專利名稱：電子束焊接接頭及電子束焊接用鋼材和其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及對被焊接部照射電子束而進(jìn)行焊接的電子束焊接用鋼材和其制造方法，進(jìn)而，涉及對該鋼材的被焊接部照射電子束而形成的電子束焊接接頭。本申請基于2010年11月22日在日本申請的專利申請2010 — 260492號并主張優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容引用于此。
背景技術(shù)：
近年來，為了減少作為地球環(huán)境變暖的原因之一的CO2氣體及應(yīng)付未來石油等化石燃料的枯竭，正在積極嘗試可再生的自然能源的利用。風(fēng)力發(fā)電也是有前途的可再生能源之一，正在建設(shè)大規(guī)模的風(fēng)力發(fā)電廠。最適合風(fēng)力發(fā)電的地域為能夠期待不斷強(qiáng)風(fēng)的地域。因此，海上風(fēng)力發(fā)電正在以世界性的規(guī)模被計劃并實現(xiàn)(參照專利文獻(xiàn)I 4)。為了在海上建設(shè)風(fēng)力發(fā)電用鐵塔，需要將鐵塔的基礎(chǔ)部分打入海底地基。為了充分確保風(fēng)力發(fā)電用的渦輪機(jī)葉片離海水面的高度，基礎(chǔ)部分也需要具有足夠的長度。因此，鐵塔的基礎(chǔ)部分的結(jié)構(gòu)為板厚超過50mm例如為IOOmm左右、且具有直徑為4m左右的大截面的鋼管結(jié)構(gòu)。鐵塔的高度達(dá)到80m以上。而且，近年來，一直要求在建設(shè)現(xiàn)場附近的海岸，通過電子束焊接簡便且高效率地組裝風(fēng)力發(fā)電用鐵塔這樣的巨大的鋼結(jié)構(gòu)物。即，要求可在建設(shè)現(xiàn)場且高效率地焊接板厚達(dá)到IOOmm的極厚鋼板這樣的以往沒有的技術(shù)。通常，電子束焊接、激光束焊接等高能量密度束焊接是高效率的焊接。但是，能夠用激光束進(jìn)行焊接的板厚具有限度。此外，以往的電子束焊接需要在維持于高真空狀態(tài)的真空室內(nèi)進(jìn)行。因此，以往，能夠通過高能量密度束焊接進(jìn)行焊接的鋼板的板厚及尺寸受焊接裝置的能力和真空室內(nèi)的尺寸限制。相對于此，近年來，提出了通過對被焊接部的附近進(jìn)行減壓，能夠高效率地在建設(shè)現(xiàn)場焊接板厚為IOOmm左右的極厚鋼板的電子束焊接方法。例如，英國的焊接研究所開發(fā)了可在低真空下施工的焊接方法(RPEBW:Reduced Pressured Electron Beam Welding:減壓電子束焊接)(參照專利文獻(xiàn)5)。如果采用該減壓電子束焊接(RPEBW)，則在建設(shè)風(fēng)力發(fā)電用鐵塔這樣的大型結(jié)構(gòu)物時，也能夠使要焊接的部分局部地處于真空狀態(tài)，高效率地進(jìn)行焊接。RPEBW法與在真空室內(nèi)焊接的方法相比，雖是在低真空度的狀態(tài)下進(jìn)行焊接的焊接方法，但與以往的電弧焊相比，能夠期待提高焊接金屬(WM)的韌性。通常,作為定量評價焊接結(jié)構(gòu)物的安全性的指標(biāo)，已知有可通過CTOD (Crack TipOpening Displacement:龜裂端開口位移)試驗求出的、基于斷裂力學(xué)的斷裂韌性值Sc。Sc可通過CTOD (Crack Tip Opening Displacement:龜裂端開口位移)試驗來求出。由于試驗片的尺寸對斷裂韌性有影響，因此即使通過以往的V型缺口夏氏沖擊試驗這樣的小型試驗?zāi)艿玫搅己玫慕Y(jié)果，在對大型鋼結(jié)構(gòu)物的焊接接頭進(jìn)行的CTOD試驗中，在0°C下也未必能得到0.5mm以上的良好的斷裂韌性值Sc。此外，電子束焊接法是通過電子束具有的能量將焊接部的鋼材(母材)暫時熔化、并使其凝固而進(jìn)行焊接的方法，通常，利用電子束焊接法的焊接部的成分組成與母材(鋼材)大致同等。另一方面，在氣電焊等大線能量電弧焊方法中，通過焊絲等調(diào)整焊接金屬的硬度和斷裂韌性值Sc等機(jī)械特性。在電子束焊接法中通常不利用焊絲。因此，為了提高電子束焊接接頭的斷裂韌性值Sc，提出了使焊接金屬(麗)的硬度或清潔度適當(dāng)化的方法(例如參照專利文獻(xiàn)6、7)。在專利文獻(xiàn)6中，提出將焊接金屬的硬度規(guī)定為超過鋼材的硬度的110%且在220%以下，且將焊接金屬的寬度規(guī)定為鋼材的板厚的20%以下。此外，在專利文獻(xiàn)7中，提出將焊接金屬中的O量規(guī)定為20ppm以上，將粒徑2.0 μ m以上的氧化物的量規(guī)定為10個/mm2以下?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)·專利文獻(xiàn)1:日本特開2008 - 111406號公報專利文獻(xiàn)2:日本特開2007 - 092406號公報專利文獻(xiàn)3:日本特開2007 - 322400號公報專利文獻(xiàn)4:日本特開2006 - 037397號公報專利文獻(xiàn)5:國際公開99/16101號小冊子專利文獻(xiàn)6:日本特開2007 - 21532號公報專利文獻(xiàn)7:日本特開2008 — 88504號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的課題在海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的建設(shè)中，在將鋼材對焊后，不對焊接部實施熱處理而直接使用，因此對焊接金屬(WM)及焊接熱影響部(HAZ =Heat-Affected Zone。以下簡稱為“熱影響部”)，要求優(yōu)良的韌性。在電子束焊接時，通常不使用焊絲，因此調(diào)整鋼材(母材)的成分組成來控制焊接金屬及熱影響部的韌性。以往，提出了控制焊接金屬中的夾雜物、焊接金屬的硬度與鋼材(母材)的硬度的關(guān)系、或控制焊接金屬的寬度的方法，但如果熱影響部的韌性不充分，則焊接接頭整體的斷裂韌性值下降。另外，通過將板狀或箔狀的Ni(嵌入金屬(insert metal))貼附在焊接面(坡口面)上進(jìn)行電子束焊接，能夠?qū)⒑附咏饘?WM)的韌性提高到鋼材(母材)的韌性以上?？墒牵诖朔N情況下，如果鋼材(母材)的成分組成不合適，則焊接金屬的硬度與熱影響部的硬度的差也變得顯著。于是，硬度差非常大的部分即熱影響部的斷裂韌性值Sc較大地下降。此外，根據(jù)本發(fā)明人的研究，在電子束焊接接頭中，適合用于提高韌性的成分組成在焊接金屬中和熱影響部中未必一致。因此，對于以往的電弧焊用高HAZ韌性鋼，即使直接實施電子束焊接，焊接金屬也無法得到高的韌性。另一方面，即使考慮到通過電子束焊接形成的焊接金屬的韌性，將電弧焊用鋼材的成分組成最佳化，熱影響部也得不到高韌性。S卩，電子束焊接和電弧焊在焊接方法及形成的接頭結(jié)構(gòu)方面基本不同，所以有關(guān)電子束焊接的課題不能用有關(guān)電弧焊的課題解決方法來解決。本發(fā)明鑒于這樣的情況而作出，本發(fā)明的目的是提供能形成高強(qiáng)度且焊接金屬(麗)、熱影響部(HAZ)及鋼材(母材、BM =Base Metal)的斷裂韌性適度平衡的電子束焊接接頭的鋼材及其制造方法，所述鋼材是構(gòu)成海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的基礎(chǔ)部分的、板厚為45mm以上的電子束焊接用鋼材。本發(fā)明的另一目的是提供對該鋼材的被焊接部照射電子束而形成的斷裂韌性優(yōu)異的電子束焊接接頭。用于解決課題的手段在本發(fā)明中，為了解決上述課題，添加1.5質(zhì)量％以上的Mn來確保淬火性，并同時添加作為強(qiáng)力的脫氧元素的Mg及Ca，使含Mg的微細(xì)的氧化物(含Mg的氧化物)生成，將該氧化物作為抑制晶粒成長的釘扎粒子、和晶內(nèi)相變的生成核利用，使鋼材(母材、BM)、熱影響部(HAZ)、焊接金屬(WM)的斷裂韌性適度平衡。