。 S:
S is an impurity mixed in the steel, and if it is contained in a large amount, it forms MnS inclusions, which are advanced by hot rolling and become the starting point of cracking, so the upper limit is 0.01%. And

Ａｌ：
Ａｌは、脱酸元素として鋼の清浄性を確保するために０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、多すぎると粗大なＡｌ₂Ｏ₃を生成することから０．１％以下とする。また、多すぎると溶接継手部が劣化することからも０．１％以下とする。Ａｌ含有量が低いほど継手靱性がよくなるので、Ａｌの上限は０．０５％とするのが好ましい。また、このようにＡｌの添加量を低く抑えることによってＡｌＮ起因の連続鋳造時のスラブ表面品質劣化を防止することができる。 Al:
Al is required to be contained in an amount of 0.005% or more as a deoxidizing element in order to ensure the cleanliness of steel. However, if it is too much, coarse Al ₂ O ₃ is produced, so the content is made 0.1% or less. Moreover, since it will deteriorate a welded joint part when there is too much, it shall be 0.1% or less. The lower the Al content, the better the joint toughness. Therefore, the upper limit of Al is preferably 0.05%. In addition, by suppressing the amount of Al added in this way, it is possible to prevent slab surface quality deterioration during continuous casting due to AlN.

本願発明に係る溶接継手は、必要に応じて、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｂ、Ｚｒ及びＲＥＭから選択される１種又は２種以上を含有させることができる。以下、これらの任意含有元素について説明する。   The welded joint according to the present invention may further contain one or more selected from Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb, Ti, Ca, B, Zr and REM as necessary. it can. Hereinafter, these optional elements will be described.

Ｃｕ：
Ｃｕは、添加すれば強度向上に有効であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、多すぎると溶接性を損なうことから上限を１．０％とする。より好ましくは０．８５％以下である。強度を確実に向上させるためには、０．２％以上含有させるのが好ましい。 Cu:
Since Cu is effective for improving the strength if added, it may be contained if necessary. However, if the amount is too large, the weldability is impaired, so the upper limit is made 1.0%. More preferably, it is 0.85% or less. In order to surely improve the strength, it is preferable to contain 0.2% or more.

Ｎｉ：
Ｎｉは、添加すれば靭性と強度を向上させることができるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、多量の添加はコストアップにつながるため上限を１０．０％とする。好ましくは７．０％以下、より好ましくは５．０％以下である。靭性と強度を確実に向上させるためには、０．３％以上含有させるのが好ましい。 Ni:
If Ni is added, toughness and strength can be improved, so Ni may be added as necessary. However, since a large amount leads to an increase in cost, the upper limit is made 10.0%. Preferably it is 7.0% or less, More preferably, it is 5.0% or less. In order to reliably improve toughness and strength, it is preferable to contain 0.3% or more.

Ｃｒ：
Ｃｒは、強度向上に有効であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、多すぎると溶接性を損なうことから上限を１．０％とする。より好ましくは０．８５％以下である。強度を確実に向上させるためには、０．２％以上含有させるのが好ましい。 Cr:
Since Cr is effective for improving the strength, it may be contained as necessary. However, if the amount is too large, the weldability is impaired, so the upper limit is made 1.0%. More preferably, it is 0.85% or less. In order to surely improve the strength, it is preferable to contain 0.2% or more.

Ｍｏ：
Ｍｏは、強度向上に有効であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、多すぎると溶接性を損なうことから上限を１．０％とする。より好ましくは０．８５％以下である。強度を確実に向上させるためには、０．２％以上含有させるのが好ましい。 Mo:
Since Mo is effective for improving the strength, it may be contained if necessary. However, if the amount is too large, the weldability is impaired, so the upper limit is made 1.0%. More preferably, it is 0.85% or less. In order to surely improve the strength, it is preferable to contain 0.2% or more.

Ｎｂ：
Ｎｂは、細粒化元素として作用するので、必要に応じて含有させてもよい。特に、オンライン加速冷却を活用する際には有効である。ただし、多すぎると継手靱性を劣化させることから上限を０．１％とする。細粒化元素として確実に作用させるためには、０．０１％以上含有させるのが好ましい。 Nb:
Since Nb acts as a fine-graining element, it may be contained as necessary. This is particularly effective when using online accelerated cooling. However, if the amount is too large, the joint toughness deteriorates, so the upper limit is made 0.1%. In order to act reliably as a grain refining element, it is preferable to contain 0.01% or more.

