重量で、C:0.01~0.1、Si:0.3~1.4、Mn:1.0~3.0、TiTiO:4.0~7.5、Ni:0.01~3.0、B:0.01~0.2を含み、Y:0.02~0.42またはREM:0.02~0.56を含み、残りはFe及び不可避な不純物を含む、溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ。前記Y及びREMを両方とも含む場合、Y及びREMの和が0.19~0.65である、請求項1に記載の溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ。前記溶接ワイヤはNb:0.15以下をさらに含む、請求項1または2に記載の溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ。前記溶接ワイヤは280A-30Vの溶接条件におけるアーク溶接時のスパッタ発生量が2.0mg/min以下である、請求項1に記載の溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤ。重量で、C:0.01~0.1、Si:0.1~0.5、Mn:0.5~2.0、Ti:0.02~0.1、Ni:0.01~3.0、B:5~60ppmを含み、Y:5~250ppm及びREM:5~250ppmのうち1種または2種を含み、残りはFe及び不可避な不純物を含む、低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。前記溶接継手はNb:0.02以下をさらに含む、請求項5に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。前記溶接継手はTi、Mn、Y及びREMのうち一つ以上からなる複合介在物を含み、平均粒径が0.01~0.1μmである複合介在物が全体複合介在物の65以下である、請求項5または6に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。前記複合介在物の個数が1mm2当たり200個以上である、請求項7に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。前記溶接継手の旧オーステナイトの大きさが400μm以下である、請求項5または6に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。前記溶接継手の微細組織は針状フェライトが面積分率で86以上である、請求項5または6に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。前記溶接継手は-80°Cでの低温衝撃靭性が60J以上である、請求項5または6に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。前記溶接継手は-60°Cでの低温CTOD特性が0.25mm以上である、請求項4または5に記載の低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手。本発明の一側面は、スパッタ発生量を低減させて溶接作業性及び溶接継手の低温靭性を向上させることができるフラックスコアードアーク溶接ワイヤ及びそれを利用した溶接継手を提供することである。本発明は、重量で、C:0.01~0.1、Si:0.3~1.4、Mn:1.0~3.0、TiTiO:4.0~7.5、Ni:0.01~3.0、B:0.01~0.2を含み、Y:0.02~0.42またはREM:0.02~0.56を含み、残りはFe及び不可避な不純物を含む溶接継手低温靭性及び溶接作業性に優れたフラックスコアードアーク溶接ワイヤを提供する。また、本発明は重量で、C:0.01~0.1、Si:0.1~0.5、Mn:0.5~2.0、Ti:0.02~0.1、Ni:0.01~3.0、B:5~60ppmを含み、Y:5~250ppm及びREM:5~250ppmのうち1種または2種を含み、残りはFe及び不可避な不純物を含む低温靭性及び溶接作業性に優れた溶接継手を提供する。本発明によると、高強度物性を有するとともに、優れた低温衝撃靭性及び低温CTOD特性を有する溶接継手を提供し、且つ溶接時のスパッタ発生量を低減させて溶接作業性を向上させることができるという長所がある。以下、本発明に対して詳しく説明する。[溶接ワイヤ]先ず、本発明の溶接ワイヤに対して詳しく説明する。本発明のフラックスコアードアーク溶接ワイヤは次の組成を含む以下、重量。