"マルテンサイト単相組織の溶接金属を含む板厚が4~12mmの鋼板を用いた超高強度溶接継手であって、溶接方向に垂直の溶接継手の断面において、鋼板表層の溶接金属の幅をW1とし、鋼板表層から板厚の3/4のところの溶接金属の幅をW2とし、W1が2.0mm~7.0mmであり、かつ、W2が0.5mm~2.4mmである溶接金属の断面形状を持ち、かつ、前記溶接金属が、質量で、C:0.09超~0.24、Si:0.2~1.0、Mn:0.5~2.5、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.004~0.08、Ti:0.005~0.15、O:0.005~0.05、Ni:1.0~9を含有し、さらに、下記式1で定義される炭素等量Ceqが0.40~1.00であり、かつ、下記式2で定義されるYが0.07~0.20であり、残部が不可避的不純物ならびにFeからなることを特徴とする強度と靭性に優れる超高強度溶接継手。Ceq=[C][Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式1Y=[Si][Mn]/40[Al][Ti]式2式1および式2において、[]付元素はそれぞれの元素の含有量質量を表す。前記溶接金属が、質量で、Cr:0.1~2.0、Mo:0.1~1.5、V:0.005~0.2、Nb:0.005~0.1、Cu:0.01~1.0、B:0.0005~0.01のうちの1種または2種以上をさらに含有することを特徴とする請求項1に記載の強度と靭性に優れる超高強度溶接継手。引張強さが1100MPa以上である厚さ4~12mmの鋼板を、ソリッドワイヤを用いて、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により1パス溶接することによって請求項1または2に記載の超高強度溶接継手を製造する方法であって、前記鋼板が、質量でC:0.10~0.25、Si:0.03~1.0、Mn:0.5~2.5、P:0.02以下、S:0.01以下、Al:0.002~0.1、N:0.001~0.006、O:0.001~0.004を含有し、さらに、Ni:0.01~6.0、Cr:0.1~2.0、Mo:0.1~2.0、V:0.01~0.2、Ti:0.01~0.20、Nb:0.005~0.2、Cu:0.005~1.0、B:0.0002~0.030、Ca:0.0006~0.0100のうちの1種または2種以上を含有し、下記式1により定義されるCeqが0.4~1.2であり、残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであり、前記鋼板をレーザーハイブリッド溶接する際に使用するソリッドワイヤが、質量で、C:0.4以下、Si:1.5以下、Mn:4.0以下、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.08以下を含有し、さらに、Ti:0.30以下、Ni:12.0以下、Cr:3.0以下、Mo:3.0以下、V:0.3以下、Nb:0.3以下、Cu:1.5以下、B:0.0150以下のうちの1種または2種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであり、前記鋼板に対して前記ソリッドワイヤを用いてレーザーハイブリッド溶接する際、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ArまたはHeガスに2~5のO2ガスまたは5~25のCO2ガスを混合した混合ガスを用いることを特徴とする超高強度溶接継手の製造方法。Ceq=[C][Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式1式1において[]付元素は、それぞれの元素の含有量質量を表す。引張強さが1100MPa以上であり厚さ4~12mmの鋼板を、フラックス入りワイヤを用いて、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により1パス溶接することによって請求項1または2に記載の超高強度溶接継手を製造する方法であって、前記鋼板が質量でC:0.10~0.25、Si:0.03~1.0、Mn:0.5~2.5、P:0.02以下、S:0.01以下、Al:0.002~0.1、N:0.001~0.006、O:0.001~0.004を含有し、さらに、Ni:0.01~6.0、Cr:0.1~2.0、Mo:0.1~2.0、V:0.01~0.2、Ti:0.01~0.20、Nb:0.005~0.2、Cu:0.005~1.0、B:0.0002~0.030、Ca:0.0006~0.0100のうちの1種または2種以上を含有し、下記式1により定義されるCeqが0.4~1.2であり、残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであり、前記鋼板をレーザーハイブリッド溶接する際に使用するフラックス入りワイヤが、合金成分として、ワイヤ全体に対する質量で、C:0.4以下、Si:1.5以下、Mn:4.0以下、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.08以下を含有し、さらに、Ti:0.30以下、Ni:12.0以下、Cr:3.0以下、Mo:3.0以下、V:0.3以下、Nb:0.3以下、Cu:1.5以下、B:0.0150以下のうちの1種または2種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであり、前記鋼板に対して前記フラックス入りワイヤを用いてレーザーハイブリッド溶接する際、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ArまたはHeガスに5以下のO2ガスまたは25以下のCO2ガスを混合した混合ガス、純Arガス、または純Heガスのいずれかを用いることを特徴とする超高強度溶接継手の製造方法。Ceq=[C][Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式1式1において[]付元素は、それぞれの元素の含有量質量を表す。板厚が4~12mmの鋼板を効率良く溶接するには、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接を用いて1パス溶接することが好ましい。鋼板の板厚が4mm以上では、引張強度だけでなく靭性が要求されるようになる。特に、建設機械や産業機械に使用される溶接継手としては、-40°Cでの2mmVノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーvE-40が27J/cm2以上であることが要求されることが多い。そのため、板厚が4mm以上でレーザーハイブリット溶接が適用されているのは、鋼板の引張強さが1050MPa程度までであり、引張強さ1100MPa以上の超高強度鋼にレーザーハイブリッド溶接の適用を検討した例は無い。引張強さが1100MPa以上の鋼をレーザーハイブリッド溶接すると溶接金属の組織はマルテンサイト単相となり、さらに、1パス溶接であるため、溶接金属は凝固したままの状態で使用されることから、溶接金属の靭性の確保が困難である。このため、引張強さ1100MPa以上の鋼板をレーザーハイブリッド溶接した場合であっても、溶接金属の強度及び靭性を満足できるようにする技術が望まれている。本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、厚さ4~12mmであり引張強さが1100MPa以上の鋼板を、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接による1パス溶接した場合であっても、引張強度および靭性を満足できる溶接金属及び超高強度溶接継手を提供することを目的とする。引張強さ1100MPa以上の厚さ4~12mmの鋼板の溶接において、溶接継手の引張強度を確保するためには、溶接金属はマルテンサイト単相の組織にすることが必要である。レーザービーム単独の溶接では、溶接金属は凝固ままの組織であり、マルテンサイトのブロック及びパケットが粗大になるため靭性の確保が困難であった。一方、ガスシールドアーク溶接単独で1パス溶接を行うと、高い入熱が必要となるため、冷却速度が遅くなり、溶接金属及び溶接継手全体の引張強度を確保することが困難であった。