(57)【要約】【課　題】溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手であって、靭性に優れた溶接金属を有する溶接継手を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．２０質量％，Ｓｉ：０．０５〜１．２０質量％，Ｍｎ：　０．５〜２．５　質量％，Ａｌ：　０．００２〜０．０５質量％，Ｍｏ：０．０５〜１．２　質量％，Ｔｉ：　０．００５〜０．０５０　質量％，Ｂ：０．００１０〜０．０１０　質量％，Ｎ：０．００２５〜０．００８５質量％，Ｏ：　０．０１０〜０．０３０　質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつＢとＮの含有量を用いてＢ／Ｎ＝［Ｂ］／［Ｎ］で表わされるＢ／Ｎ値が　０．４〜１．２　の範囲内を満足する溶接金属を有する溶接継手とする。【選択図】　　　　図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接金属と前記鋼板とからなる溶接継手であって、前記溶接金属が、Ｃ：０．０２〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．２０質量％、Ｍｎ：　０．５〜２．５　質量％、Ａｌ：　０．００２〜０．０５質量％、Ｍｏ：０．０５〜１．２　質量％、Ｔｉ：　０．００５〜０．０５０　質量％、Ｂ：０．００１０〜０．０１０　質量％、Ｎ：０．００２５〜０．００８５質量％、　Ｏ：　０．０１０〜０．０３０　質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ前記溶接金属に含有されるＢとＮの含有量を用いて下記の　（１）式で表わされるＢ／Ｎ値が　０．４〜１．２　の範囲内を満足することを特徴とする大入熱エレクトロスラグ溶接継手。
Ｂ／Ｎ＝［Ｂ］／［Ｎ］　　　　　　　　　　　　・・・　（１）
［Ｂ］：Ｂ含有量（質量％）
［Ｎ］：Ｎ含有量（質量％）
【請求項２】
前記溶接金属が、前記組成に加えて、Ｎｉ：０．０５〜２．０　質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱エレクトロスラグ溶接継手。
【請求項３】
前記溶接金属が、前記組成に加えて、Ｃｕ：０．０５〜１．０　質量％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱エレクトロスラグ溶接継手。
【請求項４】
前記溶接金属が、前記組成に加えて、Ｃｒ：０．０３〜２．０　質量％、Ｖ：　０．００３〜０．３　質量％およびＮｂ：　０．００３〜０．３　質量％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１、２または３に記載の大入熱エレクトロスラグ溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼板と、その大入熱エレクトロスラグ溶接によって生じた溶融メタルが凝固した溶接金属とからなる溶接継手に関するものであり、詳しくは溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって得られた溶接金属が良好な靭性を有する溶接継手に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地震による建築物等の鋼構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接部の高靭性化の要求が高まっている。鉄骨構造に用いられる溶接法としては、ガスシールドアーク溶接，サブマージアーク溶接，エレクトロスラグ溶接等がある。これらの溶接法のうち、エレクトロスラグ溶接は、一般に鉄骨ダイアフラムや仕口部の立向き溶接に用いられ、他の溶接法に比べて大きい入熱で高能率の溶接が可能である。
【０００３】
たとえばダイアフラムの板厚が６０ｍｍ程度になると、１パスでエレクトロスラグ溶接を行なった場合、溶接入熱は１０００ｋＪ／ｃｍ程度と非常に大きくなる。このような大入熱の溶接では、溶接時の溶接金属の冷却速度が小さくなり、溶接金属の焼入れ性が低下する。その結果、ミクロ組織が粗大となり、溶接金属の靭性が低下するという問題がある。
【０００４】
この問題を解決する方法として、たとえば特開昭５９−１７９２８９　号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの含有量を規定し、かつそれらの含有量からＴＳＥ＝４１Ｃ＋５Ｓｉ＋８Ｍｎ＋２８Ｃｕ＋５Ｎｉ＋２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３２Ｖで算出されるＴＳＥ値が２８以上となるように成分を調整した極厚低合金高張力鋼板用エレクトロスラグ溶接ワイヤが開示されている。この技術では、極厚鋼板のエレクトロスラグ溶接で５３ｋｇ／ｍｍ２　（すなわち５１９ＭＰａ）以上の引張強さと−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが３　ｋｇｆ・ｍ（すなわち２９．４Ｊ）以上を有するエレクトロスラグ溶接金属が得られるとしている。
【０００５】
また特開平９−１３６７１０号公報には、エレクトロスラグ溶接において、母材（すなわち鋼板）と溶接用ワイヤと当金との溶融で形成される溶接金属の珪素含有量が０．１６〜０．２０重量％の範囲内となるように、珪素含有量の少ない材質の溶接用ワイヤを使用するとともに、当金の珪素含有量を母材と溶接用ワイヤの珪素含有量とに対応させて調整するエレクトロスラグ溶接金属の珪素調整方法が提案されている。