炭素Cの含量は0.01~0.1にすることが好ましい。Cは、溶接継手の強度及び溶接硬化性を確保するための必須元素であって、0.01以上添加することが好ましいが、その含量が0.1を超えると、溶接性が大きく低下して溶接継手低温割れが発生しやすく、衝撃靭性が大きく低下する。シリコーンSiの含量は0.3~1.4にすることが好ましい。Siの含量が0.3未満では溶接継手内の脱酸効果が不十分で、溶接継手の流動性を低下させ、1.4を超えると、溶接継手内の島状マルテンサイトの変態を促進して低温衝撃靭性を低下させ、溶接割れ感受性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。マンガンMnの含量は1.0~3.0にすることが好ましい。Mnは鋼中で脱酸作用及び強度を向上させる有効な作用とともに、基地組織内に置換型固溶体を形成し、基地を固溶強化させて強度及び靭性を確保するが、そのためには1.0以上含有されることが好ましい。しかし、3.0を超えると、低温変態組織を生成させるため、好ましくない。チタンTiの含量は0.001~0.3で、TiTiO2の含量が4.0~7.5であることが好ましい。上記TiはOと結合して溶接継手、即ち、溶接金属に微細なTiO-Ti、BN複合酸化物を形成させるため、本発明では必須元素である。また、微細なTiO酸化物及び有効なTiN複合析出物を得るためには、Tiが0.001以上、TiTiO2が4.0以上添加されることが好ましいが、Tiが0.3を超えたり、TiTiO2が7.5を超えると、粗大なTi酸化物及び粗大なTiN析出物が形成されるため、好ましくない。ニッケルNiの含量は0.01~3.0にすることが好ましい。Niは固溶強化により基地の強度と靭性を向上させる有効な元素であって、0.01以上含有されることが好ましいが、3.0を超えると、焼入れ性を大きく増加させ、高温割れの発生可能性があるため、好ましくない。ホウ素Bの含量は0.01~0.2にすることが好ましい。Bは焼入れ性を向上させる元素であって、粒界に偏析されて粒界フェライト変態を抑制するためには0.01以上必要であるが、0.2を超えると、その効果が飽和され、溶接硬化性が大きく増加してマルテンサイト変態を促進して溶接低温割れ発生及び靭性を低下させるため、好ましくない。従って、B含量は0.01~0.2に限定する。本発明は、イットリウムY0.02~0.42またはREM0.02~0.56を含むことが好ましい。上記Y及びREMは溶接時に強脱酸剤として作用し、溶接中に生成されるTi酸化物の安定性を増加させるとともに、酸化物の大きさを減らして個数を増加させることで、初晶デルタフェライトの核生成サイトとして作用して初晶フェライトの大きさを減らす。これよって、旧オーステナイトの大きさを減らして靭性及び強度を増加させる。また、針状フェライトの生成を促進するとともに、Bの粒界偏析量を増加させて粒界フェライトの生成を抑制させる主な役割をする。即ち、旧オーステナイトの大きさ減少、針状フェライト分率の増加、及び粒界フェライトの制御を通じて強度を増加させるとともに、極低温-40°C及び-60°Cにおける靭性を増加させる役割をする。このような結果は、極低温-40°C及び-60°Cにおける衝撃及びCTOD特性の向上を誘発する。一方、Y及びREMが添加される場合、アークの安定性を増加させる役割をする。これは、Y及びREMが電子放出を容易にし、高温でも安定的な酸化物が安定的な陰極点を形成して溶接中の電流及び電圧を一定に保持させる役割をし、アークが一定となるためである。その結果、溶接中に一定のビードを保持させるとともに、溶接中に発生するスパッタの量を最小化して良好な溶接作業性を確保できるようにする役割もする。そのため、Y:0.02~0.42またはREM:0.02~0.56を含むことが好ましい。一方、YとREMの両方を含む場合は、0.19~0.65を含むことがより好ましい。本発明の特性をより改善するために、上記組成に下記成分をさらに含むことがより好ましい。本発明はニオブNbが0.15以下含まれることが好ましい。上記Nbは溶接継手でNbC、Nの微細析出物を形成するために必要な元素である。但し、溶接ワイヤでの含量が0.15を超えると、溶接継手における粒界フェライトの形成を助長し、溶接金属部に炭化物のような硬化相を形成して溶接継手の靭性に悪影響を及ぼすため、溶接ワイヤの設計時にはNbの成分添加を0.15以下に制限することが好ましい。残りはFe及び不可避な不純物を含む。本発明の溶接ワイヤは、スパッタ発生量を低減させて溶接作業性を向上させることができる。