"C:0.03~0.16mass、Si:0.05~1.50mass、Mn:0.1~2.0mass、P:0.025mass以下、S:0.010mass以下、Al:0.005~0.10mass、N:0.008mass以下、Cr:0.1mass超0.5mass以下、Cu:0.03~0.4massを含有し、かつ、W:0.01~1.0mass、Mo:0.01~0.5mass、Sn:0.001~0.2massおよびSb:0.001~0.4massのうちから選ばれる1種または2種以上を含有し、さらに上記成分が、下記1式で定義されるX値が0.5以下、下記2式で定義されるZ値が0.15以下となるよう含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼材同士を溶接して形成される原油タンクの溶接継手において、母材中および溶接継手における溶接金属中のCu,MoおよびWが、下記3式および4式を満たして含有することを特徴とする溶接継手。記X値=1-0.8×Cu0.5×{1-0.8×W0.4×Mo0.3}×{1-Sn0.4×Sb0.3}×{1-0.05×Cr0.03×Ni0.03×Co0.3}×{12×S/0.01P/0.025}1Z値=110×Sn×Cu-0.7×Ni23<{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}≦830.2≦溶接金属中のCu/{溶接金属中のMoW}≦34ここで、上記式中の元素記号は、その元素の含有量massを示す。上記鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ni:0.005~0.4massおよびCo:0.01~0.4massのうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする請求項1に記載の溶接継手。上記鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Nb:0.001~0.1mass、Ti:0.001~0.1mass、Zr:0.001~0.1massおよびV:0.002~0.2massのうちから選ばれる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または2に記載の溶接継手。上記鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ca:0.0002~0.01mass、REM:0.0002~0.015massおよびY:0.0001~0.1massのうちから選ばれる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1~3のいずれか1項に記載の溶接継手。上記鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、B:0.0002~0.003massを含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の溶接継手。請求項1~5のいずれか1項に記載の溶接継手を有することを特徴とする原油タンク。しかしながら、特許文献1および特許文献2に記載された技術では、タンカー底板および溶接継手に発生する局部腐食孔食を、2.5年間で4mm以下に抑制することは困難である。というのは、近年における実船の腐食調査では、タンカー底板および溶接部に発生する孔食内部の溶液のpHは1.0以下であることが判明している第242研究部会編原油タンカーの新形コロージョン挙動の研究平成13年度報告書、社団法人日本造船研究部会発行。一般に、酸性液中における鋼材腐食は、水素還元反応に律速されており、pHの低下と共に飛躍的に腐食速度が大きくなることはよく知られている。したがって、上記特許文献1および特許文献2の実施例に記載されているようなpH2.0での浸漬試験では、実船における腐食環境を十分に反映していないからである。また、上記特許文献1および特許文献2等の従来技術の鋼材は、耐食性向上元素としてCuを必須として添加しているが、Cuの添加は、熱間圧延時に表面割れを引き起こすため、製造安定性を害するという問題を抱えている。そこで、本発明の目的は、熱間圧延時に割れなどの問題を起こすことのない製造性に優れた鋼材を溶接して形成された、タンカー油槽部等の原油タンクにおける耐全面腐食性や耐局部腐食性に優れる溶接継手と、その溶接継手を有する原油タンクを提供することにある。