そこで、本発明者らは、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリット溶接に着目した。レーザーハイブリッド溶接は、ガスシールドアーク溶接によって酸素を含有させた溶接金属を形成し、そこにレーザービームを用いて、少ない入熱で深く溶け込ませることで、従来のガスシールドアーク溶接と比較して非常に早い冷却速度で溶接でき、これによって溶接金属内に微細な酸化物を分散して晶出させることができるため、マルテンサイトの組織ブロックやパケット等が微細なものとなり、溶接金属の組織がマルテンサイト単相であっても十分な靭性が確保できると考えた。本発明者らは、レーザーハイブリット溶接による1パス溶接で得られる溶接金属及び溶接継手について、強度が得られる焼入性を確保して、さらに溶接金属中に酸化物を微細に分散して晶出させることで、優れた引張強さおよび靭性の溶接金属を得ることができる最適な溶接金属の組成について検討を重ねた。その結果、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Bの含有量をそれぞれ所定の範囲内にすることで、溶接金属の組織をマルテンサイト単相とすることができ、さらに、酸素量と、脱酸または酸化物形成元素であるSi、Mn、Al、Tiの含有量をそれぞれ所定の範囲内にすることで、溶接金属内に適量の微細な酸化物を分散して晶出させることができるようになり、溶接金属の強度及び靭性を確保できることを見出した。本発明は下記のとおりである。1マルテンサイト単相組織の溶接金属を含む板厚が4~12mmの鋼板を用いた超高強度溶接継手であって、溶接方向に垂直の溶接継手の断面において、鋼板表層の溶接金属の幅をW1とし、鋼板表層から板厚の3/4のところの溶接金属の幅をW2とし、W1が2.0mm~7.0mmであり、かつ、W2が0.5mm~2.4mmである溶接金属の断面形状を持ち、かつ、前記溶接金属が、質量で、C:0.09超~0.24、Si:0.2~1.0、Mn:0.5~2.5、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.004~0.08、Ti:0.005~0.15、O:0.005~0.05、Ni:1.0~9を含有し、さらに、下記式1で定義される炭素等量Ceqが0.40~1.00であり、かつ、下記式2で定義されるYが0.07~0.20であり、残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであることを特徴とする強度と靭性に優れる超高強度溶接継手。Ceq=[C][Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式1Y=[Si][Mn]/40[Al][Ti]式2式1および式2において[]付元素は、それぞれの元素の含有量質量を表す。また、式1において含有していない元素は含有量0として計算する。2前記溶接金属が、質量で、Cr:0.1~2.0、Mo:0.1~1.5、V:0.005~0.2、Nb:0.005~0.1、Cu:0.01~1.0、B:0.0005~0.01のうちの1種または2種以上をさらに含有することを特徴とする上記1に記載の強度と靭性に優れる超高強度溶接継手。3引張強さが1100MPa以上である厚さ4~12mmの鋼板を、ソリッドワイヤを用いて、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により1パス溶接することによって上記1または2に記載の超高強度溶接継手を製造する方法であって、前記鋼板が、質量で、C:0.10~0.25、Si:0.03~1.0、Mn:0.5~2.5、P:0.02以下、S:0.01以下、Al:0.002~0.1、N:0.001~0.006、O:0.001~0.004を含有し、さらに、Ni:0.01~6.0、Cr:0.1~2.0、Mo:0.1~2.0、V:0.01~0.2、Ti:0.01~0.20、Nb:0.005~0.2、Cu:0.005~1.0、B:0.0002~0.030、Ca:0.0006~0.0100のうちの1種または2種以上を含有し、下記式1により定義されるCeqが0.4~1.2であり残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであり、前記鋼板をレーザーハイブリッド溶接に使用するソリッドワイヤが、質量で、C:0.4以下、Si:1.5以下、Mn:4.0以下、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.08以下を含有し、さらに、Ti:0.30以下、Ni:12.0以下、Cr:3.0以下、Mo:3.0以下、V:0.3以下、Nb:0.30以下、Cu:1.5以下、B:0.0150以下のうちの1種または2種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであり、前記鋼板に対して前記ソリッドワイヤを用いてレーザーハイブリッド溶接する際、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ArまたはHeガスに2~5のO2ガスまたは5~25のCO2ガスを混合した混合ガスを用いることを特徴とする超高強度溶接継手の製造方法。Ceq=[C][Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式1式1において[]付元素は、それぞれの元素の含有量質量を表す。4引張強さが1100MPa以上である厚さ4~12mmの鋼板を、フラックス入りワイヤを用いて、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により1パス溶接することによって上記1または2に記載の超高強度溶接継手を製造する方法であって、前記鋼板が、質量で、C:0.10~0.25、Si:0.03~1.0、Mn:0.5~2.5、P:0.02以下、S:0.01以下、Al:0.002~0.1、N:0.001~0.006、O:0.001~0.004を含有し、さらに、Ni:0.01~6.0、Cr:0.1~2.0、Mo:0.1~2.0、V:0.01~0.2、Ti:0.01~0.20、Nb:0.005~0.2、Cu:0.005~1.0、B:0.0002~0.030、Ca:0.0006~0.0100のうちの1種または2種以上を含有し、下記式1により定義されるCeqが0.4~1.2であり残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであり、前記鋼板をレーザーハイブリッド溶接する際に使用するフラックス入りワイヤが、合金成分として、ワイヤ全体に対する質量で、C:0.4以下、Si:1.5以下、Mn:4.0以下、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.08以下を含有し、さらに、Ti:0.30以下、Ni:12.0以下、Cr:3.0以下、Mo:3.0以下、V:0.3以下、Nb:0.3以下、Cu:1.5以下、B:0.0150以下のうちの1種または2種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにFeからなるものであり、前記鋼板に対して前記フラックス入りワイヤを用いてレーザーハイブリッド溶接する際、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ArまたはHeガスに5以下のO2ガスまたは25以下のCO2ガスを混合した混合ガス、純Arガス、または純Heガスのいずれかを用いることを特徴とする超高強度溶接継手の製造方法。Ceq=[C][Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式1式1において[]付元素は、それぞれの元素の含有量質量を表す。本発明は、引張強さ1100MPa以上の厚さ4~12mmの鋼板を、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により1パス溶接することによって得られる生産性に優れた超高強度溶接継手であり、さらに得られる溶接金属が、溶接金属内に晶出された微細な酸化物によって微細化されたマルテンサイト単相組織からなるものとなるため、溶接金属の組織がマルテンサイト単相からなる凝固まま組織であるにもかかわらず、引張強さが1100MPa以上、かつ、-40°Cでの2mmVノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーvE-40が27J/cm2以上であるため寒冷地で使用される可能性のある建設機械や産業機械に使用できるものであり、産業上の効果は極めて大きい。