Ｖ：
Ｖは、細粒化元素として作用するので、必要に応じて含有させてもよい。特に、オンライン加速冷却を活用する際には有効である。ただし、多すぎると継手靱性を劣化させることから上限を０．１％とする。細粒化元素として確実に作用させるためには、０．０１％以上含有させるのが好ましい。 V:
V acts as a grain refining element and may be contained as necessary. This is particularly effective when using online accelerated cooling. However, if the amount is too large, the joint toughness deteriorates, so the upper limit is made 0.1%. In order to act reliably as a grain refining element, it is preferable to contain 0.01% or more.

Ｔｉ：
Ｔｉは、細粒化元素として作用するので、必要に応じて含有させてもよい。特に、オンライン加速冷却を活用する際には有効である。ただし、多すぎると継手靱性を劣化させることから上限を０．１％とする。細粒化元素として確実に作用させるためには、０．０１％以上含有させるのが好ましい。 Ti:
Ti acts as a grain refining element and may be contained as necessary. This is particularly effective when using online accelerated cooling. However, if the amount is too large, the joint toughness deteriorates, so the upper limit is made 0.1%. In order to act reliably as a grain refining element, it is preferable to contain 0.01% or more.

Ｂ:
Ｂは、粒界に偏析して強度向上に効果的であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、過剰な添加は靭性を損ねるため、０．００５％を上限とする。強度を確実向上させるには、０．０００３％以上含有させるのが好ましい。 B:
B segregates at the grain boundaries and is effective in improving the strength, and therefore may be contained as necessary. However, excessive addition impairs toughness, so 0.005% is made the upper limit. In order to surely improve the strength, it is preferable to contain 0.0003% or more.

Ｃａ:
Ｃａは、ＭｎＳの生成を防止して母材の板厚方向特性を向上させ、さらに、シャルピー吸収エネルギーを増大させるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、多すぎると清浄性を損なうため０．００５％以下とする。母材の板厚方向特性を確実に向上させ、そして、シャルピー吸収エネルギーを確実に増大させるには、０．００１％以上含有させるのが好ましい。 Ca:
Ca prevents the generation of MnS, improves the thickness direction characteristics of the base material, and further increases the Charpy absorbed energy. Therefore, Ca may be contained as necessary. However, if too much, the cleanliness is impaired, so 0.005% or less. In order to reliably improve the thickness direction characteristics of the base material and to surely increase the Charpy absorbed energy, it is preferable to contain 0.001% or more.

Ｚｒ：
Ｚｒは、ＮｂやＴｉと同様に、細粒化元素として作用するので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、多すぎると母材および継手の靱性を劣化させることから上限を０．０５％とする。細粒化元素として確実に作用させるためには、０．００５％以上含有させるのが好ましい。 Zr:
Zr, like Nb and Ti, acts as a finer element and may be contained as necessary. However, if the amount is too large, the toughness of the base material and joint is deteriorated, so the upper limit is made 0.05%. In order to act reliably as a grain refining element, it is preferable to contain 0.005% or more.

希土類元素（ＲＥＭ）:
希土類元素（ＲＥＭ）は、溶接熱影響部の高靭性化の作用を有するので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、過剰に添加すると母材および継手の靭性低下が顕著となるため、上限を０．０３％とする。溶接熱影響部の高靭性化の作用を確実にするためには、０．０００３％以上含有させるのが好ましい。ＲＥＭを含有させる場合は、ＬａやＣｅを主成分とするミッシュメタルを用いてもよい。なお、本発明でいう希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、希土類元素の含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。 Rare earth elements (REM):
Since rare earth elements (REM) have the effect of increasing the toughness of the weld heat affected zone, they may be included as necessary. However, if excessively added, the toughness of the base metal and the joint is remarkably lowered, so the upper limit is made 0.03%. In order to ensure the effect of increasing the toughness of the weld heat affected zone, it is preferable to contain 0.0003% or more. When REM is contained, a misch metal containing La or Ce as a main component may be used. In addition, the rare earth element as used in the field of this invention is a general term of the total 17 elements of Sc, Y, and a lanthanoid, and the content of rare earth elements refers to the total content of these elements.