特別是在不適用焊絲、WM寬度及HAZ寬度窄、線能量低的電子束焊接中，在焊接金屬(麗)及熱影響部(HAZ)中微細(xì)地分散的含Mg的氧化物抑制熱影響部(HAZ)中的奧氏體晶粒的粗大化，并促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成。另外，在本發(fā)明中，控制新引入的電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEB，使鋼材(母材、BM)、焊接金屬(麗)、及熱影響部(HAZ)的斷裂韌性適度平衡，作為焊接部整體，確保所需要的斷裂韌性。進(jìn)而，在本發(fā)明中，為了提高淬火性，使Mn量增大，另一方面，使Cr、Mo、Cu、N1、和/或Nb的各量降低，從而使電子束焊接用鋼材的制造成本降低。電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEB是本發(fā)明人為了提高電子束焊接接頭的斷裂韌性而新引入的指標(biāo)。關(guān)于指標(biāo)CeEB的技術(shù)意義，與一起引入的指標(biāo)(比)“C/CeEB”(C:C含量)的技術(shù)意義一并在后面敘述。本發(fā)明的 要旨如下。(I)本發(fā)明的一個實施方式涉及的電子束焊接接頭是將鋼材用電子束焊接而成的電子束焊接接頭，所述鋼材的組成以質(zhì)量％計含有C:0.02% 0.10%、S1:0.03% 0.30%、Mn:1.5% 2.5 %、Ti:0.005 % 0.015%, N:0.0020 % 0.0060%,
0:0.0010% 0.0035%, Mg:0.0003% 0.0027%, Ca:0.0003% 0.0027%, Nb:0% 0.020 %、V:0 % 0.030 %、Cr:0 % 0.50 %、Mo:0 % 0.50 %、Cu:0 % 0.25 %、N1:0% 0.50%、及B:0% 0.0030%，將Al限制為0.015%以下，將P限制為0.015%以下，將S限制為0.010%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0.0006%^ Mg + Ca ^ 0.0040將所述鋼材的組成代入下述式I而求出的指標(biāo)值CeEB為0.49 % 0.60 %，在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為1.0 μ m以上的氧化物的數(shù)量為20個/mm2以下，在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物的數(shù)量為
1X IO3 I X IO5 個/W。CeEB = C + 9/40Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別表示規(guī)定的鋼材的組成中的各元素的質(zhì)量％。(2)在上述(I)的電子束焊接接頭中，以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量相對于所述鋼材的所述指標(biāo)值CeEB的比即C/CeEB可以為0.04 0.18。(3)在上述(I)或(2)的電子束焊接接頭中，所述鋼材的厚度可以為45 150mm。
(4)在上述(I) (3)中的任一個電子束焊接接頭中，將焊接金屬的CTOD值定義為S Μ、將焊接熱影響部的CTOD值定義為δ ΗΑΖ及將所述鋼材的CTOD值定義為δ ΒΜ時，δ Μ、5應(yīng)及δΒΜ可以滿足下述式2及式3。0.3 彡 δ麗/δ ΒΜ≤ 1.1 (式 2)0.3 ^ δ mz/ δ BM ≤ 1.1 (式 3)(5)本發(fā)明的另一實施方式涉及的電子束焊接用鋼材，其中，所述鋼材的組成以質(zhì)量％計含有 C:0.02% 0.10%, Si:0.03% 0.30%, Mn:1.5% 2.5%, Ti:0.005% 0.015%, N:0.0020 % 0.0060 %、O:0.0010 % 0.0035 %、Mg:0.0003 % 0.0027 %、Ca:0.0003 % 0.0027 %、Nb:0 % 0.020 %、V:0 % 0.030 %、Cr:0 % 0.50 %、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、N1:0% 0.50%、及 B:0% 0.0030%，將 Al 限制為0.015%以下，將P限制為0.015%以下，將S限制為0.010%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0.0006%^ Mg +Ca ( 0.0040%,將所述鋼材的組成代入下述式I而求出的指標(biāo)值CeEB為0.49% 0.60%，在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上的氧化物的數(shù)量為20個/mm2以下，在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物的數(shù)量為I X IO3 I X IO5個/mm2。CeEB = C + 9/40Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別表示規(guī)定的鋼材的組成中的各元素的質(zhì)量％。(6)在上述(5)的電子束焊接用鋼材中，以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量相對于所述鋼材的所述指標(biāo)值CeEB的比即C/CeEB可以為0.04 0.18。(7 )在上述(5 )或(6 )的電子束焊接用鋼材中，所述鋼材的厚度可以為45 150mm。(8)本發(fā)明的另一實施方式涉及的電子束焊接用鋼材的制造方法，其具有下述工序:在鑄造所述鋼材時將所述鋼材以在1300 1100°C的溫度區(qū)域中的冷卻速度成為9°C /min以上的方式進(jìn)行冷卻的工序、和在所述鑄造工序后將所述鋼材加熱到950 1150°C、然后實施加工熱處理的工序。在電子束焊接接頭中，為了確保規(guī)定的CTOD值(斷裂韌性值)，使鋼材(母材、BM)、焊接金屬(WM)、及熱影響部(HAZ)的斷裂韌性值適度平衡是重要的。即，即使鋼材(母材)的斷裂韌性和熱影響部的斷裂韌性優(yōu)異，而焊接金屬的斷裂韌性差時，焊接金屬成為斷裂的起點，焊接接頭的斷裂韌性變差。此外，即使焊接金屬的斷裂韌性優(yōu)異，而熱影響部的斷裂韌性差時，以熱影響部為起點發(fā)生斷裂。這樣，在焊接接頭的各部分中斷裂韌性存在偏差時，焊接接頭整體的斷裂韌性變差。關(guān)于應(yīng)用了電子束的屈服強(qiáng)度為355Mpa級的鋼材的焊接部(焊接金屬及熱影響部)的脆性斷裂，在原奧氏體晶粒的周邊生成的粗大的晶界鐵素體、或在原奧氏體晶粒的內(nèi)部以板條狀生成的上貝氏體或側(cè)板條鐵素體等成為斷裂的起點而發(fā)生。并且，上貝氏體或從原奧氏體晶界生成的粗大的鐵素體成為起點而發(fā)生脆性斷裂時的斷裂面單元依賴于原奧氏體的粒徑。因此，利用由析出物產(chǎn)生的釘扎效果和晶內(nèi)相變，使焊接金屬及熱影響部中的原奧氏體的粒徑減小，從而能改善焊接部的斷裂韌性。因此，在本發(fā)明中，將作為強(qiáng)力的脫氧元素的Mg及Ca同時添加到鋼中，使微細(xì)的含Mg的氧化物不僅在鋼材(母材、BM)中分散，而且在焊接金屬(WM)及熱影響部(HAZ)中分散。微細(xì)的含Mg的氧化物作為釘扎粒子起作用，抑制熱影響部中的晶粒成長，并且作為晶內(nèi)相變的生成核起作用，使晶內(nèi)鐵素體在焊接金屬及熱影響部中生成。其結(jié)果是，焊接金屬及熱影響部的組織變得微細(xì)，鋼材(母材)、熱影響部及焊接金屬的斷裂韌性提高，同時這3種斷裂韌性的平衡提高。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，在屈服強(qiáng)度為355Mpa級的鋼材的電子束焊接接頭中，能抑制焊接金屬及熱影響部的斷裂韌性的劣化。此外，能提供鋼材(母材)、熱影響部、焊接金屬的斷裂韌性適度地平衡的電子束焊接接頭，且能以低成本提供能夠形成該焊接接頭的鋼材。