以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。超高強度溶接継手本発明の超高強度溶接継手とは、引張強度が1100MPa~1700MPa、かつ、-40°Cでの2mmVノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーvE-40が27J/cm2以上の特性を有する超高強度鋼からなり、板厚が4~12mmの鋼板を溶接して形成された超高強度溶接継手であって、マルテンサイト単相組織の溶接金属を含むものである。さらに、本発明の超高強度溶接継手は、図1に示すように、溶接方向に垂直の溶接継手の断面において、鋼板表層すなわち、溶接手段が配置される側の鋼板表面を結ぶ線上の溶接金属の幅をW1とし、鋼板表層から板厚の3/4のところの溶接金属の幅をW2とし、W1が2.0~7.0mmであり、かつ、W2が0.5mm~2.4mmである溶接金属の断面形状を持ち、その溶接金属が、特定の化学組成を有し、微細化されたマルテンサイト単相組織からなるものとされていることにより、溶接継手の引張強さが1100MPa以上、かつ、-40°Cでの2mmVノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーvE-40が27J/cm2以上とされているものである。まず、溶接金属の化学組成について各成分の規定理由を説明する。なお、各成分についてのは質量を意味する。[C:0.09超~0.24]Cはマルテンサイト組織において、強度発現に最も重要な元素である。Cの含有量が少ないと、溶接金属の引張強さが十分に得られないため、0.09超は必要である。しかし、0.24を超えて過剰にCが含有されていると、溶接金属の靭性が劣化する。このため、Cの含有量は、0.09超~0.24とする。また、溶接金属の強度と靭性を安定して確保するには、Cの下限を0.11、0.12又は0.14としてもよく、Cの上限を、0.20、0.18又は0.16としてもよい。[Si:0.2~1.0]Siは、脱酸元素であり溶接金属中の酸素Oを低減して清浄度を高める作用がある。また、溶接金属中に残留したSiは、酸化物を形成して組織の微細化に寄与するため、靭性を向上させる作用もある。これらの効果を得るためにはSiの含有量を0.2以上とする必要がある。一方、溶接金属中のSi含有量が1.0を超えて過剰になると、酸化物が粗大化し、溶接金属の靭性が著しく劣化する。このため、溶接金属中のSi含有量は0.2~1.0とする。また、溶接金属の靭性を安定して確保するには、Siの下限を0.25、0.3又は0.35としてもよく、Siの上限は、0.8、0.7又は0.6としてもよい。[Mn:0.5~2.5]Mnは、溶接金属の焼入性を確保して強度を高める元素である。また、Mnは、溶接金属中で酸化物を形成し、組織を微細化して靭性を向上させる効果を持つ。これらの効果を得るためには、Mnの含有量を0.5以上とする必要がある。一方、溶接金属中のMnの含有量が2.5を超えると、溶接金属中に残留オーステナイトが過剰に生成する。その結果、粒界脆化感受性が高まり、溶接金属の靭性や耐溶接割れ性の劣化の可能性が高くなる。このため、溶接金属中のMn含有量は0.5~2.5とする。また、溶接金属の強度と靭性を安定して確保するには、Mnの下限を0.7、0.9、1.0又は1.1としてもよく、Mnの上限は、2.0、1.9、1.8又は1.7としてもよい。[P:0.02以下]Pは不可避的不純物元素であり、靭性を阻害するため極力低減する必要がある。溶接金属中のPの含有量が0.02以下であると、溶接金属の靭性への悪影響が許容できる。このため、溶接金属中のPの含有量は0.02以下とする。靭性の一層の向上のため、Pの上限を0.015又は0.010に制限してもよい。[S:0.02以下]Sも不可避的不純物元素であり、溶接金属中に過大に存在すると靭性と延性をともに劣化させるため、極力低減することが好ましい。溶接金属中のSの含有量が0.02以下であると、靭性、延性への悪影響を許容できる。このため、溶接金属中のSの含有量は0.02以下とする。靭性の一層の向上のため、Sの上限を0.015、0.010又は0.06に制限してもよい。[Al:0.004~0.08]Alは脱酸元素であり、Siと同様、溶接金属中の酸素量を低減し、清浄度を向上させる効果がある。また、Alは溶接金属中に酸化物を形成して、マルテンサイトの組織ブロックやパケット等を微細にする効果がある。これらの効果を発揮させるためには、溶接金属中にAlを0.004以上含有させる必要がある。一方、溶接金属中に0.08を超えてAlを過剰に含有させると、粗大な酸化物を形成し、この粗大酸化物が靭性を著しく劣化させる。したがって、溶接金属中のAlの含有量を0.004~0.08とする。また、溶接金属の靭性を向上する効果を十分に得るには、Alの下限を0.010、0.015又は0.018としてもよく、また、粗大酸化物の生成抑制のため、Alの上限を、0.06、0.04又は0.03としてもよい。[Ti:0.005~0.15]Tiは溶接金属において脱酸元素として有効であり、かつ溶接金属中の固溶Nを窒化物として固定して固溶Nの靭性への悪影響を緩和できる元素である。さらにTiは酸化物を形成し、マルテンサイトの組織ブロックやパケット等を微細にする作用もある。これらのTiの作用により溶接金属の靭性向上効果を発揮させるためには、溶接金属中にTiを0.005以上含有させる必要がある。一方、溶接金属中のTi含有量が0.15を超えて過剰になると、粗大な酸化物の形成、および、TiCの過度な析出による靭性劣化が顕著に生じる可能性が大となる。このため、溶接金属中のTiの含有量を0.005~0.15とする。また、溶接金属の靭性向上効果を十分に得るには、Tiの下限を0.015、0.025又は0.030としてもよく、Tiの上限は、0.14、0.12又は0.010としてもよい。[O:0.005~0.05]一般的にOは不純物として扱われるため、極力低減することが望ましいとされるが、本発明においては、マルテンサイトの組織を微細化するために、溶接金属中に酸化物を微細に分散させておく。そうすると、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態した際に、酸化物が組織の成長を阻害して組織ブロックやパケット等を微細にし、溶接金属の靭性が改善されるようになる。このような酸化物の微細化効果による靭性改善効果が発現するためには、溶接金属中にOを0.005以上含有させる必要がある。一方、酸化物は延性破壊の起点となり靭性を低下させる。Oが0.05を超えて含有されると、微細化による靭性改善よりも酸化物による靭性劣化の影響が大きくなる。このため、溶接金属中のO含有量を0.005~0.05とする。また、溶接金属の組織の微細化に酸化物が寄与する効果を十分に得るには、O含有量の下限を0.010、0.015又は0.020としてもよく、Oの上限を、0.045、0.040又は0.035としてもよい。[Ni:1.0~9]Niは、固溶した状態で鋼の靭性を向上させる元素であり、溶接金属の他の成分、組織によらず安定して靭性を向上できる唯一の元素であり、特に、高強度の溶接金属で靭性を確保するには必要な元素である。このため、Niを1.0以上含有させる必要がある。Ni含有量が多いほど靭性を向上する上で有利ではあるが、溶接金属中の含有量が9を超えると、靭性向上効果が飽和する。したがって、溶接金属中のNi含有量を1.0~9に限定する。なお、Niの効果が確実に靭性向上に寄与するためには、Niの下限を1.6、2.1、2.6とするのがよい。また、Niは高価な元素であり、その上限を7.5、6.0又は5.0に制限してもよい。以上の元素を含有し、残部の不可避的不純物ならびにFeにより構成される溶接金属が、本発明の超高強度溶接継手に含まれる溶接金属の基本構成であるが、本発明においては、溶接金属の特定の機械的性質をさらに調整するために、溶接金属中に、Cr、Mo、V、Nb、Cu、Bのうち1種または2種以上を、必要に応じて以下の範囲でさらに含有させることができる。[Cr:0.1~2.0]Crは、焼入れ性を高めることにより高強度化に有効な元素であり、そのために溶接金属中に0.1以上含有させてもよい。