発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意研究を重ねた。その結果、鋼の成分組成を適正範囲に制御して耐食性を向上した鋼材を溶接して原油タンクを形成するに際して、溶接継手の溶接金属中に含まれるCu,MoおよびWの含有量を適正範囲に制御することによって、原油タンクの溶接継手に発生する全面腐食や局部腐食を著しく軽減できることを見出し、本発明を完成させた。すなわち、本発明は、C:0.03~0.16mass、Si:0.05~1.50mass、Mn:0.1~2.0mass、P:0.025mass以下、S:0.010mass以下、Al:0.005~0.10mass、N:0.008mass以下、Cr:0.1mass超0.5mass以下、Cu:0.03~0.4massを含有し、かつ、W:0.01~1.0mass、Mo:0.01~0.5mass、Sn:0.001~0.2massおよびSb:0.001~0.4massのうちから選ばれる1種または2種以上を含有し、さらに上記成分が、下記1式;X値=1-0.8×Cu0.5×{1-0.8×W0.4×Mo0.3}×{1-Sn0.4×Sb0.3}×{1-0.05×Cr0.03×Ni0.03×Co0.3}×{12×S/0.01P/0.025}1で定義されるX値が0.5以下、下記2式;Z値=110×Sn×Cu-0.7×Ni2で定義されるZ値が0.15以下となるよう含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼材同士を溶接して形成される原油タンクの溶接継手において、母材中および溶接継手の溶接金属中におけるCu,MoおよびWが、下記3式;3<{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}≦83および4式;0.2≦溶接金属中のCu/{溶接金属中のMoW}≦34を満たして含有することを特徴とする溶接継手である。ここで、上記各式中の元素記号は、その元素の含有量massを示す。また、本発明の溶接継手に用いる鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、下記A~D群のうちの少なくとも1群の成分を含有することを特徴とする。記A群;Ni:0.005~0.4massおよびCo:0.01~0.4massのうちから選ばれる1種または2種B群;Nb:0.001~0.1mass、Ti:0.001~0.1mass、Zr:0.001~0.1massおよびV:0.002~0.2massのうちから選ばれる1種または2種以上C群;Ca:0.0002~0.01mass、REM:0.0002~0.015massおよびY:0.0001~0.1massのうちから選ばれる1種または2種以上D群;B:0.0002~0.003massまた、本発明は、上記溶接継手を有することを特徴とする原油タンクである。本発明によれば、原油タンカーの油槽や原油を輸送あるいは貯蔵するタンク等、溶接して形成される原油タンクに発生する全面腐食や局部腐食を、鋼板のみならず溶接継手を含むすべての部位において抑制することができるので、産業上格段の効果を奏する。まず、本発明の原油タンクに用いる鋼材の成分組成について説明する。C:0.03~0.16massCは、鋼の強度を高める元素であり、本発明では、所望の強度を確保するため、0.03mass以上添加する。一方、0.16massを超える添加は、溶接性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。よって、Cは0.03~0.16massの範囲とする。好ましくは0.06~0.16massの範囲である。Si:0.05~1.50massSiは、脱酸剤として添加される元素であるが、鋼の強度を高めるのに有効な元素でもある。そこで、本発明では、所望の強度を確保するため、0.05mass以上添加する。しかし、1.50massを超える添加は、鋼の靭性を低下させる。よって、Siは0.05~1.50massの範囲とする。好ましくは0.15~0.50massの範囲である。Mn:0.1~2.0massMnは、鋼の強度を高める元素であり、本発明では、所望の強度を得るため、0.1mass以上添加する。