圖1是定性地表示鋼材的強(qiáng)度及韌性與金屬組織的關(guān)系的圖。圖2A是定性·地表示淬火性與焊接金屬的晶體粒徑的關(guān)系的圖。圖2B是定性地表示淬火性與熱影響部的高碳馬氏體量的關(guān)系的圖。圖3是定性地表示焊接金屬的硬度相對于鋼材(母材)的硬度的比與焊接金屬及熱影響部的斷裂韌性的關(guān)系的圖。圖4是定性地表示CeEB與焊接金屬及熱影響部的斷裂韌性值(δ c)的關(guān)系的圖。圖5A是定性地表示焊接金屬的斷裂韌性值與C/CeEB的關(guān)系的圖。圖5B是定性地表示熱影響部的斷裂韌性值與C/CeEB的關(guān)系的圖。圖6是表示導(dǎo)入了缺口的試驗片的圖。圖7是表示焊接接頭的CTOD試驗結(jié)果與鋼材中所含的夾雜物(微小的含Mg的氧化物粒子和粗大的氧化物粒子)的個數(shù)的關(guān)系的圖。圖8A是表示鑄坯的冷卻速度與鋼材中所含的微小的含Mg的氧化物粒子的數(shù)量的相關(guān)關(guān)系的圖。圖8B是表示鑄坯的冷卻速度與鋼材中所含的粗大的氧化物粒子的數(shù)量的相關(guān)關(guān)系的圖。圖9是表示鋼材中的總氧量與鋼材中所含的微小的含Mg的氧化物粒子的數(shù)量的相關(guān)關(guān)系的圖。
具體實施例方式在海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的建設(shè)中，將鋼材焊接后，不對焊接部實施熱處理，直接使用。因此，對于焊接金屬及熱影響部，要求優(yōu)異的韌性。此外，電子束焊接時，通常不使用焊絲，因此，通過調(diào)整鋼材(母材)的成分組成來控制焊接金屬及熱影響部的韌性。以往，電子束焊接應(yīng)用于含有大量的Cr和Mo的高強(qiáng)度鋼(所謂的Cr 一 Mo高強(qiáng)度鋼)或不銹鋼或高Ni鋼等、不需要生成焊接金屬的氧化物的鋼材。不銹鋼的熱影響部中不生成脆化相。此外，在Cr - Mo高強(qiáng)度鋼的情況下，如圖1定性地所示，熱影響部的組織成為韌性優(yōu)異的下貝氏體，通過焊接金屬的氧化物的控制，可得到非常高的韌性。本發(fā)明的實施方式涉及的電子束焊接接頭中使用的鋼材的板厚和強(qiáng)度沒有特別限定，例如，可適當(dāng)?shù)厥褂媚苡糜诤Ｉ巷L(fēng)力發(fā)電用鐵塔等的、板厚為45 150mm、YP(屈服點)為約315MPa 550MPa、TS (抗拉強(qiáng)度)為約450MPa 690Mpa的結(jié)構(gòu)用鋼。根據(jù)需要，可以將板厚上限設(shè)為120mm或130mm?？梢詫P下限設(shè)為340MPa或355Mpa，將YP上限設(shè)為500MPa、460MPa 或 420MPa?？梢詫?TS 下限設(shè)為 470MPa 或 490Mpa，將 TS 上限設(shè)為 600MPa、570MPa 或 550MPa。這種鋼材是YP為約355Mpa的結(jié)構(gòu)用鋼，與Cr 一 Mo高強(qiáng)度鋼相比強(qiáng)度低，如圖1定性地所示，熱影響部的組織成為韌性低的上貝氏體。對這樣的鋼材進(jìn)行電子束焊接時，特別是在熱影響部，晶界鐵素體或上貝氏體等粗大的組織發(fā)達(dá)，容易生成高碳馬氏體(也稱為島狀馬氏體或M-Aconstituent )。因此,對結(jié)構(gòu)用鋼進(jìn)行電子束焊接時，難以確保熱影響部的韌性。關(guān)于組織與韌性的關(guān)系，已知:晶體粒徑的微細(xì)化對于焊接金屬的韌性的提高特別有效，高碳馬氏體特別使熱影響部的韌性降低。此外，關(guān)于成分與組織的關(guān)系，已知:使淬火性指標(biāo)Ceq增大時，如圖2A所示，焊接金屬的粒徑變得微細(xì)，如圖2B所示，熱影響部的高碳馬氏體增加?！ご送?，為了提高焊接金屬及熱影響部的韌性，焊接金屬的硬度與鋼材(母材)的硬度的平衡是重要的。即，如圖3所示，相對于鋼材(母材)的硬度，使焊接金屬的硬度提高時，焊接金屬的韌性提高。但是，因焊接金屬的硬化的影響，變形集中在熱影響部，因此，熱影響部的韌性因焊接金屬的硬化的影響而降低。因此，為了防止韌性變差的上貝氏體的生成而提高淬火性時，發(fā)生焊接金屬的硬化，因該影響，產(chǎn)生熱影響部的韌性受損的問題。這樣，鋼的淬火性與麗的晶體粒徑和HAZ的高碳馬氏體的關(guān)系、麗的硬度相對于鋼材(母材)的硬度的比與焊接接頭的韌性的關(guān)系在定性上是公知的。但是，以往，不存在通過鋼材的成分來控制焊接接頭的斷裂韌性的平衡的想法。因此，例如對提高了淬火性的鋼材(母材)進(jìn)行電子束焊接時，雖然WM的韌性提高，但是產(chǎn)生HAZ的韌性顯著降低等的問題。因此，本發(fā)明人為了在電子束焊接接頭中確保所需要的韌性，研究了適合于電子束焊接的表示淬火性的指標(biāo)，新設(shè)計并引入了“CeEB”。S卩，下述(式I)定義的“電子束淬火性指標(biāo)CeEB”是為了進(jìn)一步提高電子束焊接接頭的斷裂韌性，著眼于對鋼材的組織的形成影響大的淬火性，考慮到可靠地確保所需要的組織的生成而作成的指標(biāo)。CeEB = C + 9/40Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為鋼材成分的含量(質(zhì)量％)。上述(式I)定義的CeEB是基于與硬度相關(guān)的公知的碳當(dāng)量Ceq (=C+ l/6Mn +l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V)、并且考慮到Mn在電子束焊接時蒸發(fā)而減少、從而淬火性降低這一點而設(shè)計的指標(biāo)。另外，基于經(jīng)驗性地得到的淬火性的降低的程度，將Mn的系數(shù)設(shè)為9/40。該系數(shù)的值比公知的Ceq中的Mn的系數(shù)1/6大。指標(biāo)CeEB是具有如下作用的指標(biāo):(I)在電子束焊接前的鋼材(母材)中將淬火性確保在所需要的范圍內(nèi)；(2)在焊接金屬中促進(jìn)微細(xì)的鐵素體的生成；并且，(3)在熱影響部中，抑制使韌性降低的上貝氏體或高碳馬氏體等的生成。圖4中定性地表示電子束焊接接頭中的焊接金屬(WM)及熱影響部(HAZ)的斷裂韌性值(Sc)與CeEB的關(guān)系。實線的曲線為焊接金屬的斷裂韌性值(Scwm),虛線的曲線是熱影響部的斷裂韌性值(Scha)。二點劃線的曲線是假想地忽略WM的硬度的影響時的熱影響部的斷裂韌性值(HAZ韌性的預(yù)測值)。這樣的HAZ韌性的預(yù)測值可通過實施模擬了 HAZ的熱過程的熱處理而得到的試驗片的斷裂韌性試驗來測定。指標(biāo)CeEB增大時，WM的組織變得微細(xì)，Scwm提高。另一方面，HAZ中，因高碳馬氏體的增加和HAZ的硬化，HAZ韌性的預(yù)測值降低。此外，CeEB增大時，麗硬化，受其影響，δ cha與HAZ韌性的預(yù)測值相比進(jìn)一步降低。這樣，通過指標(biāo)CeEB，能綜合性地評價焊接金屬及熱影響部的斷裂韌性。將CeEB限定在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)時，能使焊接金屬及熱影響部的斷裂韌性值兩者均在由一點劃線表示的目標(biāo)值以上。在利用后述的釘扎粒子和晶內(nèi)相變時，根據(jù)釘扎和晶內(nèi)相變的效果，Scwm及δ cha提聞。接著，本發(fā)明人對鋼材(母材)的C量及CeEB與鋼材(母材)、焊接金屬及熱影響部的韌性的關(guān)系進(jìn)行了研究。其結(jié) 果可知，優(yōu)選將鋼材(母材)的C量與CeEB的比“C/CeEB”調(diào)整在特定的范圍內(nèi)。下面對于比“C/CeEB”的技術(shù)意義進(jìn)行說明。比“C/CeEB”是用于使焊接金屬部的淬火性與熱影響部及鋼材的淬火性不極端偏離的指標(biāo)。圖5A中示出CeEB與焊接金屬的斷裂韌性值(δ c)的關(guān)系，圖5B中示出CeEB與熱影響部的斷裂韌性值的關(guān)系。