（Ｂ）母材鋼板の製造条件について
成分調整を終えた溶鋼を一般的な条件の連続鋳造にてスラブとし、厚板工場へ搬送する。厚板工場へ到着したスラブは１１２０℃の加熱条件にて再加熱される。加熱炉から抽出されたスラブを熱間圧延機でリバース圧延を行いながら、所望の板厚まで圧延を実施する。圧延を終えた鋼板は、成品サイズにシャー切断された後、熱処理される。熱処理条件はまず焼き入れ温度として９００℃、焼き戻し温度として６００℃を設定する。 (B) About the manufacturing conditions of a base material steel plate Molten steel which finished the component adjustment is made into a slab by continuous casting under general conditions, and is conveyed to a thick plate factory. The slab that arrives at the plate factory is reheated under heating conditions of 1120 ° C. The slab extracted from the heating furnace is rolled to a desired thickness while being reverse-rolled by a hot rolling mill. The rolled steel sheet is shear-cut into product sizes and then heat treated. First, the heat treatment conditions are set to 900 ° C. as the quenching temperature and 600 ° C. as the tempering temperature.

以下、実施例により、本発明を更に詳しく説明する。   Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples.

表２に試験に用いた母材の組成を、そして、表３に溶着形状を示す。ここで、母材の板厚は全て３６ｍｍとした。   Table 2 shows the composition of the base material used in the test, and Table 3 shows the weld shape. Here, the thickness of the base material was 36 mm.

図５は、溶接継手の開先形状の一例である。図５に示すとおりの開先形状となるよう機械加工と裏当て材を溶接し市販の溶接材料（神戸製鋼製MGS-100J（1.2φ））を用いて、表４に示す溶接条件で溶接施工を実施した際の試験結果を表３に併せて示す。   FIG. 5 is an example of a groove shape of a welded joint. Welding is performed under the welding conditions shown in Table 4 using a commercially available welding material (Kobe Steel MGS-100J (1.2φ)) by welding the machining and backing material so that the groove shape is as shown in FIG. Table 3 also shows the test results when the test was performed.

なお、引張試験は、JIS Z 3121-1A号試験片を用い、JIS Z2241に従い引張試験を実施した。シャルピー衝撃試験は、JIS Z2202に記載の試験方法に準じて1/4tより試片を採取した。形状はＶノッチシャルピー試験片とし、０℃における吸収エネルギーを測定し、繰返し数３で実施した際の平均値で評価した。評価基準は１００Jとした。溶接は圧延方向と平行に行った。いずれの溶接継手もウィービング法を用い溶接を行った。   The tensile test was conducted according to JIS Z2241 using JIS Z 3121-1A test pieces. In the Charpy impact test, specimens were collected from 1/4 t according to the test method described in JIS Z2202. The shape was a V-notch Charpy test piece, the absorbed energy at 0 ° C. was measured, and the average value when the number of repetitions was 3 was evaluated. The evaluation standard was 100J. Welding was performed parallel to the rolling direction. All the welded joints were welded using the weaving method.

板厚方向平均層密度は、いずれも、０．２２pass/mm以上であり、そして、(1)式のｄ_ave＜ｗ_aveを満足させることができた。このうち、本願発明で規定する母材を用いた溶接継手は、靭性の平均値（ｖＥ₀ave＠ＦＬ）が１００J以上であったが、本願発明の規定外の母材を用いた溶接継手は、靭性の平均値が１００Jを下回った。 The average layer density in the plate thickness direction was 0.22 pass / mm or more, and d _ave <w _ave in equation (1) could be satisfied. Among these, the welded joint using the base material specified in the present invention had an average value of toughness (vE ₀ ave @ FL) of 100 J or more, but the welded joint using the base material outside the specification of the present invention is The average value of toughness was less than 100J.

表２中のmark６の材料を用い、同じ開先形状かつ同じ溶接材料を用いて、溶接施工を実施した。その際の溶接条件を表５に、そして、溶着形状実績とシャルピー試験結果を表６に、それぞれ示す。   Using the material of mark 6 in Table 2, welding was performed using the same groove shape and the same welding material. Table 5 shows the welding conditions at that time, and Table 6 shows the welding shape results and the Charpy test results.

このうち、本願発明で規定する母材を用いた溶接継手は、靭性の平均値（vE0_ave@FL）が１００J以上であったが、本願発明の規定外の母材を用いた溶接継手は、靭性の平均値が１００Jを下回った。   Among these, the welded joint using the base material specified in the present invention had an average value of toughness (vE0_ave @ FL) of 100 J or more, but the welded joint using the base material other than specified in the present invention was tough. The average value was less than 100J.

以上のように、本発明によれば、高張力鋼を溶接施工する際のHAZ靭性向上策を安価にそして確実に与えることが出来るものと考えられ、産業上極めて有益な効果が得られる。   As described above, according to the present invention, it is considered that a measure for improving HAZ toughness when welding high-tensile steel can be provided at low cost and an extremely beneficial effect in the industry can be obtained.