一方、2.0massを超える添加は、鋼の靭性および溶接性を低下させる。よって、Mnは0.1~2.0massの範囲とする。なお、高強度を保持しかつ耐食性を低下させる介在物の形成を抑制する観点からは、0.5~1.6massの範囲が好ましく、0.7~1.4massの範囲がより好ましい。P:0.025mass以下Pは、粒界に偏析して鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、できる限り低減するのが望ましい。特に、0.025massを超えて添加すると、靭性が大きく低下する。また、Pは0.025massを超えて添加すると、タンク油槽内の耐食性にも悪影響を及ぼす。よって、Pは0.025mass以下とする。好ましくは0.015mass以下である。S:0.010mass以下Sは、非金属介在物であるMnSを形成して局部腐食の起点となり、耐局部腐食性を低下させる有害な元素であり、できる限り低減するのが望ましい。特に、0.010massを超える添加は、耐局部腐食性の顕著な低下を招く。よって、Sの上限は0.010massとする。好ましくは、0.005mass以下である。Al:0.005~0.10massAlは、脱酸剤として添加される元素であり、本発明では0.005mass以上添加する。しかし、0.10massを超えて添加すると、鋼の靭性が低下するので、Alの上限は0.10massとする。好ましくは0.01~0.05mass、より好ましくは0.02~0.04massの範囲である。N:0.008mass以下Nは、靭性を低下させる有害な元素であり、できる限り低減するのが望ましい。特に、0.008massを超えて添加すると、靭性の低下が大きくなるので、上限は0.008massとする。好ましくは0.006mass以下、より好ましくは0.004mass以下である。Cr:0.1mass超0.5mass以下Crは、腐食の進行に伴って錆層中に移行し、Cl-の錆層への侵入を遮断することによって、錆層と地鉄の界面へのCl-の濃縮を抑制する。また、Zn含有プライマーを塗布したときには、Feを中心としたCrやZnの複合酸化物を形成して、長期間にわたり鋼板表面にZnを存続させることができるため、飛躍的に耐食性を向上することができる。上記効果は、特に、タンカー油槽の底板部のように、原油油分から分離された高濃度の塩分を含む液と接触する部分において顕著であり、Crを含有した上記部分の鋼材にZn含有プライマー処理を施すことにより、Crを含有しない鋼材と比較して、格段に耐食性を向上することができる。上記Crの効果は、0.1mass以下の添加では十分ではなく、一方、0.5massを超える添加は、溶接部の靭性を劣化させる。よって、Crは0.1mass超0.5mass以下の範囲とする。好ましくは0.11~0.3mass、より好ましくは0.12~0.2massの範囲である。Cu:0.03~0.4massCuは、鋼の強度を高める元素であるとともに、鋼の腐食によって生成した錆中に存在して耐食性を高める効果がある。これらの効果は、0.03mass未満の添加では十分に得られず、一方、0.4massを超えて添加すると、耐食性向上効果が飽和するほか、熱間加工時に表面割れなどの問題を引き起こす。よって、本発明の鋼材を安定して製造する観点から、Cuは0.03~0.4massの範囲で添加する必要がある。なお、Cu添加の効果は、添加量の増加にともない飽和するため、費用対効果の点からは、0.008~0.15massの範囲が好ましく、0.01~0.14massの範囲がより好ましい。本発明の鋼材は、上記成分の他に、W,Mo,SnおよびSbのうちから選ばれる1種または2種以上を下記の範囲で含有する必要がある。W:0.01~1.0massWは、タンカー油槽部底板における孔食を抑制する効果があるほか、タンカー上甲板部の全面腐食を抑制する効果がある。上記効果は、0.01mass以上の添加で発現する。しかし、1.0massを超えると、その効果が飽和する。よって、Wは0.01~1.0massの範囲で添加する。好ましくは0.01~0.5mass、より好ましくは0.02~0.3massの範囲である。なお、Wが上記のような耐食性向上効果を有する理由は、鋼板が腐食するのに伴って生成する錆中にWO42-が生成し、このWO42-の存在によって、塩化物イオンが鋼板表面に侵入するのが抑制され、さらに、鋼板表面のアノード部などのpHが下がった部位では、FeWO4が生成し、このFeWO4の存在によっても塩化物イオンの鋼板表面への侵入が抑制されるからである。