CeEB是淬火性的指標(biāo)。CeEB增大時，在焊接金屬中粒徑變得微細(xì)，因此斷裂韌性值增高，在熱影響部中高碳馬氏體的生成被促進(jìn)，斷裂韌性值降低。此外，在電子束焊接中，焊接金屬的Mn的一部分蒸發(fā)，Mn量減少。因此，如圖5A所示，為了使焊接金屬的斷裂韌性提高，優(yōu)選提高C/CeEB而確保淬火性。另一方面，在熱影響部中，因C量的增加而促進(jìn)高碳馬氏體的生成。因此，如圖5B所示，為了確保斷裂韌性值，優(yōu)選限制C/CeEB。進(jìn)而，本發(fā)明人對改善焊接金屬的斷裂韌性值與熱影響部的斷裂韌性值的平衡的方法進(jìn)行了研究。其結(jié)果可知，將適量的Mg及Ca同時添加，使作為釘扎粒子及晶內(nèi)相變的生成核起作用的“含Mg的微細(xì)的氧化物”(含Mg的微細(xì)氧化物)生成時，熱影響部及焊接金屬的朝性提聞。通過后述的預(yù)備實驗調(diào)查了氧化物粒子的數(shù)量與斷裂韌性值的關(guān)系，結(jié)果得到了以下的見解。含有7%以上的Mg的氧化物粒子的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上時，高效率地顯示釘扎作用及晶內(nèi)相變促進(jìn)作用，對晶粒的細(xì)粒子化有很大貢獻(xiàn)。另一方面，粒徑較大的氧化物(包括含Mg的氧化物的全部氧化物)的粒子也成為脆性斷裂的起點。尤其是當(dāng)量圓直徑為1.0 μ m以上的氧化物成為斷裂的起點的傾向特別高，因此優(yōu)選盡可能限制其個數(shù)。而且，判明使鋼材中適量地含有當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的含7%以上的Mg的氧化物粒子時，不會發(fā)生脆性斷裂，能有效地使晶粒細(xì)?；?。在該預(yù)備實驗中，在鋼材內(nèi)的氧化物粒子中，對(I)當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的含7%以上的Mg的氧化物粒子(以下有時簡稱為“微小的含Mg的氧化物”)、
(2)當(dāng)量圓直徑為1.0 μ m以上的全部氧化物(以下有時簡稱為“粗大的氧化物”)這2個等級的數(shù)量進(jìn)行了測定。而且，定量地驗證了鋼材內(nèi)的各等級的氧化物粒子的數(shù)量與使用該鋼材的電子束焊接后的接頭的韌性值的關(guān)系。在預(yù)備實驗中，使用小型實驗爐，制造了將以質(zhì)量％計C:0.07%, S1:0.06%,Mn:
2.0%,P:0.007%, S:0.002%,T1:0.009%, Al:0.004%, Mg:0.0009%, Ca:0.0007%,N:0.005%作為目標(biāo)的鑄坯。在制造鑄坯時，為了控制各等級的氧化物的個數(shù)，控制了以下2個工序。(i)通過改變?nèi)廴诮饘俚恼婵彰摎馓幚淼奶幚頃r間，從而調(diào)整了鑄坯的總氧量。
(ii)在鑄造時，通過調(diào)整用于冷卻鑄坯的冷卻水量，將1300 1100°C的溫度區(qū)域的鑄坯的冷卻速度控制在I 30°C /min的范圍內(nèi)。在該預(yù)備實驗中制造的各鑄坯的成分組成與上述成分組成的目標(biāo)值幾乎一致。此外，制造的各鑄坯的總氧量為Ilppm 39ppm。使用得到的鑄坯，通過后述的ACC制造了板厚為50mm的鋼板。上述鋼材的氧化物粒子的個數(shù)的測定方法參照在后述的實施例中使用的方法。進(jìn)而，對這些鋼材實施電子束焊接，制作了 I坡口的對焊接頭。該焊接方法的詳細(xì)情況參照后述的實施例。制作在這些焊接接頭的熔合部(FL)部分形成有缺口的CTOD試驗片，在試驗溫度0°C下實施了 CTOD試驗。由該結(jié)果得到的HAZ的斷裂韌性值、δ ΗΑΖ為0.3mm以上時，將該試樣視為合格，在上述值以外時視為不合格。圖7 9中示出該預(yù)備實驗的結(jié)果。在圖7 9中，CTOD試驗中合格的試樣用中空的標(biāo)記表示，不合格的試樣用涂成實心的標(biāo)記表示。此外，鋼中的氧·量為0.0035%以下的試樣用菱形的標(biāo)記表示，氧量超過0.0035%的試樣用三角形的標(biāo)記表示。圖7示出CTOD試驗的結(jié)果與上述微小的含Mg的氧化物及上述粗大的氧化物的個數(shù)的關(guān)系。圖7上，CTOD試驗中合格的焊接接頭的標(biāo)記(中空的菱形)全部位于作為“本發(fā)明的范圍”示出的虛線的四邊形的范圍內(nèi)。也就是說，HAZ的CTOD值、δΗΑΖ為0.3mm以上的條件是:(I)在鋼材的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為1.0 μ m以上的氧化物(上述粗大的氧化物)為20個/mm2以下，且(2)在板厚中心部，含有7%以上的Mg的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物(上述微小的含Mg的氧化物)為I X IO3 I X IO5個/mm2。接著，研究了鑄坯在1300 1100°C的溫度區(qū)域中的冷卻速度與上述微小的含Mg的氧化物粒子的數(shù)量的相關(guān)關(guān)系。如圖8A所示，冷卻速度上升時，有板厚中心部的微小的含Mg的氧化物的數(shù)量增加的傾向。特別是在通過真空脫氣工序使鋼中的總氧量在0.0035%以下的試樣(菱形的標(biāo)記)中，在鑄坯的冷卻速度為9°C /min以上時，明確存在依賴于冷卻速度而使氧化物的數(shù)量增加的傾向。其結(jié)果是，在上述的總氧量及冷卻速度的范圍內(nèi)，將上述微小的含Mg的氧化物的數(shù)量控制在IXlO3 IXlO5個/mm2的范圍。在圖8A上，將該冷卻速度范圍作為“本發(fā)明的范圍”用虛線和箭頭表示。此外，在滿足上述的總氧量及冷卻速度的范圍的所有試樣中，HAZ的CTOD值、δ ΗΑΖ為0.3mm以上(菱形的中空的標(biāo)記)。接著，研究了鑄坯在1300 1100°C的溫度區(qū)域中的冷卻速度與上述粗大的氧化物粒子的數(shù)量的相關(guān)關(guān)系。如圖8B所示，冷卻速度上升時，有板厚中心部的粗大的氧化物的數(shù)量減少的傾向。特別在通過脫氣工序使鋼中的總氧量在0.0035%以下的試樣(菱形的標(biāo)記)中，在鑄坯的冷卻速度為9°C /min以上時，上述粗大的含Mg的氧化物的數(shù)量在20個/mm2以下的范圍。在圖SB上，將該冷卻速度范圍作為“本發(fā)明的范圍”用虛線和箭頭表示。接著，研究了鋼中的總氧量與上述微小的含Mg的氧化物粒子的數(shù)量的相互關(guān)系。如圖9所示，總氧量上升時，有板厚中心部的上述微小的含Mg的氧化物粒子的數(shù)量增加的傾向?？傃趿砍^0.0035%時，即使將鑄坯的冷卻速度規(guī)定為9°C /min以上，有時也不能將上述微小的含Mg的氧化物的數(shù)量控制在I X IO5個/mm2以下。此時，認(rèn)為過剩的氧化物粒子成為脆性斷裂的起點，使CTOD試驗值惡化。在圖9上，將總氧量為0.0035% (35ppm)以下的范圍作為“本發(fā)明的范圍”用虛線和箭頭表示。在該氧量的范圍內(nèi)，將鑄坯的冷卻速度規(guī)定為9°C /min以上的全部試樣都顯示出0.3mm以上的δ ΗΑΖ值(菱形的中空的標(biāo)記)。