【０００６】
また特許第２８９２５７５　号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｔｉを適正範囲内で含み、かつＭｎ≧３（Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｔｉ）を満足する非消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接ワイヤが提案されている。
しかし特開昭５９−１７９２８９　号公報，特開平９−１３６７１０号公報，特許第２８９２５７５　号公報に記載された技術で得られる溶接金属は、シャルピー吸収エネルギーが試験温度０℃ないし−２０℃で３０Ｊ程度と、十分な靭性を有しているとは言い難い。
【０００７】
このような問題に対して、たとえば特開２００２−７９３９６号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｂを適正範囲内で含有し、　Ｎ，Ｏ含有量を低減した大入熱エレクトロスラグ溶接ワイヤが提案されている。この技術では、溶接金属のオーステナイト粒径を制御し、Ｂのオーステナイト粒界への偏析作用を利用することにより、優れた溶接金属靭性が得られるとしている。
【０００８】
しかしながら大入熱エレクトロスラグ溶接では、母材希釈率が高く、また種々の組成の鋼板が使用されるため、特開２００２−７９３９６号公報に記載された溶接用ワイヤを利用しても溶接金属の組織の微細化が不十分になる場合があり、高靭性の溶接金属を安定して得ることは困難であると推察される。
エレクトロスラグ溶接と同様に、大入熱溶接として用いられるサブマージアーク溶接においては、溶接金属を微細なアシキュラーフェライト組織とすることで高靭性化を達成する技術が良く知られている。溶接金属のアシキュラーフェライト化については、数多くの検討がなされ、溶接金属中にＴｉを含む酸化物系介在物を数多く分散させることによって、酸化物系介在物ないしその周辺からアシキュラーフェライトが生成するという知見が得られている。
【０００９】
しかしながら、エレクトロスラグ溶接は立向きで極めて溶接速度が遅く、溶融メタル中の脱酸反応が促進されることに加え、溶融メタル中の酸化物が浮上して大部分がスラグとして排出され、溶融メタル中の酸素量が低くなり、　酸化物系介在物の多量分散が困難となる。そのためサブマージアーク溶接のように、アシキュラーフェライト主体の組織にして高い靭性を得ることは困難であった。
【００１０】
【特許文献１】
特開昭５９−１７９２８９　号公報
【特許文献２】
特開平９−１３６７１０号公報
【特許文献３】
特許第２８９２５７５　号公報
【特許文献４】
特開２００２−７９３９６号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記のような問題を解消し、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手であって、靭性に優れた溶接金属を有する溶接継手を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接入熱　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して溶接継手を作製し、得られた溶接継手の溶接金属の靭性向上について鋭意研究を重ねた結果、下記の知見を得るに至った。
大入熱エレクトロスラグ溶接においては、極めて低速の立向き溶接となるため、高靭性が得られる微細なアシキュラーフェライト組織とするために必須とされるＴｉを含む酸化物系介在物を溶接金属中に分散させることが困難である。
【００１３】
そこでＴｉ酸化物に代わるフェライト生成核として、ＢＮに着目した。ＢＮはＴｉ酸化物に比較してフェライト生成核としての機能が低いといわれているが、大入熱エレクトロスラグ溶接においては溶融メタルの凝固速度，溶接金属の冷却速度が遅いので、溶接金属中のＢとＮが結合して容易にＢＮを形成する。溶接金属中へのＢとＮの添加は、溶接用ワイヤからの添加および鋼板の希釈を利用して行なうことができる。したがって大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属中にＢとＮを添加し、ＢＮを析出物として多量に分散させることは、Ｔｉ酸化物の分散に比べて容易である。
【００１４】
またＢについては、旧オーステナイト粒界への偏析を利用して、粗大な粒界フェライトの生成を抑制する効果が知られている。この効果を得るためには、溶接金属中に固溶状態で存在するフリーＢを確保することが必要である。そこでＢＮ形成のために添加するＢ量とＮ量を調整して、溶接金属中にフリーＢを残存させれば、ＢＮによるフェライト生成を促進する効果に加えて、粒界フェライトの生成を抑制する効果が得られる。その結果、溶接金属の組織が微細化され、靭性の向上が達成できる。
【００１５】
このように大入熱エレクトロスラグ溶接においては、溶接金属中に各種合金元素を添加し、溶接金属の焼入れ性を調整するとともに、適正量のＢとＮを添加することによって、ＢＮを形成させて微細フェライトの生成を促進し、かつフリーＢの粒界偏析による粗大な粒界フェライトの生成を抑制することができる。この微細フェライトの生成を促進する効果と粗大な粒界フェライトの生成を抑制する効果の相乗作用によって、微細なミクロ組織を有する高靭性の溶接金属が得られる。