また、WO42-の鋼材表面への吸着によるインヒビター作用によっても、鋼材の腐食が抑制されると考えられる。Mo:0.01~0.5massMoは、タンカー油槽部底板における孔食を抑制するだけでなく、タンカー上甲板裏面部の耐全面腐食性や、バラストタンクのように塩水浸漬と高湿潤を繰り返す腐食環境における塗装後の耐食性を向上させる効果がある。上記Moの効果は0.01mass以上の添加で発現するが、0.5massを超えると、その効果は飽和する。よって、Moは0.01~0.5massの範囲とする。好ましくは0.02~0.5mass、より好ましくは0.03~0.4massの範囲である。なお、Moが上記のような耐食性向上効果を有する理由は、Wと同様、鋼板の腐食に伴い生成する錆中にMoO42-が生成し、このMoO42-の存在によって、塩化物イオンの鋼板表面への侵入が抑制されるからと考えられる。Sn:0.001~0.2mass、Sb:0.001~0.4massSnおよびSbは、タンカー油槽部底板における孔食を抑制する効果を有する他、タンカー上甲板部の全面腐食を抑制する効果がある。上記効果は、Sn:0.001mass以上、Sb:0.001mass以上の添加で発現する。一方、Sn:0.2mass超えおよびSb:0.4mass超え添加しても、その効果は飽和する。さらに、Snの多量の添加は、Cuによる熱間加工時の表面割れを助長する。よって、SnおよびSbは、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。また、本発明の鋼材は、上記必須とする成分の他に、NiおよびCoのうちから選ばれる1種または2種を下記の範囲で含有することが好ましい。Ni:0.005~0.4mass、Co:0.01~0.4massNiおよびCoは、生成した錆粒子を微細化して、裸状態での耐食性およびジンクプライマーにエポキシ系塗装が施された状態での耐食性を少なからず向上する効果を有する。したがって、これらの元素は、耐食性をより向上したい場合に、補助的に添加するのが好ましい。上記効果は、Ni:0.005mass以上、Co:0.01mass以上の添加で発現する。一方、Ni:0.4mass超え、Co:0.4mass超え添加しても、その効果が飽和する。また、Niは、CuやSnを含有する鋼において発生する熱間加工時の表面割れを抑制する効果がある。よって、NiおよびCoは、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。また、本発明の鋼材は、上記必須成分および選択的添加成分Ni,Coが上記の適正範囲で含有していることに加えてさらに、下記1式;X値=1-0.8×Cu0.5×{1-0.8×W0.4×Mo0.3}×{1-Sn0.4×Sb0.3}×{1-0.05×Cr0.03×Ni0.03×Co0.3}×{12×S/0.01P/0.025}1ここで、上記式中の元素記号は、その元素の含有量massを示しており、含有していない元素は0ゼロとして計算する。で定義されるX値が0.5以下を満たすよう含有している必要がある。上記1式は、タンカー油槽内の腐食に及ぼす各成分の影響を評価する式であり、耐食性を向上させる成分の係数はマイナス、また、耐食性を劣化させる成分の係数はプラスとして表されている。したがって、Xの値が小さい鋼材ほど耐食性に優れている。発明者らは、上記Xの値と、タンカー油槽内の腐食環境での鋼材の耐食性との関係を調査した結果、Xが0.5以下であれば、タンカー油槽内の腐食環境での耐食性に優れるが、Xが0.5を超えると上記耐食性は劣化することを見出した。よって、本発明の鋼材は、P,S,Cr,Cu,W,Mo,Sn,Sb,NiおよびCoの含有量を決定するに当たっては、上記X値が0.5以下となるよう成分設計する必要がある。さらに本発明の鋼材は、上記成分を上記の適正範囲で含有していることに加えて、Cu,SnおよびNiが、下記2式;Z値=110×Sn×Cu-0.7×Ni2ここで、上記式中の元素記号は、その元素の含有量massを示しており、含有していない元素は0ゼロとして計算する。で定義されるZ値が0.15以下となるように含有していることが必要である。