綜合上述預(yù)備實驗的結(jié)果，發(fā)明人得到了以下的見解。通過(I)減少存在于板厚中心部的粗大的氧化物粒子、(2)適當(dāng)控制成為晶內(nèi)相變的相變核的微小的含Mg的氧化物的量，能夠提高電子束焊接接頭的熱影響部及焊接金屬的斷裂韌性。此外，可知:為了控制夾雜物粒子的尺寸及個數(shù)，(3)將鋼材中的總氧濃度控制在適當(dāng)?shù)姆秶?、?4)將鋼材鑄造時的冷卻速度控制在適當(dāng)?shù)姆秶怯行У?。另外，認(rèn)為通過預(yù)備實驗得到的鑄坯的必要的冷卻速度9°C /min根據(jù)進(jìn)行鋼的熔煉及鑄造的煉鋼廠的澆包精煉設(shè)備或鑄造設(shè)備的條件等(例如真空脫氣的真空度、鑄造時的內(nèi)澆口的形狀等)而變化。因此，為了提高CTOD試驗結(jié)果，只要在規(guī)定的成分范圍得到規(guī)定的氧化物粒子的數(shù)量即可，不一定需要將鑄造時的冷卻速度限定在9°C /min以上。鑒于上述預(yù)備實驗的結(jié)果，本發(fā)明中，將鋼材(母材)的C量、CeEB、C/CeEB及氧化物粒子的尺寸和個數(shù)控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，添加微量的Mg、Ca等元素。由此，在焊接時，微細(xì)的含Mg的氧化物被用作釘扎粒子及晶內(nèi)相變的生成核，能得到使焊接金屬及HAZ的斷裂韌性值相對于鋼材(母材)的斷裂韌性值的比成為適當(dāng)?shù)姆秶⒈M量抑制了斷裂韌性值Sc的偏差的電子束焊接接頭和能形成該焊接接頭的鋼材。本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材的組成以質(zhì)量％計至少含有C:0.02% 0.10%,Si:0.03% 0.30%,Mn:1.5% 2.5 %,Ti:0.005% 0.015%,N:0.0020% 0.0060%,
O:0.0010%— 0.0035%, Mg:0.0003%— 0.0027%, Ca:0.0003% 0.0027%。上述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0.0006%彡Mg + Ca彡0.0040%。此外，上述鋼材的組成中所含的不可避免的雜質(zhì)中，需要將Al限制在0.015%以下、將P限制在0.015%以下、將S限制在0.010%以下。此夕卜，根據(jù)需要，可以含有Nb:0 % 0.020 %、V:0 % 0.030 %、Cr:0 % 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、N1:0% 0.50%、及8:0% 0.0030%。上述鋼材的組成的余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。下面對各元素的添加理由及添加量進(jìn)行說明。另外，％是指質(zhì)量％。C是有助于提高強(qiáng)度的元素。為了確保作為焊接結(jié)構(gòu)體的強(qiáng)度，添加0.02%以上。此外，C量少時，焊接金屬的淬火性不足，有時損害韌性。C量的優(yōu)選的下限為0.03%，更優(yōu)選的下限為0.04%。另一方面，C量超過0.10%時，淬火性過度增大，特別是焊接金屬及熱影響部的韌性降低，因此C量的上限規(guī)定為0.10%。優(yōu)選的上限為0.08%或0.07%,更優(yōu)選為0.06%OSi是脫氧元素，對于確保鋼板的強(qiáng)度也是有效的元素。因此，添加0.03%以上。可是，過剩地添加Si時，特別是在熱影響部中大量生成高碳馬氏體，特別是焊接金屬及熱影響部的韌性下降。因此將Si量上限規(guī)定為0.30%。優(yōu)選的Si量的上限為0.20%，更優(yōu)選為0.15%。優(yōu)選的Si量的下限為0.05%、0.07%或0.09%。Mn是對于確保韌性且通過提高淬火性而確保鋼板的強(qiáng)度有效的元素。在Mn量低于1.5%時，無法充分確保鋼材的韌性、強(qiáng)度及淬火性。此外，在電子束焊接時，Mn從焊接金屬中蒸發(fā)而損失，焊接金屬的淬火性降低。因此，為了提高鋼材的韌性、強(qiáng)度及淬火性以及焊接金屬的淬火性并確保韌性，添加1.5%以上的Mn。Mn量的優(yōu)選的下限為1.6%或1.7%，更優(yōu)選為1.8%。但是，Mn量超過2.5%時，淬火性過度增大，特別是熱影響部的韌性下降，因此將Mn量的上限規(guī)定為2.5%。優(yōu)選的上限為2.4%，更優(yōu)選的上限為2.3%。P是不可避免的雜質(zhì)，對鋼材(母材、BM)、焊接金屬(麗)及熱影響部(HAZ)的韌性產(chǎn)生不良影響。特別是為了確保焊接金屬(WM)及熱影響部(HAZ)的韌性，優(yōu)選P較少，將其限制在0.015%以下。優(yōu)選的P量為0.010%以下或0.006%以下。P量的下限不需要特別限定，其下限為0%。從制造成本的觀點出發(fā)，不需要0.001%以下的P極低化，可以將P量規(guī)定為0.001%以上。S是不可避免的雜質(zhì)，形成MnS。MnS以微細(xì)的TiN或含Mg的微細(xì)氧化物為核析出，形成Mn稀薄的區(qū)域，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成(晶內(nèi)相變)。為了促進(jìn)晶內(nèi)相變，優(yōu)選含有0.0001%以上的S。優(yōu)選的S量的下限為0.001%。根據(jù)需要，也可以將S量的下限規(guī)定為0.002%。此外，也可以不限定S量的下限，將下限規(guī)定為0%。另一方面，過剩地含有S時，特別是焊接金屬(麗)及熱影響部·(HAZ)的韌性下降。因此，將S量限制在0.010%以下。優(yōu)選的S量的上限為0.007%或0.005%以下。Ti與N或O結(jié)合，形成有助于晶粒微細(xì)化的微細(xì)的氮化物或氧化物。在線能量低的電子束焊接接頭中，在熱影響部(HAZ)中存在微細(xì)的TiN時，作為晶內(nèi)相變的生成核發(fā)揮作用。為了通過晶粒成長的抑制或晶內(nèi)相變來提高熱影響部及焊接金屬的韌性，添加0.005%以上的Ti。優(yōu)選的Ti量下限為0.007%。另一方面，Ti過剩時，生成TiN等粗大的含Ti夾雜物，韌性劣化，因此將Ti量的上限規(guī)定為0.015%。優(yōu)選的Ti量的上限為0.012%。N是與Ti結(jié)合形成微細(xì)的氮化物的元素。通過鋼材(母材)的晶粒的微細(xì)化、或利用釘扎效果抑制熱影響部中的粒徑的粗大化、或由晶內(nèi)相變帶來的粒徑的微細(xì)化，使焊接金屬及熱影響部的韌性提高。為此，添加0.0020%以上的N。優(yōu)選的下限為0.0030%或0.0035%。另一方面，N量過剩時，對焊接金屬及熱影響部的韌性產(chǎn)生不良影響，因此，將上限規(guī)定為0.0060%ο優(yōu)選的上限為0.0050%或0.0040% οO是生成含Mg的微細(xì)氧化物的元素，添加0.0010%以上。另外，按照本發(fā)明的實施方式在一般條件下進(jìn)行電子束焊接時，在該過程中，在焊接金屬中鋼材的O量內(nèi)的大約一半左右損失的情況較多。例如，鋼材的O量為0.0035%以下時，焊接后的接頭中，焊接金屬中的O量為約0.0018%以下的情況較多。因此，鋼材(母材)的O量的下限優(yōu)選為0.0015%。更優(yōu)選為0.0020%。但是，O過剩時，氧化物變得粗大，成為斷裂的起點等，對鋼材及熱影響部的韌性產(chǎn)生不良影響。因此，將鋼材(母材)的O量的上限規(guī)定為0.0035%。在按組成或制造工序等條件容易在鋼材中生成過剩的氧化物時，也可以將O量的上限規(guī)定為0.0032%、0.0029% 或 0.0025%。Mg在本發(fā)明中是極其重要的元素。Mg形成含Mg的微細(xì)氧化物，有助于促進(jìn)晶內(nèi)相變。為了將含Mg的微細(xì)氧化物作為釘扎粒子利用，添加0.0003%以上。此外，為了促進(jìn)晶內(nèi)相變，優(yōu)選添加0.0005%以上。為了形成更多的含Mg的氧化物，也可以將Mg量的下限規(guī)定為 0.0007%,0.0009%或 0.0011%。在含Mg的氧化物中，只要含有7%以上的Mg，則即使含有除Mg、0以外的元素也沒有任何影響。另一方面，Mg超過0.0027%時，生成粗大的氧化物，鋼材(母材)及熱影響部的韌性降低，因此將上限規(guī)定為0.0027%。優(yōu)選的Mg量的上限為0.0025%,0.0023%或0.0021%。Ca是強(qiáng)力的脫氧元素，為了抑制Mg氧化物的粗大化來確保含Mg的微細(xì)氧化物，添加0.0003%以上。此外，Ca生成CaS，抑制沿軋制方向伸長的MnS的生成。為了改善鋼材的板厚方向的特性、特別是耐層狀撕裂性，優(yōu)選添加0.0005%以上的Ca。