本発明の溶接ワイヤは、280A-30Vの溶接条件におけるアーク溶接時のスパッタ発生量が2.0mg/min以下を満たす。[溶接継手]以下、本発明のワイヤを利用して製造された溶接継手に対して詳しく説明する。本発明の溶接継手は次の組成を含む以下、重量。炭素Cの含量は0.01~0.1にすることが好ましい。Cは、溶接金属の強度及び溶接硬化性を確保するための必須元素であって、0.01以上含むことが好ましいが、その含量が0.1を超えると、溶接性が大きく低下し、溶接継手低温割れが発生しやすく、衝撃靭性が大きく低下するため、0.01~0.1に限定する。シリコーンSiの含量は0.1~0.5にすることが好ましい。Siの含量が0.1未満では硬化能が低下して強度確保が困難であり、0.5を超えると、溶接金属内の島状マルテンサイトの変態を促進して低温衝撃靭性を低下させるなど、靭性低下及び溶接割れ感受性を増加させるため、好ましくない。マンガンMnの含量は0.5~2.0にすることが好ましい。Mnは鋼中でオーステナイトを形成させる元素であって、溶接部の靭性を向上させる有効な作用とともに、基地組織内部に固溶され強度を向上させて靭性を確保するが、そのためには0.5以上含有されることが好ましい。しかし、2.0を超えると、低温変態組織を生成させるため、好ましくない。ニッケルNiの含量は0.01~3.0にすることが好ましい。Niは固溶強化により基地の強度と靭性を向上させる有効な元素であって、0.01以上含有されることが好ましいが、3.0を超えると、焼入れ性を大きく増加させ、高温割れの発生可能性があるため、好ましくない。チタンTiの含量は0.02~0.1にすることが好ましい。0.02以上のTiは溶接中にOまたはNと結合して溶接継手、即ち、溶接金属に微細なTiO-Ti、BN複合酸化物を形成させるため、本発明では必須元素である。特に、凝固中にオーステナイト粒内の微細針状フェライトの形成に有効な核生成サイトである微細なTiO酸化物を得るためには、一定量が必要である。しかし、Tiが0.1を超えると、粗大なTi酸化物及び粗大なTiN析出物が形成されて低温靭性及び破壊靭性を低下させる。ホウ素Bの含量は5~60ppmにすることが好ましい。Bは焼入れ性を向上させる元素であって、粒界に偏析されて粒界フェライト変態を抑制するためには5ppm以上必要であるが、60ppmを超えると、その効果が飽和され、溶接硬化性が大きく増加してマルテンサイト変態を促進して溶接低温割れ発生及び靭性を低下させるため、好ましくない。従って、B含量は5~60ppmにすることが好ましい。本発明の溶接継手は、Y:5~250ppm及びREM:5~250pmのうち1種または2種を含む。上記Y及びREMは酸素との親和力が著しく高い元素であって、溶接継手の溶接金属中に優先的に酸化されて非常に安定した酸化物を生成する。上記安定した酸化物は、溶接継手内の結晶粒界に偏析されて粒界フェライトの生成を抑制し、針状フェライトの生成を促進する役割をする。そのために、上記Y及びREMの含量は5~250ppmであることが好ましい。本発明の溶接継手は、上記組成にNb:0.02以下をさらに含んでもよい。Nbの場合、溶接継手内のNbCのような析出相を析出させて強度を増加させることができる元素であるが、0.02を超えると、析出相が増加するにつれて、低温靭性に悪影響を及ぼすため、Nb:0.02以下に制御することが好ましい。残りはFe及び不可避な不純物を含む。本発明の溶接継手は、Ti、Mn、Y及びREMのうち一つ以上からなる複合介在物を含み、平均粒径が0.01~0.1μmの複合介在物が全体複合介在物の65以下であることが好ましい。溶接継手内の複合介在物は、針状フェライトの核生成サイトとして作用し針状フェライトの生成を促進する。しかし、複合介在物の大きさが0.01~0.1μmの微細介在物は、針状フェライトの生成時に核生成サイトとして作用せず、このような微細介在物が多くなると、低温での破壊起点として作用し低温破壊靭性に悪影響を及ぼすため、平均粒径が0.01~0.1μmの複合介在物が全体複合介在物の65以下形成されることが好ましい。また、上記複合介在物は、1mm2当たりに、平均粒径が1μm以上の介在物が200個以上であることが好ましい。フラックスコアード溶接材料の全姿勢溶接性を確保するために多量の介在物が溶接継手に必然的に入る。これらの介在物が針状フェライトの核生成サイトとして作用して針状フェライトの生成を促進する。このような水準を満たすためには、1mm2当たりに、平均粒径が1μm以上の介在物が200個以上であることが好ましい。