一方、Crを2.0を越えて含有させると、マルテンサイトを不均一に硬化させ靭性を著しく劣化させるため、含有量の上限を2.0とする。より安定してCrの効果を得るには、下限を0.2又は.3としてもよい。Crの上限を、1.5、1.2、0.8又は0.5としてもよい。[Mo:0.1~1.5]Moは、溶接金属の引張強さTSを高めるための焼入性向上元素である。この効果を発揮させるために、溶接金属中にMoを0.1以上含有させてもよい。一方、Moを1.5を超えて含有させても、高強度化の効果は飽和する。このため、溶接金属中にMoを含有させる場合の含有量は0.1~1.5とする。より安定してMoの効果を得るには、下限を0.2又は0.3としてもよい。Moの上限を、1.2、1.0、0.8又は0.6としてもよい。[V:0.005~0.2]Vは微細炭化物を形成して、析出強化により溶接金属の強度を確保するのに有効な元素である。この効果を発揮させるために、溶接金属中にVを0.005以上含有させてもよい。一方、0.2を越えて溶接金属中にVを含有させると、粗大な析出物を形成して靭性を劣化させる。そのため、溶接金属中にVを含有させる場合の含有量は0.005~0.2とする。より安定してVの効果を得るには、下限を0.02、0.04としてもよい。必要に応じて、Vの上限を、0.18、0.16、0.12又は0.08としてもよい。[Nb:0.005~0.1]Nbはフェライト安定化元素であり、残留オーステナイト低減に有効であり、また、微細炭化物を形成して、析出強化により溶接金属の強度を確保するのに有効である。これらの効果を発揮させるために、溶接金属中にNbを0.005以上含有させてもよい。一方、0.1を越えて溶接金属中にNbを含有させると、粗大な析出物を形成して靭性を劣化させる。そのため、溶接金属中にNbを含有させる場合の含有量は0.005~0.1とする。より安定してNbの効果を得るには、下限を0.008、0.010としてもよい。必要に応じて、Nbの上限を、0.08、0.06、0.04又は0.03としてもよい。[Cu:0.01~1.0]Cuは強度向上に有効な元素であり、溶接金属の強度向上効果を十分に得るために、溶接金属中に0.01以上含有させてもよい。一方、溶接金属中のCu含有量が1.0を超えると、溶接金属の靭性が劣化する。したがって、溶接金属中にCuを含有させる場合の含有量は0.01~1.0とする。より安定してCuの効果を得るには、下限を0.05又は0.10としてもよい。靭性向上のため、Cuの上限を、0.8、0.6、0.3又は0.2としてもよい。[B:0.0005~0.01]Bは、焼入れ性を高めて溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、また、溶接金属中の固溶Nと結びついてBNを形成し、溶接金属の靭性を向上する作用も有する。これらの効果を確実に発揮させるためには、溶接金属中に0.0005以上含有させてもよい。一方、含有量が0.01を超えると、Bが過剰となり、粗大なBNやFe23C、B6等のB化合物を形成して靭性を劣化させる。このため、溶接金属中にBを含有させる場合の含有量を0.0005~0.01に限定する。より安定してBの効果を得るには、下限を0.0008、0.0010としてもよい。靭性向上のため、Bの上限を、0.008、0.006、0.004、0.003又は0.002としてもよい。また、本発明においては、超高強度溶接継手の溶接金属の引張強さTSを確保するために、下記式1のように日本溶接協会規格WESで定義される焼入れ硬さの指標である炭素当量Ceqを0.40~1.00とする。Ceq=[C][Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式1なお、式1において[]付元素は、それぞれの元素の含有量質量を表す。また、含有していない元素は含有量0として計算する。上記式1で定義されるCeqは、溶接金属の焼入れ硬さを示すものである。溶接金属が目標の引張強さを確保するためには、溶接金属中のC、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Vの含有量を、上記式1で定義されるCeqを0.40以上に限定する必要がある。Ceqが0.40未満であると、焼入れ硬さが不足するため目標である引張強さTS1100MPaを満足できない。また、上記式1で定義されるCeqが大きい程焼入れ硬さが高くなるが、1.00を超えて過剰となると、溶接金属の靭性が劣化する。以上の理由により、上記式1で定義されるCeqを0.40~1.00に限定する。溶接金属の引張強さを高めるために、Ceqの下限を0.50、0.60、0.65としてもよい。溶接金属の靭性の劣化を小さくするに、Ceqの上限を0.90、0.85又は0.80としてもよい。また、本発明においては、溶接金属内に微細な酸化物を晶出させてマルテンサイトの組織ブロックやパケット等を微細化し、超高強度溶接継手の溶接金属の靭性を確保する。この効果を得るにためは、溶接金属中のSi、Mn、Al、及び、Tiの含有量を、下記式2で定義されるYの値が0.07~0.20の範囲となるようにする。Y=[Si][Mn]/40[Al][Ti]式2なお、式2において[]付元素は、それぞれの元素の含有量質量を表す。ここで、上記式2で定義されるYと靭性との関係について、図面を用いて説明する。大型の建設機械や産業機械に使用される溶接継手としては、-40°Cでの2mmVノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーvE-40が27J/cm2以上であることが好ましい。その目標を達成するため、本発明者は、溶接継手の溶接金属内において微細な酸化物を晶出させることでマルテンサイト組織を微細化し、それによって靭性を向上させることとし、酸化物の晶出に寄与するSi、Mn、Al、及び、Tiの含有量とvE-40との関係について検討を重ねた。その結果、Si、Mn、Al、及び、Tiは、いずれも微細な酸化物を晶出させる元素であるが、酸素と結合して微細な酸化物を晶出する機能に大きな差があることが分かった。そこで、本発明者は、これらの差を考慮して、Si、Mn、Al、及び、Tiの組成比を限定する上記式2を見出し、上記式2で定義されるYとvE-40との関係について、調べた。その結果、図3に示されるように、上記式2で定義されるYの値が0.07未満の場合や、0.20を超える場合には、vE-40において27J/cm2以上の値を得ることが困難になることが分かった。この理由は、Yの値が0.07未満であると、溶接金属内の酸化物の数が不足してマルテンサイトを微細化する効果が十分に得られず、一方、0.20を超えると、酸化物によるマルテンサイト組織の微細化効果が飽和し、さらに酸化物の増加によって延性破壊特性の劣化が大きくなり、いずれも場合もvE-40が不十分となると考えられる。したがって、上記式2で定義されるYの値を0.07~0.20の範囲に限定する。また、安定してマルテンサイトを微細化する効果を得るには、Yの下限は、0.08、0.09、0.10又は0.12としてもよく、また、Yの上限は、0.18、0.17、0.16又は0.15としてもよい。次に溶接方向に垂直の溶接継手の断面形状についての規定理由を説明する。本発明では、図1に示すような断面形状で鋼板表層の溶接金属の幅をW1とし、鋼板表層から板厚の3/4のところの溶接金属の幅をW2とする。この場合、W1が2.0~7.0mmであり、かつ、W2が0.5mm~2.4mmとする。このような形状の溶接金属は、4~12mmの鋼板をレーザービームとガスシールドアーク溶接を組み合わせたレーザーハイブリッド溶接を用いて1パス溶接することにより得ることができる。4~12mmの鋼板の1パス溶接にレーザーハイブリッド溶接を用いることで、ガスシールドアーク溶接を用いて1パス溶接するのと比較して、投入される入熱を大幅に低減できる。大幅に入熱が低減されることで、速い冷却速度が得られ、溶接金属中に酸化物を微細に晶出することができるため、マルテンサイトの微細化に寄与し、溶接金属の靭性を向上させることができる。W1が2.0mm未満では、ガスシールドアーク溶接の溶着量を少なくする必要があり、溶着量を少なくするためには、電流または電圧を大きく下げて入熱量を下げる必要がある。電流、電圧が低くなり過ぎるとアーク状態が不安定になるため、溶接欠陥が生じやすくなる。一方で、W1が7.0mmを超えていると、ガスシールドアーク溶接の入熱量を高く設定する必要があり、冷却速度が遅くなるため、溶接金属中に酸化物を微細に晶出する量が減少するため、靭性向上効果が低下して好ましくない。