更優(yōu)選的Ca量的下限為 0.0007% 或 0.0009% ο另一方面，Ca超過0.0027%時，生成粗大的氧化物，使鋼材(母材)及熱影響部的韌性下降，因此將上限規(guī)定為0.0027%。更優(yōu)選的上限為0.0025%,0.0023%或0.0021%。在本發(fā)明中，為了通過Ca的添加來強(qiáng)化脫氧、從而抑制Mg氧化物的粗大化，將Ca及Mg同時添加。即，Ca比Mg優(yōu)先形成氧化物，因此，抑制了 Mg氧化物的粗大化，促進(jìn)含Mg的微細(xì)氧化物的生成。含Mg的微細(xì)氧化物作為釘扎粒子及晶內(nèi)相變核起作用，并且也成為TiN的生成核。本發(fā)明中，為了增強(qiáng)原奧氏體晶內(nèi)的鐵素體的核生成、謀求原奧氏體晶內(nèi)組織的微細(xì)化、抑制粗大奧氏體的生 成，將Mg及Ca合計添加0.0006%以上。也可以將Mg及Ca的合計量的下限規(guī)定為0.0010%或0.0015%。另一方面，Mg及Ca的合計量過剩時，氧化物凝集，變得粗大化，對鋼材(母材)及熱影響部的韌性產(chǎn)生不良影響，因此將合計量的上限規(guī)定為0.0040%。Mg及Ca的合計量的優(yōu)選的上限為0.0030%，更優(yōu)選為0.0025%?；谝韵吕碛?，本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材可以進(jìn)一步在一定限度內(nèi)含有Al、Nb、和/或V。Al具有通過脫氧及顯微組織的微細(xì)化使鋼材(母材)的韌性提高的效果，因此，根據(jù)需要，可以添加0.001%以上。優(yōu)選添加0.003%以上或0.005%以上的Al。但是，Al氧化物的鐵素體相變核生成能力小，對于晶內(nèi)相變幾乎沒有貢獻(xiàn)，因此，Al量的上限設(shè)為0.015%以下。Al氧化物變得粗大時，成為斷裂的起點，因此，優(yōu)選的上限為0.012%，更優(yōu)選為0.010%。Al量的下限不需要特別限定，Al量也可以為0%。Nb使鋼材(母材)的淬火性提高，是對于提高強(qiáng)度有效的元素，根據(jù)需要，可以添加0.001%以上。優(yōu)選添加0.003%以上。但是，過量添加Nb時，焊接金屬(麗)及熱影響部(HAZ)的韌性降低，因此，將Nb量的上限規(guī)定為0.020%。優(yōu)選的Nb量的上限為0.012%,更優(yōu)選為0.010%。Nb量的下限不需要特別限定，Nb量也可以為0%。V是通過少量添加具有提高淬火性及回火軟化阻力的效果的元素，不是必須添加，但是，根據(jù)需要，可以添加0.005%以上。優(yōu)選添加0.010%以上的V。但是，過量添加V時，焊接金屬(WM)及熱影響部(HAZ)的韌性降低，因此將V量的上限規(guī)定為0.030%。優(yōu)選的V量的上限為0.025%。要求更穩(wěn)定的淬火性時，可以將V量限制為低于0.020%、或者0.018%以下。V量的下限不需要特別限定，V量也可以為0%。本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材根據(jù)需要可以進(jìn)一步含有Cr、Mo、Cu、Ni及B中的I種或2種以上。這些元素不是必須添加，但是，添加時，對于韌性及強(qiáng)度的提高是有效的。為了得到該效果，將Cr、Mo、Cu、和/或Ni分別添加0.05%以上。B是通過少量添加使淬火性大幅提高的元素。在難以確保冷卻速度的情況等下，根據(jù)需要可以以0.0030%為上限來添加B。為了得到淬火性提高效果，添加0.0002%以上的B0但是，Cr、Mo、Cu及Ni為高價，因此，從經(jīng)濟(jì)性的觀點出發(fā)，設(shè)定Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.25%以下、N1:0.50%以下的添加量。特別是在提高了 Mn量的本發(fā)明的鋼材中，將這些元素過量添加時，淬火性過度提高，有時損害韌性的平衡。因此，優(yōu)選將Cr、Mo、Cu、和/或Ni的合計量設(shè)為0.70%以下。更優(yōu)選將該合計量設(shè)為0.50%以下。根據(jù)需要，將該合計量限制為0.40%、0.30%或0.20%。為了避免由B添加引起的鋼材的裂紋等，可以將B量的上限限制為0.0020 %、0.0017%或0.0014%。不需要特別限定Cr、Mo、Cu、Ni及B的下限，各自的添加量可以為0%。在本發(fā)明的實施方·式涉及的鋼材中，基于上述成分組成，將下述(式I)定義的電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEB規(guī)定為0.49% 0.60%。CeEB = C + 9/40Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V為各個元素在鋼材中的含量(質(zhì)量％)。另外,在這些成分中的任一種不添加到鋼材中的情況下，在其元素的含量中代入O而使用(式I')式即可。例如，在Cu、N1、Cr、Mo及V均不含有的鋼材的情況下，CeEB使用下述(式Γ )來代替上述(式I)。CeEB = C + 9/40Mn (式 I')但是，在Cu、N1、Cr、Mo及V作為不可避免的雜質(zhì)而含有的情況下，優(yōu)選通過(式I)計算CeEB。電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEB是考慮到電子束焊接特有的焊接金屬中的Mn量的減少而表示淬火性的指標(biāo)。CeEB低于0.49%時，焊接金屬的淬火性不足，生成上貝氏體，焊接接頭的斷裂韌性變得不充分。因此，CeEB的下限設(shè)為0.49%，上限設(shè)為0.60%。使CeEB為0.50%以上、優(yōu)選為0.51 %以上時，斷裂韌性進(jìn)一步提高。但是，CeEB超過0.60%時，熱影響部(HAZ)的斷裂韌性變得不充分。因此，CeEB的上限優(yōu)選為0.59%，更優(yōu)選為0.58%。本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材的沿板厚方向的斷面的板厚中心部中，當(dāng)量圓直徑為1.0ym以上的氧化物粒子(粗大的氧化物粒子)的數(shù)量為20個/mm2以下。此外，在同樣的板厚中心部中，含有7%以上的Mg的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物(微小的含Mg的氧化物粒子)的數(shù)量為I X IO3 I X IO5個/mm2。上述粗大的氧化物粒子的數(shù)量超過20個/mm2時，該夾雜物粒子成為斷裂的起點，熱影響部及焊接金屬的斷裂韌性變得不充分。上述微小的含Mg的氧化物粒子的數(shù)量低于I X IO3時，由微小的含Mg的氧化物粒子帶來的釘扎作用變得不充分，對熱影響部及焊接金屬的韌性產(chǎn)生不良影響。上述微小的含Mg的氧化物粒子的數(shù)量超過I X IO5時，過量的微小的含Mg的氧化物粒子成為斷裂的起點的傾向增高，熱影響部及焊接金屬的斷裂韌性變得不充分。另外，粗大的氧化物粒子數(shù)的測定方法例如使用鋼材的板厚方向的中央部的斷面試樣通過 FE — SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope,場發(fā)身寸掃描電子顯微鏡)進(jìn)行測定。此外，含Mg的氧化物粒子數(shù)的測定方法例如使用鋼材的板厚方向的中央部的斷面試樣通過 FE — TEM(Field Emission Transmission Electron Microscope,場發(fā)身寸透身寸電子顯微鏡)進(jìn)行測定。進(jìn)而，制作萃取復(fù)型膜并用TEM進(jìn)行觀察，對于通過EDX法(EnergyDispersive X-ray Spectrometry,能量色散X射線光譜)測定的Mg的重量比為7%以上的粒子，判定為含有7%以上的Mg的氧化物粒子。C量相對于電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEB的比(C/CeEB)是表示焊接金屬的淬火性與熱影響部及鋼材(母材)的淬火性的平衡的指標(biāo)。優(yōu)選C/CeEB采用0.04 0.18的值。在電子束焊接中，Mn蒸發(fā)，焊接金屬的Mn量比鋼材(母材)的Mn量少，因此，優(yōu)選增加鋼材(母材)的C量，確保淬火性，但是，C量過剩時，HAZ中生成高碳馬氏體。C/CeEB低于0.04時，焊接金屬的淬火性不足，斷裂韌性降低，因此將下限設(shè)為