その理由は、Cuは、熱間加工時の表面割れを引き起こす元素であり、また、Snは、上記Cuによる割れを助長する元素である。一方、Niは、上記元素による弊害を防止するのに有効な元素であるが、Niの上記効果を発現させるためには、上記2式を満たしてNiを添加する必要があるからである。また、本発明の鋼材は、鋼の強度を高める目的で、上記成分に加えてさらに、Nb,Ti,VおよびZrのうちから選ばれる1種または2種以上を下記の範囲で添加することができる。Nb:0.001~0.1mass、Ti:0.001~0.1mass、Zr:0.001~0.1massおよびV:0.002~0.2massNb,Ti,ZrおよびVは、いずれも鋼材強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて適宜選択して添加することができる。上記効果を得るためには、Nb,Ti,Zrはそれぞれ0.001mass以上、Vは0.002mass以上添加するのが好ましい。しかし、Nb,Ti,Zrはそれぞれ0.1massを超えて、Vは0.2massを超えて添加すると、靭性が低下するため、Nb,Ti,Zr,Vは、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。さらに、本発明の鋼材は、強度を高めたり、靭性を向上させたりするために、上記成分に加えてさらに、Ca,REMおよびYのうちから選ばれる1種または2種以上を下記の範囲で添加することができる。Ca:0.0002~0.01mass、REM:0.0002~0.015massおよびY:0.0001~0.1massCa,REMおよびYは、いずれも、溶接熱影響部の靭性向上に効果があり、必要に応じて添加することができる。上記効果は、Ca:0.0002mass以上、REM:0.0002mass以上、Y:0.0001mass以上の添加で得られるが、Ca:0.01mass、REM:0.015mass、Y:0.1massを超えて添加すると、却って靭性の低下を招くので、Ca,REM,Yは、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。さらに、本発明の鋼材は、上記成分に加えてさらに、Bを下記の範囲で含有することができる。B:0.0002~0.003massBは、鋼材の強度を高める元素であり、必要に応じて添加することができる。上記効果を得るためには、0.0002mass以上添加するのが好ましい。しかし、0.003massを超えて添加すると、靭性が低下する。よって、Bは0.0002~0.003massの範囲で添加するのが好ましい。なお、本発明の原油タンクに用いる鋼材は、以下の方法で製造するのが好ましい。すなわち、本発明の鋼材は、本発明に適合する成分組成に調整した鋼を、転炉や電気炉、真空脱ガス等、公知の精錬プロセスを用いて溶製し、連続鋳造法あるいは造塊-分塊圧延法で鋼素材スラブとし、次いで、この素材を再加熱してから熱間圧延し、厚鋼板、薄鋼板および形鋼等の鋼材とするのが好ましい。上記熱間圧延前の再加熱温度は、900~1200°Cの温度とするのが好ましい。加熱温度が900°C未満では、変形抵抗が大きく、熱間圧延することが難しくなる。一方、加熱温度が1200°Cを超えると、オーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くほか、酸化によるスケールロスが顕著となって歩留まりが低下するからである。より好ましい加熱温度は1000~1150°Cである。また、熱間圧延で所望の形状、寸法の鋼材に圧延するに当たっては、仕上圧延終了温度は750°C以上とするのが好ましい。750°C未満では、鋼の変形抵抗が大きくなって圧延負荷が増大し、圧延することが難しくなったり、圧延材が所定の圧延温度に達するまでの待ち時間が発生するため、圧延能率が低下したりするからである。熱間圧延後の鋼材の冷却は、空冷、加速冷却のいずれの方法でもよいが、より高強度を得たい場合には、加速冷却するのが好ましい。なお、加速冷却を行う場合には、冷却速度を2~80°C/sec、冷却停止温度を650~300°Cの範囲とするのが好ましい。冷却速度が2°C/sec未満、冷却停止温度が650°C超えでは、加速冷却の効果が小さく、十分な高強度化が達成されない。一方、冷却速度が80°C/sec超え、冷却停止温度が300°C未満では、得られる鋼材の靭性が低下したり、鋼材の形状に歪が発生したりすることがあるからである。