このため、W1の範囲は2.0~7.0mmとする。必要に応じて、W1の下限を2.5m又は3.0mmとしてもよく、W1の上限を6.0mm、5.5mm又は5.0mmとしてもよい。W2が0.5mm未満では、鋼板表層から板厚の3/4のところに形成される溶接金属は、ガスシールドアーク溶接の溶接ワイヤ成分およびOが含まれない可能性が高くなり、その部分の靭性向上効果が得られなくなるため好ましくない。また、W2が2.4mmを超える場合は、レーザー出力を大きく上げる必要があり、それによって金属蒸気の発生も大きくなり、溶接が不安定になるため溶接欠陥が生じる可能性が高くなる。そのため、本発明においては、W2の範囲は0.5~2.4mmとする。必要に応じて、W2の下限を0.7mm又は0.9mmとしてもよく、W2の上限を2.2mm、2.0mm又は1.8mmとしてもよい。なお、本発明においては、溶接金属の組織がマルテンサイト単相組織であることを判定する方法として、後述の溶接金属のビッカース硬さ測定結果から式4で求められるマルテンサイト組織の硬さを引いたものが-20以上であれば、得られた溶接金属はマルテンサイト単相であると判断する方法を採用するものとする。超高強度溶接継手の製造方法本発明の超高強度溶接継手を製造するには、まず、母材となる鋼板として、引張強さ1100MPa以上の厚さ4~12mmの鋼板を用意する。引張強さが1100MPa以上の鋼板を用いることにより、大型の建設機械や産業機械に使用される材料として、十分な強度を有する溶接継手が得られる。また、鋼板の厚さを4~12mmの範囲内とすることにより、レーザーハイブリッド溶接を用いて1パス溶接することが可能であり、多数パス溶接を行う場合と比較して、優れた生産性が得られる。鋼板の厚さが4mm未満である場合、レーザーハイブリッド溶接を用いることなく、1パス溶接することが可能となる。また、鋼板の厚さが12mmを超えると、レーザーハイブリッド溶接により1パス溶接できなくなる場合がある。次に、母材となる鋼板の組成について各成分の規定理由を説明する。なお、各成分についてのは質量を意味する。[C:0.10~0.25]Cは引張強度を得るのに重要な元素であり、鋼板の引張強さを1100MPa以上とするには、0.10以上含有させる必要がある。しかし、0.25を超えて含有されていると、靭性や耐低温割れ性の劣化が著しくなるため、C含有量を0.10~0.25に限定する。必要に応じて、Cの上限を0.20、0.18又は0.16としてもよく、Cの下限を0.11又は0.12としてもよい。[Si:0.03~1.0]Siは脱酸元素であり、鋼の健全性を保ち、さらに溶接による母材希釈によって溶接金属にSiを含有させて溶接金属の靭性を向上させるのに寄与する。そのためには、最低0.03を鋼板に含有させる必要である。ただし、1.0を超えて過剰に含有させると、強度が高くなり、靭性と低温割れ性を劣化させて好ましくないため、Siの含有量を0.03~1.0に限定する。脱酸を確実に行うため、Siの下限を0.10又は0.15としてもよい。Siの上限を0.5、0.4又は0.3としてもよい。[Mn:0.5~2.5]Mnは焼入れ性を確保して強度を高めるために必須の元素である。また、溶接による母材希釈によって溶接金属にMnを含有させて、溶接金属の靭性を向上させるのにも寄与する元素である。その効果を得るためには、0.5以上含有させる必要がある。一方、2.5を超えて含有させると、粒界脆化感受性が増加して靭性の劣化、耐低温割れ性劣化の可能性が高くなるため、Mn含有量は0.5~2.5に限定する。必要に応じて、Mnの下限を1.0、1.2又は1.5としてもよく、Mnの上限を2.3、2.1又は1.9としてもよい。[P:0.02以下]Pは不可避的不純物元素であり、母材および溶接熱影響部の靭性を阻害するため、極力低減する必要があるが、鋼板中のPの含有量が0.02以下であれば、靭性への悪影響が許容できるため、Pの含有量は0.02以下とする。靭性向上のため、Pの上限を0.015、0.012又は0.010としてもよい。[S:0.01以下]Sも不可避的不純物元素であり、鋼板中に過大に存在すると靭性と延性をともに劣化させるため、極力低減することが好ましい。Sの含有量が0.02以下であると、靭性、延性への悪影響を許容できため、Sの含有量は0.02以下とする。靭性と延性の向上のため、Sの上限を0.008、0.006又は0.005としてもよい。[Al:0.002~0.1]Alは脱酸元素であり、Siと同様、鋼板中の酸素量を低減し、鋼の清浄度を向上させる効果がある。また、溶接による母材希釈によって溶接金属にAlを含有させて、溶接金属中に酸化物を形成することで靭性を向上させるのに寄与する。そのためには、鋼板中に0.002以上含有させる必要がある。一方、0.1を超えて過剰に含有させると、粗大な酸化物を形成するようになり、靭性を阻害するようになるため、Al含有量を0.002~0.1とする。脱酸を確実に行うため、Alの下限を0.010又は0.015としてもよい。粗大な酸化物の生成を避けるため、Alの上限を0.081、0.070、0.060又は0.050としてもよい。[N:0.001~0.006]Nは、微量では鋼板の加熱時に微細な窒化物を形成して加熱オーステナイト粒径を微細化して靭性に寄与する。そのためには鋼板中の含有量は0.001以上必要である。一方、0.006を超えて含有すると固溶N量が増加することで靭性を劣化させるため、Nの含有量は0.001~0.006とする。靭性向上のため、Nの上限を0.005又は0.0045としてもよい。[O:0.001~0.004]酸素Oは不可避的不純物であり、鋼板中で酸化物を形成する。一般的に鋼板中の酸化物は粗大であり、靭性を劣化させる要因となるため、極力低減することが望ましい。鋼板中のOが0.004以下では靭性への悪影響を無視できる。また、Oを0.001よりも低減するにはOを製鋼工程で取り除くコストが高くなる。そのため、Oの含有量は0.001~0.004とする。靭性向上のため、Oの上限を0.003又は0.0025としてもよい。以上の元素を含有し、残部の不可避的不純物ならびにFeによりなる組成が、本発明の超高強度溶接継手に使用される鋼板の基本組成であるが、本発明においては、鋼板の特定の機械的性質を調整するために、必要に応じて、Ni、Cr、Mo、V、Ti、Nb、Cu、B、Caのうち1種または2種以上を以下の含有量の範囲でさらに含有することができる。[Ni:0.01~6.0]Niは、焼入性を高めて強度向上に寄与すると同時に靭性も高められる唯一の元素である。強度及び靭性を向上する効果を得るために、鋼板中にNiを0.01以上添加させてもよい。Niは添加するほど、靭性の向上に寄与するが、一方で添加量が増えると、鋼板の製造過程で発生する酸化スケールが剥がれにくくなり、それを取り除くためのコストが高くなるため、Niの添加量は6.0以下に制限する。そのため、鋼板にNiを含有させる場合、その含有量は0.01~6.0とする。コスト低減のため、Niの上限を4.0、3.0、2.0又は1.0に制限してもよい。[Cr:0.1~2.0]Crは、焼入性向上、析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素である。その効果を得るには、0.1以上添加してもよい。一方で2.0を超えて含有させると、鋼板の靭性が劣化するため、Crを含有させる場合は0.1~2.0の範囲とする。必要に応じて、Crの上限を1.0、0.8又は0.5に制限してもよい。[Mo:0.1~2.0]Moは、焼入性向上、析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素である。その効果を得るために、0.1添加してもよい。一方で2.0を超えて含有させると、鋼板の靭性が劣化するため、Moを含有させる場合は0.1~2.0の範囲とする。必要に応じて、Moの上限を1.0、0.6、0.4又は0.2としてもよい。[V:0.01~0.2]Vは、析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素である。その効果を得るために、0.01以上添加してもよい。一方で、0.2を超えて含有させると、鋼板の靭性が劣化するため、Vを含有させる場合は0.01~0.2の範囲とする。必要に応じて、Vの上限を0.1、0.06又は0.04に制限してもよい。[Ti:0.01~0.20]Tiは、析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素である。