【００１６】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであって、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接金属と前記鋼板とからなる溶接継手であって、前記溶接金属が、Ｃ：０．０２〜０．２０質量％，Ｓｉ：０．０５〜１．２０質量％，Ｍｎ：　０．５〜２．５　質量％，Ａｌ：　０．００２〜０．０５質量％，Ｍｏ：０．０５〜１．２　質量％，Ｔｉ：　０．００５〜０．０５０　質量％，Ｂ：０．００１０〜０．０１０　質量％，Ｎ：０．００２５〜０．００８５質量％，Ｏ：　０．０１０〜０．０３０　質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ前記溶接金属に含有されるＢとＮの含有量を用いて下記の　（１）式で表わされるＢ／Ｎ値が　０．４〜１．２　の範囲内を満足することを特徴とする大入熱エレクトロスラグ溶接継手である。
【００１７】
Ｂ／Ｎ＝［Ｂ］／［Ｎ］　　　　　　　　　　　　・・・　（１）
［Ｂ］：Ｂ含有量（質量％）
［Ｎ］：Ｎ含有量（質量％）
また本発明では、溶接金属が、前記組成に加えて、Ｎｉ：０．０５〜２．０　質量％を含有することが好ましい。
【００１８】
また溶接金属が、前記組成に加えて、Ｃｕ：０．０５〜１．０　質量％を含有することが好ましい。
また溶接金属が、前記組成に加えて、Ｃｒ：０．０３〜２．０　質量％，Ｖ：　０．００３〜０．３　質量％およびＮｂ：　０．００３〜０．３　質量％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明を適用する溶接金属の成分を規定した理由について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．２０質量％
Ｃは、溶接金属の強度を増加し、かつ焼入れ性を向上させる元素であるが、Ｃ含有量が０．０２質量％未満では、十分な焼入れ性が得られない。　一方、　０．２０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも過剰な硬化や島状マルテンサイトの生成により溶接金属の靭性が劣化する。　このため、Ｃは０．０２〜０．２０質量％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｓｉ：０．０５〜１．２０質量％
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに溶接金属の強度を向上させ、さらに溶融メタルの湯流れ性を向上させる元素である。このような効果はＳｉ含有量が０．０５質量％以上で認められる。一方、　１．２０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも島状マルテンサイトの生成を助長し、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．０５〜１．２０質量％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｍｎ：　０．５〜２．５　質量％
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保し、かつ溶接金属の焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が　０．５質量％未満では、十分な焼入れ性が得られない。一方、　　２．５質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベイナイト相あるいはマルテンサイト相が生成して、溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｍｎは　０．５〜２．５　質量％の範囲に限定した。
【００２２】
Ａｌ：　０．００２〜０．０５質量％
Ａｌは、脱酸元素であり、溶融メタル中での脱酸作用を促進させるために溶接用ワイヤに含有させる。溶融メタルの脱酸反応が不十分であると、溶接金属中の酸素が増加し、固溶状態で含有されるべき元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｂ等が酸化物となり、溶接金属の焼入れ性低下，靭性劣化が生じる。このため、Ａｌは　０．００２質量％以上含有させる。しかし、０．０５質量％を超えて含有すると、溶接金属中に　Ａｌ２Ｏ３　が多量に形成され、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉ酸化物の生成を阻害するのみならず、溶接金属中に破壊発生の起点となる粗大な酸化物系介在物を内在させることになり、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ａｌは　０．００２〜０．０５質量％の範囲に限定した。
【００２３】
Ｍｏ：０．０５〜１．２　質量％
Ｍｏは、溶接金属の強度を向上させ、かつ溶接金属の焼入れ性を増加し、変態時にアシキュラーフェライトの生成を促進し、溶接金属の組織を微細化させる元素である。このような効果を得るためには、　０．０５質量％以上の含有を必要とする。一方、　１．２質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｍｏは０．０５〜１．２　質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２４】
Ｔｉ：　０．００５〜０．０５０　質量％