次に、本発明の鋼材を溶接して形成した原油タンクの溶接継手について説明する。上記適正成分に調整して製造した鋼板同士を溶接して形成した原油タンクの溶接継手は、溶接金属中のMoおよびWが下記3式;3<{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}≦83を満たして含有していることが必要である。一般に、溶接金属の耐食性が母材鋼材の耐食性より劣る場合には、後述するタンカー底板の孔食内部を模擬した酸浸漬試験では、溶接部の金属の溶解が促進されてしまう。また、溶接金属の耐食性を母材鋼材並みに高めるため、溶接金属中にSnやSbを添加すると、溶接継手の低温靭性を確保できなくなる。そのため、溶接金属にSnやSbを含有させることなく、溶接金属の耐食性を母材鋼材並みに向上させることが必要となる。そこで、本発明は、溶接金属の耐食性向上手段として、{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}の値を上記3式で規定した範囲に制限するところに特徴がある。{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}が3以下の場合には、溶接金属の耐食性が母材鋼材のそれより劣るため、後述するタンカー底板の孔食内部を模擬した酸浸漬試験において、溶接部の金属の溶解が促進されてしまう。一方、{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}が8を超える場合には、必要以上のMoやWの添加によって、溶接材料溶接ワイヤのコストが上昇するだけでなく、溶接金属の耐食性が母材のそれを大きく上回るようになるため、実腐食環境下において母材の選択腐食が生ずるようになる。よって、溶接金属中のMoおよびWは上記3式を満たす必要がある。なお、{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}は3~7の範囲が好ましく、3~6の範囲がより好ましい。また、本発明の原油タンクの溶接継手は、溶接金属中のCu,MoおよびWが下記4式;0.2≦溶接金属中のCu/{溶接金属中のMoW}≦34を満たして含有していることが必要である。発明者らは、CuとMoあるいはWを併用して添加すると、それらの元素の相乗効果によって、溶接継手の耐食性が大幅に向上することを見出した。しかし、4式中の溶接金属中のCu/{溶接金属中のMoW}が0.2未満の場合には、溶接金属中のMoあるいはWの含有量に比してCuの含有量が著しく低く、上記相乗効果が期待できないため、溶接継手の耐食性が低下する。一方、4式中の溶接金属中のCu/{溶接金属中のMoW}が3を超える場合には、溶接金属中のCu含有量に比してMoあるいはWの含有量が低すぎて、やはり上記相乗効果が期待できないため、溶接継手の耐食性が低下してしまう。よって、溶接金属中のCu,MoおよびWは上記4式を満たすことが必要である。なお、溶接金属中におけるMoおよびWの含有量は、その合計含有量が上記式を満たす範囲内であれば、MoおよびWのうちのいずれか一方を含まなくても構わない。なお、溶接金属中のCu/{溶接金属中のMoW}は0.5~3の範囲が好ましく、0.5~2.5の範囲がより好ましい。さらに、発明者らは、本発明の溶接継手は、上記条件に加えてさらに、溶接金属中と母材鋼材中のCuが、下記5式;1≦溶接金属中のCu/母材中のCu≦85を満たす場合には、母材鋼材および溶接継手を含む全ての部位における耐食性がさらに向上することを見出した。前述したように、本発明は、溶接継手の低温靭性を低下させることなく溶接金属の耐食性を母材鋼材並みに向上するため、溶接金属中にSnやSbを含有させずに、{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}の値を3式で規定した適正範囲に制御することがポイントである。しかし、溶接金属の耐食性をさらに安定して向上させるためには、上記3式に加えて、溶接金属中のCu/母材中のCuの値が1以上であることがより好ましい。一方、溶接金属中のCu/母材中のCuが8を超えると、Cuの必要以上の添加によって、溶接材料溶接ワイヤのコストが上昇するだけでなく、溶接金属の耐食性が母材のそれを大きく上回るため、母材の選択腐食が発生するおそれがある。