また、高温でも安定なTiNを形成して加熱オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、靭性向上にも寄与する元素である。その効果を得るために、0.01以上添加してもよい。一方で、Tiを0.20を超えて含有させると、粗大な析出物を形成して靭性を劣化させるため、Tiを含有させる場合は0.01~0.20の範囲とする。必要に応じて、Tiの上限を0.16、0.12、0.06又は0.04に制限してもよい。なお、強度向上のため、Ni又はTiのいずれかの添加が望ましい。[Nb:0.005~0.2]Nbは析出強化とともに焼入性向上により、鋼板の強度向上に有効な元素である。その効果を明確に発揮するために、0.005以上添加してもよい。一方で、0.2を超えて含有させると靭性の劣化が大きくなるため、好ましくない。そのため、Nbを含有させる場合は0.005~0.20の範囲とする。必要に応じて、Nbの上限を0.12、0.08、0.05又は0.02に制限してもよい。[Cu:0.005~1.0]Cuは主として焼入性向上と固溶強化、さらには析出強化とにより鋼板の強度を高める有効な元素である。その効果を発揮するために、0.005以上含有させてもよい。一方で1.0を超えると熱間加工性に問題を生じるため好ましくない。そのため、Cuを含有させる場合は0.005~1.0の範囲とする。必要に応じて、Cuの上限を0.5、0.3又は0.2に制限してもよい。[B:0.0002~0.030]Bは固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することで、微量で焼入性を高めることが可能なため、強度を高めるのに有効な元素である。焼入性向上に効果を発揮させるために、0.0002以上のBを含有してもよい。一方でBを0.030を超えて鋼板中に含有させると粗大な析出物が生じて靭性が顕著に劣化するため、Bを含有させる場合は0002~0.030の範囲に限定する。必要に応じて、Bの上限を0.010、0.005、0.003又は0.002に制限してもよい。[Ca:0.0006~0.0100]Caは鋼中の硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。また、酸化物の微細化や適正な酸化物組成となることで、溶接熱影響部の靭性の向上にも有効である。その効果を得るために、Caを0.0006以上含有させてもよい。一方、0.0100を超えて過剰に含有させると粗大な介在物を形成するようになり、靭性を劣化させる要因となるため好ましくない。そのために、Caを含有させる場合は0.0006~0.0100の範囲に限定する。必要に応じて、Caの上限を0.0050、0.0030又は0.0020としてもよい。また、Caは、一般的に溶接金属に歩留まることは無い。Caは酸素との結合力が強く、溶接中の溶融池内では酸素と結合した後、浮上してスラグに排出されてしまうためである。[Ceq:0.4~1.2]本発明において、鋼板の強度を得るには、個々の元素の限定以外に焼入性の指標である式1で表わされるCeqも限定する必要がある。鋼板の強度を得るにはCeqは0.40以上必要である。Ceqが高くなるほど強度は高くなるが、一方で1.2を超えると靭性の劣化が大きくなるため、本発明においては、Ceqは、0.40~1.2に限定する。必要に応じて、Ceqの下限を0.45、0.50又は0.55としてもよく、Ceqの上限を1.0、0.80又は0.70としてもよい。Ceq=[C][Si]/24[Mn]/6[Ni]/40[Cr]/5[Mo]/4[V]/14式1なお、式1において[]付元素は、それぞれの元素の含有量質量を表す。鋼板としては、上述した組成を有する引張強さ1100MPa以上の厚さ4~12mmの鋼板であれば、本発明の特性を満たす溶接継手が得られるため、従来のいかなる方法で製造されたいかなる鋼板であってもよく、特定の鋼板に限定されるものではないが、本発明の製造方法において好適に用いることのできる鋼板としては、例えば、WEL-TEN950シリーズ商品名:新日本製鐵株式会社製やWELDOX商品名:SSABスウェーデンスティール社製が挙げられる。また、本発明において製造される超高強度溶接継手の形状は、用途等に応じて決定され、特に限定されない。したがって、溶接される鋼板の形状も、溶接後の用途等に応じて適宜決定することができ、特に限定されるものではなく、例えば、鋼板を管状などの所定の形状に成形したものであってもよい。また、溶接される鋼板の形状は、略同一の面内となるように溶接される鋼板を配置して、溶接される鋼板の端面同士を突合せてなる形状であることが好ましい。レーザーハイブリッド溶接の溶接条件は、W1、W2の範囲の形状が得られるように適正な条件を選択すれば良い。好ましい鋼板の開先形状は、開先角度が、20°~50°、開先深さが、1/3t~2/3t、ルートギャップが、0mm~1.0mmである。次に、上記の条件を満たす鋼板を、溶接ワイヤを用いて、レーザーハイブリッド溶接により1パス溶接することによってマルテンサイト単相組織の溶接金属を含む超高強度溶接継手を製造する。溶接ワイヤとしては、ソリッドワイヤまたは鋼製外皮の内部にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤを用いる。使用されるソリッドワイヤまたはフラックス入りワイヤは、合金成分として、ワイヤ全体に対する質量で、C:0.4以下、Si:1.5以下、Mn:4.0以下、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.08以下を含有し、さらに、Ti:0.30以下、Ni:12.0以下、Cr:3.0以下、Mo:3.0以下、V:0.3以下、Nb:0.30以下、B:0.0050以下のうちの1種または2種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにFeからなる成分のものの中から、溶接による鋼板の成分希釈を考慮して、上述した組成の溶接金属が得られるものを用いればよい。なお、各成分についてのは質量を意味する。溶接ワイヤの組成について各成分の規定理由を説明する。なお、各成分についてのは質量を意味する。[C:0.4以下]Cは溶接金属の引張強さを高めるのに必須の元素であるが、Cの含有量が0.4を超えると、溶接金属のCが過剰となるため、靭性および耐低温割れ性の劣化が大きくなる。そのため、溶接ワイヤのCは0.4以下とする。靭性等の向上のため、Cの上限を0.30、0.27、0.25、0.22又は0.20に制限してもよい。強度を向上させるため、Cの下限を0.10、0.13又は0.15としてもよい。[Si:1.5以下]Siは、脱酸元素であり、溶接金属中の酸素Oを低減して清浄度を高めるが、Siの含有量が1.5を超えると溶接金属中のSi量が過剰になり、溶接金属中に粗大な酸化物が生成されて、溶接金属の靭性が著しく劣化する。このため、溶接ワイヤ中のSi含有量は1.5以下とする。靭性等の向上のため、Siの上限を1.0、0.8、0.6、0.5又は0.45に制限してもよい。強度を向上させるため、Siの下限を0.10、0.15又は0.20としてもよい。[Mn:4.0以下]Mnは、溶接金属の焼入性を確保して強度を高める元素である。また、Mnは、組織を微細化して靭性を向上させるためにも有効な元素である。溶接ワイヤのMnの含有量が4.0を超えると、溶接金属中のMn量が過剰になり、溶接金属中に残留オーステナイトが過剰に生成するため、粒界脆化感受性が増加して溶接金属の靭性劣化、耐溶接割れ性劣化の可能性が高くなる。このため、本発明においては、溶接ワイヤ中のMn含有量は4.0以下とする。靭性等の向上のため、Mnの上限を3.0、2.5、2.2又は2.0制限してもよい。強度を向上させるため、Mnの下限を0.5、1.0又は1.4としてもよい。[P:0.02以下]Pは不可避的不純物元素であり、靭性を阻害するため極力低減する必要がある。溶接ワイヤ中のPの含有量が0.02以下であると、溶接金属の靭性への悪影響が許容できる。このため、本発明では溶接ワイヤ中のPの含有量は0.02以下とする。靭性向上のため、Pの上限を0.015又は0.013としてもよい。[S:0.02以下]Sも不可避的不純物元素であり、溶接金属中に過大に存在すると靭性と延性をともに劣化させるため、極力低減することが好ましい。溶接ワイヤ中のSの含有量が0.02以下であると、溶接金属に対する靭性、延性への悪影響を許容できる。