Ｔｉは、溶融メタル中で酸化物を形成し、その酸化物を核として微細なアシキュラーフェライトが生成し、溶接金属の靭性を向上させる効果を有する。本発明ではＢＮを核とするアシキュラーフェライト生成を主眼とするが、Ｔｉ酸化物の導入を併用することによってその効果は一層高められる。Ｔｉ含有量が　０．００５質量％未満では、酸化物が十分に生成せず、溶接金属の靭性向上の効果が得られない。一方、　０．０５０質量％を超えて含有すると、Ｔｉが溶接金属中で固溶元素として働くので、溶接金属が硬化して靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉは　０．００５〜０．０５０　質量％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｂ：０．００１０〜０．０１０　質量％
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、溶接金属の靭性を向上させる元素である。また、Ｂは溶接金属中でＢＮとなってＮを固定し、固溶Ｎによる溶接金属の靭性の劣化を防止するとともに、ＢＮを核とするアシキュラーフェライトの生成を促進して溶接金属の組織を微細化し、靭性を向上させる効果がある。しかも、Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析して粗大な初析フェライトの成長を抑制する作用を有しており、溶接金属の靭性を一層向上させる効果も有する。このようなＢの効果を得るためには、溶接金属中にある程度の量のＢＮを生成させる必要があり、Ｂは０．００１０質量％以上含有する必要がある。一方、　　０．０１０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなる。このため、Ｂは０．００１０〜０．０１０　質量％の範囲に限定した。
【００２６】
Ｎ：０．００２５〜０．００８５質量％
Ｎは、溶接金属中に固溶し、溶接金属の靭性を劣化させる元素である。本発明ではＢと結合して生成されるＢＮを核としてアシキュラーフェライトの生成を促進するために０．００２５質量％以上含有させる。しかし、０．００８５質量％を超えて含有すると、溶接金属中のフリーＮを抑制するために過剰にＢを添加することになり、溶接金属の靭性を劣化させ、かつ高温割れが発生する危険性が増大する。このため、Ｎは０．００２５〜０．００８５質量％以下とする。
【００２７】
Ｏ：　０．０１０〜０．０３０　質量％
Ｏは、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉ酸化物を形成するために、　０．０１０質量％以上含有する必要がある。しかし、　０．０３０質量％を超えて含有すると、溶接金属中のＯが過剰となり、溶接金属の焼入れ性を低下させるばかりでなく、溶接金属中で破壊の起点となる粗大な酸化物を多量に内在させることになり、溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｏは　０．０１０〜０．０３０　質量％の範囲に限定した。
【００２８】
Ｂ／Ｎ：　０．４〜１．２
本発明においては、溶接金属中のアシキユラーフェライト生成の核としてＢＮを利用するためにＢおよびＮを添加する。ただし、フリーＮによる溶接金属の靭性劣化を防止し、フリーＢによる粗大な粒界フェライトの生成を抑制する効果を利用するためには、ＢとＮの各々の含有量のみならず、ＢとＮの含有量のバランスを適正範囲に維持する必要がある。そこで、ＢとＮの含有量のバランスを示す指標として、溶接金属中のＢ含有量とＮ含有量とを用いて下記の　（１）式から算出されるＢ／Ｎ値を用いる。
【００２９】
Ｂ／Ｎ＝［Ｂ］／［Ｎ］　　　　　　　　　　　　・・・　（１）
［Ｂ］：Ｂ含有量（質量％）
［Ｎ］：Ｎ含有量（質量％）
Ｂ／Ｎ値が　０．４未満では、溶接金属中のＮが過剰となり、粗大な粒界フェライトが生成するばかりでなく、フリーＮが存在するために溶接金属の靭性が劣化する。一方、　Ｂ／Ｎ値が　１．２を超えると、溶接金属中のＢが過剰となり、フリーＢの増加による焼入れ性の増加や島状マルテンサイトの生成による靭性の劣化が生じる。このため、Ｂ／Ｎ値は　０．４〜１．２　の範囲に限定した。
【００３０】
上記した成分に加えて、本発明では、溶接金属中に、さらにＮｉ：０．０５〜２．０　質量％および／またはＣｕ：０．０５〜１．０　質量％を含有することができる。
また、Ｃｒ：０．０３〜２．０　質量％，Ｖ：　０．００３〜０．３　質量％およびＮｂ：　０．００３〜０．３　質量％のうちの１種または２種以上を含有することができる。
これらのＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂは、いずれも大入熱溶接において、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
【００３１】
Ｎｉ：０．０５〜２．０　質量％
Ｎｉは、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素として０．０５質量％以上含有することが好ましい。一方、　　２．０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、上部ベイナイトあるいはマルテンサイト相が生成して、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｎｉを含有する場合は、その含有量は０．０５〜２．０　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３２】