よって、溶接金属中と母材鋼材中のCuは、5式を満たすことが好ましい。なお、上記溶接金属中のCu,MoおよびWの含有量を上記範囲に制御するには、鋼材母材の成分組成および溶接条件に応じて、溶接に用いる溶接材料溶接ワイヤを適宜選択するのが好ましい。例えば、溶接金属中のCu,MoおよびWの目標組成を母材の希釈率で割り戻して求めた組成を有する溶接ワイヤを作製し、これを用いて溶接する方法である。また、本発明の原油タンクの溶接に用いる溶接方法は、片面1パスのサブマージアーク溶接法であるFAB溶接やFCB溶接、RF溶接のような大入熱溶接や、炭酸ガスアーク溶接CO2溶接のような小入熱溶接などを用いることができるが、溶接金属の化学成分組成を適正範囲に制御する観点から、溶接ワイヤを用いる溶接方法であることが必要である。ここで、上記FAB溶接とは、株神戸製鋼所の溶接方法に関する登録商標で、ガラステープ、固形フラックス等で構成した裏当て材を鋼板裏面に直接当てて、1パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。また、上記FCB溶接とは、株神戸製鋼所の溶接方法に関する登録商標で、銅板の上に裏当てフラックスを散布して、鋼板裏面に押し当てて、1パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。また、上記RF法とは、株神戸製鋼所の溶接方法に関する登録商標で、溶接熱硬化性樹脂を含んだ裏当てフラックスの下に下敷きフラックスを重ねた冶具枠を鋼板裏面に当て、枠中のフラックスを押し当てて、1パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。表1-1および表1-2に示したNo.1~36の異なる成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製して鋼塊とし、または転炉で溶製し、連続鋳造して鋼スラブとし、これらを1150°Cに再加熱後、仕上圧延終了温度を800°Cとする熱間圧延を施して、板厚25mmの厚鋼板とした。かくして得られたNo.1~36の厚鋼板について、磁粉探傷試験で鋼板表面における割れの有無を調査し、割れが検出されなかったものを○、割れが検出されたものを×と判定した。次いで、上記No.1~36の各鋼板同士を、表2-1および表2-2に記載の溶接方法で溶接して溶接継手を作製した。なお、各溶接方法の入熱量は、FCB溶接は146kJ/cm、FAB溶接は180kJ/cm、CO2溶接は1.5kJ/cmとした。開先は全てV開先とした。ここで、各溶接継手の溶接金属中のCu,MoおよびWの組成制御は、Cu,MoおよびWの目標組成を母材希釈率CO2溶接11程度、FAB溶接47程度、FCB溶接67程度で割り戻して求めた組成を有する溶接ワイヤを作製し、これを用いて溶接することで行った。なお、FCB溶接には、フラックスPF-I55E/株神戸製鋼所製と裏フラックスPF-I50R/株神戸製鋼所製、FAB溶接には、フラックスPF-I52E/株神戸製鋼所製、充填剤RR-2/株神戸製鋼所製および裏当て材FA-B1/株神戸製鋼所製をそれぞれ用いた。なお、前述したようにFCB溶接とは、銅板の上に裏当てフラックスを散布して、鋼板裏面に押し当てて、1パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。また、FAB溶接とは、ガラステープ、固形フラックス等で構成した裏当て材を鋼板裏面に直接当てて、1パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。上記のようにして作製した溶接継手について、溶接金属中のCu,MoおよびWの含有量を、原子吸光分析法を用いて測定した。さらに、以下の要領で、上甲板裏を模擬した全面腐食試験と、タンカー底板環境を模擬した局部耐食試験を行った。1タンカー上甲板環境を模擬した全面腐食試験タンカー上甲板裏面における全面腐食に対する耐食性を評価するため、上記No.1~36の厚鋼板溶接継手の板厚1/4の位置から、溶接金属が試験片の幅方向と並行かつ中央に位置するよう、幅25mm×長さ60mm×厚さ5mmの矩形の小片を切り出し、その表面を600番手のエメリー紙で研磨した。裏面および端面は腐食しないよう、テープでシールし、図1に示した腐食試験装置を用いて全面腐食試験を行った。