母材に第一層溶接金属を１３５０℃で溶接し、その後に、さらに第二層溶接金属を１３５０℃で溶接する際に母材及び第一層溶接金属層（固相）が、Ａ〜Ｆの各点において、それぞれ、図に示す温度で熱の影響を受けることを模式的に示す。When the first layer weld metal is welded to the base material at 1350 ° C., and then the second layer weld metal is further welded at 1350 ° C., the base material and the first layer weld metal layer (solid phase) are A to F. Each of these points is schematically shown to be affected by heat at the temperature shown in the figure. 実験結果に基づいて、板厚方向平均層密度とｖＥ₀ave＠ＦＬの相関関係を示す図である。Based on the experimental results, it is a graph showing the correlation between the thickness direction average layer density and vE ₀ ave @ FL. レ形開先継手のマクロ組織の解析の一例を示す。(a)はそのうちのビードの１つについて、溶け込み深さｄと幅ｗの測定方法を示しており、そして、(b)は板厚３６ｍｍのところに板厚方向に８層の溶接が層されていることを示している。An example of the analysis of the macrostructure of a lathe groove joint is shown. (a) shows the method of measuring the penetration depth d and width w of one of the beads, and (b) shows 8 layers of welding in the plate thickness direction at a plate thickness of 36 mm. It shows that. 溶接継手の開先形状の一例である。It is an example of the groove shape of a welded joint.

Claims (5)

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下及びＡｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼を母材としてアーク溶接した溶接継手であって、板厚方向平均層密度（pass/mm）が０．２２以上であるとともに、溶接部を断面からみた時の各層の溶け込み深さｄの平均値ｄ_aveと各層の幅ｗの平均値ｗ_aveが(1)式を満足することを特徴とする、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力溶接継手。
ｄ_ave＜ｗ_ave・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
ここで、板厚方向平均層密度とは、靭性の評価対象としている溶融線に関して、溶接接合されている板厚方向の領域の長さ（ｍｍ）に対する溶接層数の比（pass/mm）の平均値をいう。 In mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.01-1.0%, Mn: 0.1-2.0%, P: 0.015% or less, S: 0.01 %, And Al: 0.005 to 0.1%, and a welded joint that is arc-welded using steel consisting of the balance Fe and impurities as a base material, and has an average layer thickness direction pass density (pass / mm) of 0 .22 or more, and the average value d _ave of the penetration depth d of each layer and the average value w _ave of the width w of each layer when the weld is viewed from the cross section satisfy the expression (1). A high-tensile welded joint having a tensile strength of 780 MPa or more.
d _ave <w _ave (1) Equation (1) Here, the average layer density in the plate thickness direction refers to the welded joint of the fusion line that is the object of toughness evaluation. The average value of the ratio (pass / mm) of the number of weld layers to the length (mm) of the region in the plate thickness direction. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１０．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下及びＲＥＭ：０．０３％以下、から選択される１種又は２種以上を含有する鋼を母材とすることを特徴とする、請求項１に記載の溶接継手。   Instead of a part of Fe, by mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 10.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, V: 0.1% Hereinafter, Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, Ca: 0.005% or less, B: 0.005% or less, Zr: 0.05% or less, and REM: 0.03% or less, The weld joint according to claim 1, wherein the base material is steel containing one or more selected from the group consisting of: 炭酸ガス及び酸素の合計量が容積％にて１５％以下であり、残部が不活性ガスからなるシールドガス中でアーク溶接することを特徴とする、請求項１又は２に記載の溶接継手の製造方法。   The total amount of carbon dioxide gas and oxygen is 15% or less in volume%, and arc welding is performed in a shielding gas composed of an inert gas, and the welded joint according to claim 1 or 2, Method. 溶接法としてウィービング法を用いることを特徴とする、請求項１又は２に記載の溶接継手の製造方法。   The method for manufacturing a welded joint according to claim 1, wherein a weaving method is used as the welding method. 炭酸ガス及び酸素の合計量が容積％にて１５％以下であり、残部が不活性ガスからなるシールドガス中でウィービング法を用いてアーク溶接することを特徴とする、請求項１又は２に記載の溶接継手の製造方法。
The total amount of carbon dioxide gas and oxygen is 15% or less in volume%, and arc welding is performed using a weaving method in a shielding gas composed of an inert gas as a balance. Method for manufacturing a welded joint.

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