Ｃｕ：０．０５〜１．０　質量％
Ｃｕは、溶接金属の強度と焼入れ性を向上させる元素であり、鋼板および溶接用ワイヤ（すなわち鋼素線とめっき層）から溶接金属に添加される。溶接金属の強度を確保し、かつ焼入れ性を高めて靭性を向上させるためには０．０５質量％以上含有することが好ましい。一方、　　１．０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、上部ベイナイトあるいはマルテンサイト相が生成して、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｃｕを含有する場合は、その含有量は０．０５〜１．０　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３３】
Ｃｒ：０．０３〜２．０　質量％
Ｃｒは、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度と靭性を向上させるために、０．０３質量％以上含有することが好ましい。一方、　　２．０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベーナイト相あるいはマルテンサイト相が生成して、　溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｃｒを含有する場合は、その含有量は０．０３〜２．０　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
Ｖ：　０．００３〜０．３　質量％
Ｖは、Ｃｒと同様に、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度を向上させ、組織を微細化して靭性を向上させる。このような効果を得るためには、　０．００３質量％以上含有することが好ましい。一方、　　０．３質量％を超えて含有すると、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。このため、Ｖを含有する場合は、その含有量は　０．００３〜０．３　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３５】
Ｎｂ：　０．００３〜０．３　質量％
Ｎｂは、Ｃｒ，Ｖと同様に、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度を向上させ、組織を微細化して靭性を向上させる。このような効果を得るためには、　０．００３質量％以上含有することが好ましい。一方、　　０．３質量％を超えて含有すると、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。このため、Ｎｂを含有する場合は、その含有量は　０．００３〜０．５　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３６】
【実施例】
表１に示す成分の厚鋼板（厚さ６０ｍｍ）をスキンプレート１，ダイアフラム２として用い、ＪＩＳ規格ＳＮ４９０　相当のフラットバーを側板３として用いて、図１に示すように組み立てて溶接継手を作製した。溶接は線径１．６ｍｍ　の溶接用ワイヤを用いて、表２に示す条件でエレクトロスラグ溶接を行なった。
【００３７】
【表１】
2004124218.tif 000003
【００３８】
【表２】
2004124218.tif 000004
【００３９】
溶接の終了後、図２に示すように溶接継手の溶接金属４からシャルピー衝撃試験片５（ＪＩＳ規格Ｚ２２０２　に準拠した２ｍｍＶノッチ試験片）を採取した。なお、シャルピー衝撃試験片５のノッチ位置は、スキンプレート１の板厚方向で溶接金属４の幅が最大となる部位の溶接金属４中心部とした。
このシャルピー衝撃試験片５を用いて、ＪＩＳ規格Ｚ２２４２　に準拠した衝撃試験を行なった。試験温度は０℃とし、シャルピー吸収エネルギー　ＶＥＯ　（Ｊ）を測定した。発明例１〜２４，比較例１〜２３について、それぞれ３本のシャルピー衝撃試験片５を用いて　ＶＥＯ　（Ｊ）を測定し、その平均値を表３，表４に示す。
【００４０】
【表３】
2004124218.tif 000005
【００４１】
【表４】
2004124218.tif 000006
【００４２】
発明例１〜２４は、いずれも　ＶＥＯ　が７０Ｊ以上であり、良好な靭性を有する溶接金属４が得られた。
一方、　本発明の範囲を外れる成分の溶接金属となる比較例１〜２３は、　ＶＥＯ　が７０Ｊ未満であり、溶接金属４の靭性が劣化した。
このように本発明を適用して大入熱エレクトロスラグ溶接を行なうと、良好な靭性を有する溶接金属が得られることが確認できた。
【００４３】
【発明の効果】
本発明によれば、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手において、良好な靭性を有する溶接金属が安定して得られ、　溶接構造物の安全性、さらには溶接施工効率が顕著に向上し、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接継手を作製する際にスキンプレート，ダイアフラム，側板を組み立てた状態を模式的に示す平面図である。
【図２】シャルピー衝撃試験片の採取位置を模式的に示す平面図である。
【符号の説明】
１　スキンプレート
２　ダイアフラム
３　側板
４　溶接金属
５　シャルピー衝撃試験片
【図１】
2004124218.tif 000007
【図２】
2004124218.tif 000008