このため、溶接ワイヤ中のSの含有量は0.02以下とする。靭性と延性の向上のため、Sの上限を0.015、0.013又は0.010又は0.007としてもよい。[Al:0.08以下]Alは脱酸元素であり、Siと同様、溶接金属中の酸素量を低減し、清浄度を向上させる効果がある。また、Alは溶接金属中に酸化物を形成して、マルテンサイトの組織ブロックやパケット等を微細にする効果がある。溶接ワイヤ中に0.08を超えてAlを含有させると、溶接金属中のAl量が過剰となり、粗大な酸化物を形成し、この粗大酸化物が靭性を著しく劣化させる。したがって、溶接ワイヤ中のAlの含有量を0.08以下とする。必要に応じて、Alの上限を0.06、0.05、0.04又は0.03としてもよい。必要に応じて、Alの下限を0.001、0.005又は0.008又は0.010としてもよい。[Ti:0.30以下]Tiは溶接金属において脱酸元素として有効であり、かつ溶接金属中の固溶Nを窒化物として固定して固溶Nの靭性への悪影響を緩和できる元素である。さらに、Tiは酸化物を形成し、マルテンサイトの組織を微細にする作用もある。しかし、溶接ワイヤ中のTi含有量が0.30を超えて過剰になると、溶接金属中に粗大な酸化物の形成されたり、TiCの過度な析出による靭性劣化が顕著に生じたりする可能性が大となる。このため、溶接ワイヤ中のTiの含有量を0.30以下とする。また、Tiの上限を、0.2、0.15又は0.10としてもよい。Vの下限は特に定める必要はないが、0.01又は0.03としてもよい。[Ni:12.0以下]Niは、固溶した状態で鋼の靭性を向上させる元素であり、溶接金属の他の成分、組織によらず安定して靭性を向上できる唯一の元素であり、特に、高強度の溶接金属で靭性を確保するには必要な元素である。溶接ワイヤ中の含有量が12.0を超えると、溶接金属の靭性向上効果が飽和するため、溶接ワイヤ中のNi含有量を12.0以下に限定する。Niは高価な元素であり、Niの上限を9.0、6.0、4.0又は3.5としてもよい。また、Niの下限を1.0、1.5又は2.0としてもよい。[Cr:3.0以下]Crは、焼入れ性を高めることにより高強度化に有効な元素であるが、Crを3.0を越えて溶接ワイヤに含有させると、溶接金属中のCr量が過剰になり、マルテンサイトを不均一に硬化させ、靭性を著しく劣化させる。このため、溶接ワイヤ中にCrを含有させる場合は、溶接ワイヤ中のCrの含有量を3.0以下としてもよい。また、Crの上限を、1.5、1.0、0.5又は0.3としてもよい。Crの下限は特に定める必要はないが、0.05又は0.1としてもよい。[Mo:3.0以下]Moは、溶接金属の引張強さを高めるために有効な元素であるが、Moを溶接ワイヤ中に3.0を超えて含有させると、溶接金属中のMo量が過剰になり靭性が劣化する。このため、Moを含有させる場合は、その含有量を3.0以下としてもよい。また、Moの上限を、1.5、1.0、0.5又は0.3としてもよい。Moの下限は特に定める必要はないが、0.05又は0.1としてもよい。[V:0.30以下]Vは、溶接金属の引張強さを高めるために有効な元素であるが、Vを溶接ワイヤ中に0.3を超えて含有させると、溶接金属中のV量が過剰になり靭性が劣化する。このため、Vを含有させる場合は、その含有量を0.30以下としてもよい。また、Vの上限を、0.2、0.15、0.10又は0.06としてもよい。Vの下限は特に定める必要はないが、0.01又は0.02としてもよい。[Nb:0.30以下]Nbはフェライト安定化元素であり、残留オーステナイト低減に有効であり、また、微細炭化物を形成して、析出強化により溶接金属の強度を確保するのに有効である。しかし、0.3を越えて溶接ワイヤ中にNbを含有させると、溶接金属中のNb量が過剰になり、溶接金属中に粗大な析出物を形成して靭性を劣化させる。そのため、Nbを含有させる場合の含有量を0.30以下としてもよい。また、Nbの上限を、0.2、0.15、0.10又は0.08としてもよい。Nbの下限は特に定める必要はないが、0.01又は0.02としてもよい。[Cu:1.5以下]Cuは溶接金属の引張強さを高めるのに有効な元素である。しかし、溶接ワイヤ中のCu含有量が1.5を超えると、溶接金属中のCu量が過剰になり溶接金属の靭性が劣化する。したがって、Cuを含有させる場合の含有量を1.5以下としてもよい。また、Cuの上限を、1.0、0.6又は0.4としてもよい。Cuの下限は特に定める必要はないが、0.01又は0.03としてもよい。なお、溶接ワイヤ中のCuの含有量は、ワイヤ周りの銅メッキのCuも含める。[B:0.0150以下]Bは、焼入れ性を高めて溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、また、溶接金属中の固溶Nと結びついてBNを形成し、溶接金属の靭性を向上する作用も有する。しかし、溶接ワイヤ中のB含有量が0.015超となると、溶接金属中のBが過剰となり、粗大なBNやFe23C、B6等のB化合物を形成して靭性を逆に劣化させる。このため、Bを含有させる場合の含有量を0.0150以下としてもよい。また、Bの上限を、0.0100、0.0050又は0.0030としてもよい。Bの下限は特に定める必要はないが、0.0001又は0.0003としてもよい。また、以上のような溶接ワイヤを用いるレーザーハイブリッド溶接としては、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせた溶接方法を用いる。レーザービームを供給するレーザーとしては、特に限定されず、YAGイットリウムアルミニウムガーネットレーザー、CO2レーザー、ファイバーレーザーなどを用いることができる。また、レーザーハイブリッド溶接における電流、電圧、溶接速度、入熱、予熱温度などの条件は、特に限定されるものではなく、鋼板の厚さなどに応じてマルテンサイト単相組織の溶接金属が得られるように適宜決定することができる。例えば、入熱は、2.7~4.6kJ/cmとし、溶接速度は、100~120cm/minとすることができる。また、レーザーハイブリッド溶接に溶接ワイヤとしてソリッドワイヤを用いる場合、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして2~5のO2ガスまたは5~25のCO2ガスを含むArガスまたはHeガスからなる混合ガスを用いる。そうすると、シールドガスに含まれるO2ガスまたはCO2ガスから溶接金属中に酸素が供給されるので、溶接後に、Oを0.005~0.05含有する溶接金属が得られる。シールドガスに含まれるO2ガスの含有量が2未満、またはCO2ガスの含有量が5未満である場合、溶接金属中のOの含有量が不足し、溶接金属中の酸化物によるマルテンサイトの微細化が十分でなく、靭性改善効果が十分に得られない。また、シールドガスに含まれるO2ガスが5を超えると、またはCO2ガスが25を超えると、溶接金属中に過剰に酸化物が晶出し、その酸化物が延性破壊の起点となり、それに起因する靭性低下の影響が大きくなる。また、レーザーハイブリッド溶接に溶接ワイヤとしてフラックス入りワイヤを用いる場合、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ArまたはHeガスに5以下のO2ガスまたは25以下のCO2ガスを混合した混合ガス、または純Arガスや純Heガスを用いる。フラックス入りワイヤを用いる場合は、フラックスに含まれる酸化鉄などの金属酸化物から溶接金属中に酸素が供給されるので、ソリッドワイヤを用いる場合のようにシールドガスから溶接金属中に酸素を供給しなくても、溶接後に、Oを0.005~0.05含有する溶接金属が得られる。したがって、ガスシールドアーク溶接においては、シールドガスとして酸素を含まないArガス、Heガスを単独で用いてもよい。次に上記鋼板と上記溶接ワイヤを用いて、本発明の溶接金属の組成を得るための方法について説明する。溶接金属の組成は、溶接ワイヤの成分と鋼板の成分との希釈によって決定される。その希釈の割合は板厚、開先の形状、ガスシールドアーク溶接の入熱によって変化する。例えば、図2に示す断面形状の開先開先角度30度のY開先で、ルートギャップ0.5mmを用いてレーザーハイブリッド溶接する場合では、溶接ワイヤの希釈率は、板厚が4mmでは約65、板厚が8mmでは約70、板厚が12mmでは約75であり、それぞれ残りは、鋼板の希釈率である。また、溶接ワイヤのC、Si、Mn、Tiは酸化消耗するため、これら元素は100溶接金属に移行するわけではない。