0.04。優(yōu)選的下限為0.05。另一方面，C/CeEB超過0.18時，有時熱影響部的斷裂韌性降低，因此上限設(shè)為0.18。優(yōu)選的上限為0.15，更優(yōu)選的上限為0.10。在使用本發(fā)明的實施方式涉及的鋼材通過電子束焊接形成的焊接接頭中，焊接金屬的CTOD值δ Μ、熱影響部的CTOD值δ ΗΑΖ、及鋼材(母材)的CTOD值δ ΒΜ優(yōu)選同時滿足下述(式2)和(式3)。0.3 彡 δ麗/δ ΒΜ彡 1.1 (式 2)0.3 ^ δ mz/ δ BM ^ 1.1 (式 3)其中，δ Μ、δ ΗΑΖ及δ ΒΜ為在0°C下進(jìn)行6次三點彎曲CTOD試驗時的CTOD值的最低值。另外，δΒΜ、δ ωζ及δΜ中，δ ΒΜ成為最大，但是，考慮到測定數(shù)據(jù)的偏差，將δΜ/δΒΜ及5 haz/ δ Bi的上限設(shè)為1.1。此外，CTOD值成為1.0mm以上時，視為延性斷裂，以CTOD值為1.0mm進(jìn)行上述計算。δ麗/ δ ΒΜ及δ ΗΑΖ/ δ ΒΜ低于0.3時，δ麗、δ ωζ及δ ΒΜ的平衡極端變差，焊接部的斷裂韌性大幅降低。因此，5麗/5腿及31^/6胃的下限設(shè)為0.3。優(yōu)選的下限為0.4，更優(yōu)選為 0.5。 如本發(fā)明這樣，對利用微細(xì)的含Mg的氧化物的鋼進(jìn)行電子束焊接時，難以將ΗΑΖ、WM的斷裂韌性提高到與鋼材(母材)同等為止的水平。因此，特別是在需要提高鋼材(母材)的斷裂韌性時，S Μ/ δ ΒΜ及δ ΗΑΖ/ δ ΒΜ的優(yōu)選的上限為0.6，更優(yōu)選為0.55。S卩，根據(jù)本發(fā)明的鋼材，電子束焊接后的焊接接頭中的焊接金屬及熱影響部的斷裂韌性與鋼材(母材)的斷裂韌性相比的劣化被顯著抑制。因此，能得到各部分的斷裂韌性適度地平衡的焊接接頭。電子束焊接可以在能通過簡易的設(shè)備實現(xiàn)的低真空度、例如IOPa以下的減壓下進(jìn)行。真空度的下限取決于設(shè)備的能力，但是優(yōu)選為10 —2Pa。焊接條件在加速電壓130 180V、束電流100 130mA、焊接速度100 250mm/分的范圍內(nèi)根據(jù)裝置的性能和鋼材的板厚來確定。例如，板厚為80mm的情況下，推薦加速電壓175V、束電流120mA、及焊接速度125mm/分左右。接著，對本發(fā)明的鋼材的制造方法進(jìn)行說明。在本發(fā)明的方法中，在對作為原材料的板坯(鋼坯)等鋼材進(jìn)行鑄造的鑄造工序中，例如通過以9°C /min以上的速度進(jìn)行冷卻，能將上述粗大的氧化物粒子的數(shù)量限制為20個/mm2以下。同時，能確保上述微小的含Mg的粒子為IXlO3以上。鋼材(鋼坯)的制造方法在工業(yè)上優(yōu)選連續(xù)鑄造法。根據(jù)連續(xù)鑄造法，能夠提高鑄造后的冷卻速度，將生成的氧化物(含Mg的氧化物)和Ti氮化物微細(xì)化，因此，從提高韌性的方面出發(fā)，優(yōu)選連續(xù)鑄造法。在連續(xù)鑄造中，作為將鑄坯的冷卻速度提高到9°C /min以上的具體的手段，可舉出連續(xù)鑄造機(jī)內(nèi)的冷卻帶的高壓化及高水量化、鑄型厚度的降低、由鑄坯未凝固層的壓下引起的板坯厚度減少等。在使用這些手段時，鑄坯的冷卻速度的上限一般為30°C /min左右。在本發(fā)明的方法中，首先，將經(jīng)鑄造的上述成分組成的鋼材(鋼坯)加熱到950 1150°C。加熱溫度低于950°C時，熱軋時的變形阻力增大，生產(chǎn)率降低。另一方面，超過1150°C進(jìn)行加熱時，鋼材(鋼坯)的Ti氮化物粗大化，有時鋼材(母材)和熱影響部的韌性降低。將鋼材(鋼坯)加熱到950 1150°C后，為了得到需要的鋼材的強(qiáng)度和韌性，實施加工熱處理(TMCP:Thermo-Mechanical Controlled Processing)。加工熱處理對于提高鋼材的強(qiáng)度及韌性是有效的，例如有下述方法:(I)控制軋制(CR Controlled Rolling)、(2)控制軋制一加速冷卻(ACC Accelerated Cooling)、(3)軋制后直接淬火一回火處理(DQT:Direct Quenching and Tempering)等。在本發(fā)明中,在提高斷裂韌性的方面,優(yōu)選(2)控制軋制一加速冷卻及(3)軋制后直接淬火一回火處理。在未再結(jié)晶溫度區(qū)域(約900°C以下)下進(jìn)行的控制軋制將鋼材的組織微細(xì)化，對于強(qiáng)度及韌性的提高是有效的。在本發(fā)明中，為了防止加工鐵素體的生成，優(yōu)選將控制軋制在Ar3相變點以上的溫度下結(jié)束。特別是進(jìn)行控制軋制的情況下，如果接著進(jìn)行加速冷卻，則生成貝氏體和馬氏體等硬質(zhì)相，強(qiáng)度提高。為了確保強(qiáng)度及韌性，加速冷卻的停止溫度優(yōu)選為400 600°C。軋制后的直接淬火為在比控制軋制的溫度區(qū)域高溫的溫度區(qū)域中進(jìn)行熱軋后通過水冷等進(jìn)行淬火的方法。根據(jù)該方法，通 常，強(qiáng)度過度上升，因此進(jìn)行回火來確保韌性?；鼗饻囟葍?yōu)選為400 650 0C ο實施例接著，對本發(fā)明的實施例進(jìn)行說明，但實施例中的條件是為確認(rèn)本發(fā)明的可實施性及效果而采用的一個條件例，本發(fā)明并不限定于該一個條件例。本發(fā)明可在不脫離本發(fā)明的要旨、實現(xiàn)本發(fā)明目的的范圍內(nèi)采用各種條件。采用表I及表2所示的成分組成的鋼材，根據(jù)表3及表4所示的條件，制造了鋼材。從鋼材采集試驗片，進(jìn)行拉伸試驗及CTOD試驗，測定鋼材(母材)的抗拉強(qiáng)度及斷裂韌性值。關(guān)于鋼材(母材)的強(qiáng)度，從板厚1/2部以軋制方向為長度方向采集試驗片，基于JIS Z2241進(jìn)行測定。另外，將屈服應(yīng)力為355 420MPa的鋼材評價為良好。對鋼材實施電子束焊接，制作I坡口的對焊接頭。電子束焊接采用RPEBW法，在Imbar左右的真空下,在電壓175V、電流120mA、焊接速度125mm/分鐘左右的條件下進(jìn)行。焊縫寬度為3.0 5.5mm。并且，(a)在板厚低于60mm時，從焊接接頭采集各6個t (板厚)X2t的尺寸的試驗片，(b)在板厚為60mm以上時,從焊接接頭米集各6個t (板厚)X t的尺寸的試驗片。在試驗片上，作為缺口，將50%疲勞裂紋導(dǎo)入焊接金屬(WM)的中央、熔合部(FL)及鋼材(母材、BM)的各位置。圖6中示出導(dǎo)入了缺口的試驗片。另外，在電子束焊接中，由于熱影響部的寬度窄，因此采用在熔合部導(dǎo)入了缺口的試驗片，測定了熱影響部的CTOD值δΗΑΖ。在試驗溫度(TC下實施CTOD試驗，求出斷裂韌性值Sc。此外，CTOD值為1.0以上的情況下，視為延性斷裂，以CTOD值為1.0進(jìn)行了上述計算。在各缺口位置，將6個最低值分別作為斷裂韌性值5m、δωζ、δΒΜ。表3及表4中示出了基于焊接接頭的焊接金屬(WM)的CTOD值δ麗、熱影響部(HAZ)的CTOD值δ ωζ、及鋼材(母材、BM)的CTOD值δ ΒΜ的δ