この腐食試験装置は、腐食試験槽2と温度制御プレート3とから構成されており、腐食試験槽2には温度が36°Cに保持された水6が注入されており、また、その水6中には、12volCO2、5volO2、0.01volSO2、0.3volH2S、残部N2からなる混合ガス導入ガス4を導入して腐食試験槽2内を過飽和の水蒸気で充満し、原油タンク上甲板裏の腐食環境を再現したものである。そして、この試験槽の上裏面にセットした腐食試験片1に、ヒーターと冷却装置を内蔵した温度制御プレート3を介して25°C×3時間50°C×21時間を1サイクルとする温度変化を180日間繰り返して付与し、試験片1の表面に結露水を生じさせて、全面腐食を起こさせるようにしたものである。図1中、5は試験槽からの排出ガスを示す。上記試験後、各試験片表面の錆を除去し、試験前後の質量変化から、腐食による質量の減を求め、この値から1年当たりの板厚減量片面の腐食速度に換算した。その結果、腐食速度が0.08mm/y以下でかつ母材部および溶接部のいずれにも局部腐食が認められない場合を耐全面腐食性が良好○、0.08mm/y超、あるいは、母材部か溶接部のいずれか一方にでも局部腐食が目視で認められる場合を耐全面腐食性が不良×と評価した。2タンカー油槽部底板環境を模擬した局部腐食孔食試験タンカー油槽部底板における孔食に対する耐食性を評価するため、上記No.1~36の厚鋼板溶接継手の板厚1/4の位置から、溶接金属が試験片の幅方向と並行かつ中央に位置するよう、幅25mm×長さ60mm×厚さ5mmの矩形の小片を切り出し、その全面を600番手のエメリー紙で研磨した。次いで、10massNaCl水溶液を、濃塩酸を用いてClイオン濃度10mass、pH0.85に調製した試験溶液を作製し、試験片の上部に開けた3mmφの孔にテグスを通して吊るし、1試験片につき2Lの試験溶液中に168時間浸漬する腐食試験を行った。なお、試験溶液は、予め30°Cに加温保持し、24時間毎に新しい試験溶液と交換した。上記腐食試験に用いた装置を図2に示す。この腐食試験装置は、腐食試験槽8、恒温槽9の二重型の装置で、腐食試験槽8には上記試験溶液10が入れられ、その中に試験片7がテグス11で吊るされて浸漬されている。試験溶液10の温度は、恒温槽9に入れた水12の温度を調整することで保持している。上記腐食試験後、試験片表面に生成した錆を除去した後、試験前後の質量差を求め、この差を全表面積で割り戻し、1年当たりの板厚減少量両面の腐食速度を求めた。その結果、腐食速度が0.8mm/y以下でかつ母材部および溶接部に局部腐食が目視で認められない場合を耐局部腐食性が良好○、腐食速度が0.8mm/y超え1.0mm/y以下で、かつ母材部および溶接部に局部腐食が目視で認められない場合を耐局部腐食性が概ね良好△、腐食速度が1.0mm/y超、あるいは、母材部および溶接部のいずれかにでも局部腐食が目視で認められる場合を耐局部腐食性が不良×と評価した。上記磁粉探傷試験の結果および耐食性試験の結果を、各鋼板の成分組成から求められるX値およびZ値とともに表2-1,表2-2に示した。これらの表から、母材および溶接金属が本発明の成分組成を満たすと共に、X値およびZ値の条件を満たすNo.1~4,6,7および10~29の厚鋼板は、圧延時に割れの発生が無く、かつ上甲板裏を模擬した耐食性試験およびタンカー底板環境を模擬した耐食性試験のいずれにおいても良好な耐食性を示しているのに対し、本発明の条件を満たさないNo.5,8,9および30~36の厚鋼板は、いずれの耐食性試験においても良好な結果が得られていない。また、図3は、表2-1および表2-2に記載したNo.1~36の厚鋼板をタンカー底板および上板に用いたときの溶接継手の耐食性に及ぼす溶接金属組成の影響を、横軸を溶接金属中のCu/{溶接金属中のMoW}とし、縦軸を{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}として示したものである。図3から、溶接金属中のCu/{溶接金属中のMoW}が0.2~3かつ{溶接金属中のMoW}/{母材中のMoW}が3~8の範囲内において、上甲板裏を模擬した耐食性試験およびタンカー底板環境を模擬した耐食性試験のいずれにおいても、良好な耐食性表2-1および表2-2の○印および△印を示しているのに対し、上記範囲を外れるものは、上気耐食性試験のいずれかが劣っている表2-1および表2-2の×印ことがわかる。"