溶接金属に移行する割合は、CとTiが約60、SiとMnが約80である。他の合金元素については溶接金属にほぼ100移行する。これらの関係を式に表わすと、溶接金属の組成は下記式3で表される。溶接しようとする鋼板の組成に対して、本発明の溶接金属の組成を得るために、この式3による計算方法を用いて使用する溶接ワイヤの組成を選択する。[溶接金属の組成]=α×β×[溶接ワイヤの組成]1-α×[鋼板の組成]式3ここで、α=0.65板厚:4mm、α=0.70板厚:8mm、α=0.75板厚:12mmであり、β=0.6C、Ti、β=0.8Si、Mn、β=1.0P、S、Al、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Cu、Bである。[]は、溶接ワイヤまたは鋼板を形成する元素のそれぞれの含有量質量を表す。以下に示す製造方法により、溶接継手を製造し、評価した。まず、表1に示す板厚、組成合金成分、降伏強度、引張強度、靭性vE-40の鋼板を用意し、溶接位置にセットした。溶接される鋼板の開先は、図2に示すように、開先角度が30度、開先深さが鋼板板厚の1/2で、ルートギャップが0.5mmのY開先とした。ついで、表2~表4に示す組成合金成分のW1~W108の溶接ワイヤを用いて、表5~表7に示す条件電流、電圧、溶接速度、入熱、予熱温度、シールドガスの組成、レーザービームの出力で、レーザービーム照射とガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接を用いて1パス溶接した。この結果、板厚方向に貫通する溶接金属を有する溶接継手を製造した。なお、レーザーとしてはYAGレーザーを使用した。また、表2~表4においてSWはソリッドワイヤを示し、FCWはフラックス入りワイヤを示す。このようにして得られた番号1~108の溶接継手について、溶接金属の組成合金成分、降伏強度、引張強さ引張強度、靭性vE-40、溶接金属のビッカース硬さを調べた。その結果を、表8~13の番号1~108に示す。溶接金属の成分分析は図4cに示すように、鋼板表層と鋼板表層から板厚の1/4のところの深さの部分の間で、溶接金属の幅中央のところから分析試料を採取して、溶接金属の組成を測定した。降伏強度YSおよび引張強さTSは、JISZ3121突合せ溶接継手の引張試験方法に準拠して行い、図4bの要領で1A号試験片を採取して評価した。継手引張試験の引張強さが1100MPa以上のものを合格とした。また、靭性vE-40は、JISZ3128溶接継手の衝撃試験方法に準拠して行い、溶接継手からシャルピー衝撃試験片を採取し、-40°Cでのシャルピー衝撃試験を行って吸収エネルギーを測定した。図4aに、溶接継手の靭性の測定に用いるシャルピー衝撃試験片の断面を示す。図4aに示すように、シャルピー衝撃試験片は、溶接金属の板厚方向に貫通している部分をノッチ位置とするものであり、ノッチとして深さ2mmのV字溝図示略が設けられているものである。板厚によってフルサイズのシャルピー衝撃試験片を採取できないものは、サブサイズ試験片とした。サブサイズ試験片で測定した吸収エネルギーは1平方センチメートル当たりに換算して評価した。本実施例では板厚12mmは10mmフルサイズのシャルピー衝撃試験片、板厚8mmは5mmサブサイズシャルピー衝撃試験片、板厚4mmは2.5mmサブサイズシャルピー衝撃試験片として採取した。-40°Cでのシャルピー衝撃試験で得られた吸収エネルギーが、27J/cm2以上のものを合格とした。溶接金属のビッカース硬さは、図4dに示すように、鋼板表層から板厚の1/8の深さところで、溶接金属の幅中央のところを荷重10kgで測定した。レーザーハイブリッド溶接で得られた溶接金属がマルテンサイト単相になっているかを判定する方法として、ここでは、公知の式4で示される焼入れままの100マルテンサイト組織の硬さ式を用いて判定する方法を用いた。低合金鋼の焼入れままのマルテンサイト組織の硬さは、ほぼC量によって決まることが知られており、他の合金元素の影響は小さい。この式から求める硬さと測定される溶接金属の硬さとの差が小さければ、マルテンサイト単相と判断される。なお、実際の溶接金属では、マルテンサイト組織のラス間に数の残留オーステナイトが生じる。残留オーステナイトの割合が高くなると、硬さの低下が顕著となるが、数程度ならば100マルテンサイト組織の硬さ式から求める硬さとの差がほとんど無いため、硬さの差が生じない程度の残留オーステナイトを含む場合もマルテンサイト単相組織として扱われる。溶接金属のビッカース硬さ測定結果から式4で求められるマルテンサイト組織の硬さを引いたものが-20以上であれば、得られた溶接金属はマルテンサイト単相であると判断して合格とする。マルテンサイト組織の硬さ=884×[C]×1-0.3×[C]2294式4[]は、元素の含有量質量を表す。表8~11に示すように、本発明の実施例である番号1~76の溶接継手は、引張強さが1100MPa以上、かつ、-40°Cでの2mmVノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーvE-40が27J/cm2以上であった。また、得られた溶接金属はマルテンサイト単相組織であると判断された。これに対し、表12、13に示すように、比較例である番号77~108の溶接継手は、いずれも成分、Ceq、Yのいずれかが本発明範囲を満たしていないため、引張強さが1100MPa未満および/または-40°Cでの2mmVノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーvE-40が27J/cm2未満となり、不合格となった。表1に記載の鋼板S1からS12を用い、以下に示す成分のソリッドワイヤおよびフラックス入りワイヤを用いて、以下に示す条件で、レーザービームYAGレーザーとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により1パス溶接することによって、板厚方向に貫通する溶接金属を含む合計103個の溶接継手を作製した。ソリッドワイヤおよびフラックス入りワイヤとしては、質量で、C:0.4以下、Si:1.5以下、Mn:4.0以下、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.8以下、Ti:0.30以下、Ni:12以下、Cr:3.0以下、Mo:3.0以下、V:0.3以下、Nb:0.3以下、Cu:1.5以下、B:0~0.0150以下の範囲で含むものを用いた。ガスシールドアーク溶接は、シールドガスとして2~5のO2ガスまたは5~25のCO2ガスを含むArガスからなる混合ガスを使用し、電流230~270A,電圧24~28V,溶接速度100~120cm/min,入熱2.76~4.54kJ/cm、予熱温度100~125°Cの溶接条件範囲とし、使用したYAGレーザーの出力は5~11kWの範囲とし、使用する鋼板に応じて条件を選択して行った。得られた溶接金属としては、質量で、C:0.09超~0.24、Si:0.2~1.0、Mn:0.5~2.5、P:0.02以下、S:0.02以下、Al:0.004~0.08以下、Ti:0.005~0.15、O:0.005~0.05、Ni:1.0~9.0を含んでおり、さらに以下の元素を添加している場合は、Cr:0.1~2.0、Mo:0.1~1.5、V:0.005~0.2、Nb:0.005~0.1、Cu:0.01~1.0、B:0.0005~0.01の範囲で1種または2種以上の元素を含んでいた。このようにして得られた溶接継手の溶接金属の成分から、下記式2で定義されるYの値を算出した。Y=[Si][Mn]/40[Al][Ti]...式2また、溶接継手の靭性vE-40を、上述した番号1~72の溶接継手と同様にして調べた。その結果を図3に示す。図3では、縦軸に、-40°Cでの2mmVノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーvE-40の値を取り、横軸に、上記式2で定義されるYの値を取った。図3より、Yの値が0.07~0.20の範囲である場合、vE-40が27J/cm2以上となることが分かる。また、Yの値が0.08~0.18である場合には優れた靭性が得られ、さらに0.10~0.17である場合には、より安定した優れた靭性が得られることが分かる。また、Yの値が0.08未満であったり、0.20を超えて過剰であったりする場合には、vE-40が不十分となることが分かる。"