Sm、及 δΗΑΖ/δΒΜ 的值。鋼材的夾雜物粒子的個數(shù)通過以下方法測定。從各鋼材制作板厚方向的中央部的斷面試樣，對于當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上的夾雜物(粗大的氧化物粒子)，使用FE —SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope)進(jìn)行觀察，測定了其粒子尺寸和個數(shù)。對于當(dāng)量圓直徑為0.05μπι以上且低于0.5μπι的夾雜物(微小的含Mg的氧化物)，同樣從板厚方向的中央采集試樣，從通過SPEED法(選擇性恒電位電解浸蝕法，Selective Potentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution)進(jìn)行電解研磨而得到的試樣，制作萃取復(fù)型膜，通過10000 1000000倍的FE — TEM (Field EmissionTransmission Electron Microscope)進(jìn)行觀察。將通過EDX法(Energy Dispersive X-raySpectrometry)由特性X射線求出的Mg的重量比為7%以上的夾雜物判定為含Mg的氧化物。從這些結(jié)果，測定了含Mg的氧化物的尺寸和個數(shù)。在各試樣的板厚中心部，進(jìn)行20個視野以上的觀察，計算每單位面積的夾雜物粒子(上述微小的含Mg的氧化物及上述粗大的氧化物)的個數(shù)的平均值。
權(quán)利要求
1.一種電子束焊接接頭，其是將鋼材用電子束焊接而成的電子束焊接接頭，其特征在于，所述鋼材的組成以質(zhì)量％計含有 C:0.02% 0.10%, S1:0.03% 0.30%, Mn:1.5% 2.5%, T1:0.005% 0.015%,N:0.0020%— 0.0060%,O:0.0010%— 0.0035%,Mg:0.0003%— 0.0027%,Ca:0.0003%— 0.0027%, Nb:0% 0.020%, V:0% 0.030%, Cr:0% 0.50%, Mo:0% 0.50%, Cu:0% 0.25%, N1:0% 0.50%、及 B:0% 0.0030%, 將Al限制為0.015%以下， 將P限制為0.015%以下， 將S限制為0.010%以下， 余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0.0006 % ^ Mg +Ca ( 0.0040%, 將所述鋼材的組成代入下述式I而求出的指標(biāo)值CeEB為0.49% 0.60%， 在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上的氧化物的數(shù)量為20個/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物的數(shù)量為I X IO3 I X IO5個/mm2， CeEB = C + 9/40Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I) 這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別表示規(guī)定的鋼材的組成中的各元素的質(zhì)量％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的電子束焊接接頭，其特征在于，以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量相對于所述鋼材的所述指標(biāo)值CeEB的比即C/CeEB為0.04 0.18。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的電子束焊接接頭，其特征在于，所述鋼材的厚度為45 150mmo
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的電子束焊接接頭，其特征在于， 將焊接金屬的CTOD值定義為δΜ、將焊接熱影響部的CTOD值定義為δωζ及將所述鋼材的CTOD值定義為δΜ時， s麗、s HAZ及δ ΒΜ滿足 下述式2及式3，0.3彡δ./δΒΜ彡1.1 (式2) 0.3彡δ mz/δ BM ^ 1.1 (式 3)。
5.一種電子束焊接用鋼材，其是用于電子束焊接的鋼材，其特征在于，所述鋼材的組成以質(zhì)量％計含有C:0.02% 0.10%,S1:0.03% 0.30%,Mn:1.5% 2.5%,T1:0.005% 0.015%,N:0.0020%— 0.0060%,O:0.0010%— 0.0035%,Mg:0.0003%— 0.0027%,Ca:0.0003%— 0.0027%, Nb:0% 0.020%, V:0% 0.030% , Cr:0% 0.50%, Mo:0% 0.50%, Cu:0% 0.25%, N1:0% 0.50%、及 B:0% 0.0030%, 將Al限制為0.015%以下， 將P限制為0.015%以下， 將S限制為0.010%以下， 余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0.0006 % ^ Mg +Ca ( 0.0040%, 將所述鋼材的組成代入下述式I而求出的指標(biāo)值CeEB為0.49% 0.60%， 在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上的氧化物的數(shù)量為20個/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物的數(shù)量為I X IO3 I X IO5個/mm2，CeEB = C + 9/40Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I) 這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別表示規(guī)定的鋼材的組成中的各元素的質(zhì)量％。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的電子束焊接用鋼材，其特征在于， 以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量相對于所述鋼材的所述指標(biāo)值CeEB的比即C/CeEB為0.04 0.18。
7.根據(jù)權(quán)利要求5或6所述的電子束焊接用鋼材，其特征在于， 所述鋼材的厚度為45 150mm。
8.一種電子束焊接用鋼材的制造方法，其特征在于，其是權(quán)利要求5或6所述的電子束焊接用鋼材的制造方法，其具有下述工序: 在鑄造所述鋼材時將所述鋼材以在1300 1100°C的溫度區(qū)域中的冷卻速度成為9°C /min以上的方式進(jìn)行冷卻的工序、和在所述鑄造工 序后將所述鋼材加熱到950 1150°C、然后實施加工熱處理的工序。
全文摘要
該電子束焊接接頭以質(zhì)量％計至少含有C0.02％～0.10％、Si0.03％～0.30％、Mn1.5％～2.5％、Ti0.005％～0.015％、N0.0020％～0.0060％、O0.0010％～0.0035％、Mg0.0003％～0.0027％、Ca0.0003％～0.0027％、Al0.015％以下、P0.015％以下、S0.010％以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0.0006％≤Mg＋Ca≤0.0040％，電子束焊接淬火性指標(biāo)值CeEB為0.49％～0.60％，在板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為1.0μm以上的氧化物的數(shù)量為20個/mm2以下，含有7％以上的Mg的當(dāng)量圓直徑為0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的數(shù)量為1×103～1×105個/mm2。
文檔編號C22C38/00GK103221564SQ201180055758
公開日2013年7月24日 申請日期2011年10月27日 優(yōu)先權(quán)日2010年11月22日
發(fā)明者植森龍治, 本間龍一, 石川忠, 兒島明彥, 星野學(xué) 申請人:新日鐵住金株式會社