本発明の溶接継手は、旧オーステナイトの大きさが400μm以下であることが好ましい。一般的に、旧オーステナイトの大きさによって常温で生成されるフェライトの大きさが決まる。即ち、旧オーステナイトの大きさが小さいほど、最終的に生成されるフェライトの大きさが小さくなり、それにより結晶粒界が多くなる。このような結晶粒界は、低温CTOD試験時に破壊される現象を遅延させる役割をする。従って、上記旧オーステナイトの大きさが400μmを超えると、低温破壊を遅延させる役割をするには不十分になるため、400μm以下であることが好ましい。本発明の溶接継手の微細組織は、針状フェライトを面積分率で86以上含むことが好ましい。針状フェライトは溶接継手内で強度増加と低温靭性増加を同時に確保できる組織である。また、針状フェライトの分率が高くなると、靭性を確保することができる温度領域を低めることができる。従って、-40、-60、-80°Cで優れた低温靭性を確保するためには、86以上の針状フェライトが組織的に形成されることが好ましい。本発明の溶接継手は、-80°Cでの低温衝撃靭性CVNが60J以上で、-60°Cでの低温CTODが0.25mm以上を満たし、優れた低温靭性を有する。以下、本発明の実施例に対して詳しく説明する。実施例1下記表1の組成を有する溶接ワイヤを製造し、上記ワイヤを利用して、100CO2保護ガスを適用して0.8~2.7kJ/mm入熱量でフラックスコアードアーク溶接FCAWをした。上記溶接により得られた溶接継手の組成を表2に示した。それぞれの溶接継手の低温衝撃靭性及び低温CTOD評価を行い、その結果を表2に示した。上記低温衝撃靭性は、KS規格KSB08014号の試験片を利用してシャルピー衝撃試験CVNを通じて評価した。一方、上記溶接継手の微細組織及び介在物を観察し、その結果を表3に示した。上記微細組織及び介在物は、画像分析機と電子顕微鏡を利用したポイントカウンティング法で測定した。上記表2及び3の結果から、本発明の範囲を満たす溶接継手、即ち、発明例では、すべて-80°Cでの低温衝撃靭性が60J以上で、-60°Cでの低温CTOD特性が0.25mm以上であり、非常に優れた低温靭製を有することが分かる。これに比べて、YまたはREMが含まれない比較例1から3では、針状フェライトの比率が低く形成され、粗大な旧オーステナイト組織を有することが確認でき、本発明で求める低温靭性値に到逹できないことが分かる。また、YまたはREMの含量が本発明に及ばない比較例4から6、及び本発明の範囲から外れた比較例7から8では、針状フェライトの分率が低いだけでなく、旧オーステナイトの代りにベイナイト組織を有することが分かる。即ち、上記比較例4から6では、本発明の低温靭性値に及ばないことを確認することができた。一方、図1のa、b及びcはそれぞれ上記比較例1、発明例1、及び比較例7の微細組織を観察した写真である。図1のbに示したように、本発明例では、微細組織の大部分が針状フェライトに形成されることが確認できるが、図1のaと同様に、Yの添加量が不足する場合には、十分な針状フェライトが形成されないことが分かり、図1のcと同様に、Yが過度に添加された場合は、低温靭性に悪影響を及ぼすベイナイト、マルテンサイト、及びM-A組織が観察されることが分かる。また、図2のaは、上記発明例1の複合介在物を観察した写真であり、bはこれをEDXエネルギー分散型X線分析で分析したグラフである。これにより、本発明の溶接継手ではYが添加された複合酸化物が形成されることが分かる。実施例2本発明のフラックスコアード溶接ワイヤを使用する場合のスパッタ発生量を測定して溶接作業性の改善を観察した。下記表4の組成重量を有するフラックスコアード溶接ワイヤを用意し、これに280A-30Vの溶接条件でフラックスコアードアーク溶接を実施した。上記表1において、残りはFe及び不可避な不純物からなる。それぞれのフラックスコアードアーク溶接ワイヤを利用し、図3のような溶接方法で溶接を行った。このとき、母材を基準として、アークの長さとワイヤの長さを4回ずつ測定して表2に示し、各溶接時に発生したスパッタ発生量を測定してその結果を表5に示した。上記表5に示したように、Yを添加した本発明例では、アーク長さが減少することが分かり、その結果、スパッタ発生量が低減することが分かる。これに比べて、Yを添加しない比較例では、アークの長さが長くなることを確認することができ、このとき、発生したスパッタ発生量も発明例に比べて約35~40さらに増加することが分かる。従って、フラックスコアード溶接ワイヤにYを添加することで、スパッタ発生量を低減させて優れた溶接作業性が確保できる。