耐脆性斷裂發生特性優異的電子束焊接接頭的製作方法

2023-05-01 02:18:26

專利名稱：：耐脆性斷裂發生特性優異的電子束焊接接頭的製作方法
技術領域：
：本發明涉及焊接結構體，特別是涉及將板厚大於50mm的鋼板對焊而
背景技術：
：要從石油等的化石能源脫離來利用可再生的自然能源的社會需求極為提高，大規模的風力發電也正世界性地普及著。最適合於風力發電的地域是可不斷期待強風的地域，海洋上風力發電也以世界的規模實現了。為了在海洋上建設風力發電塔，必須在海底的地基上打入塔的^出部分，為了從海水面充分確保風力發電的風輪葉片的高度，基礎部分也需要有充分的長度。因此，風力發電塔的基礎部分，為板厚100mm左右、直徑4m左右的具有大截面的管結構，塔的總體高度竟達80m以上。要求在建設現場附近的海岸簡易、而且高效率地焊接組裝這樣的巨大結構物。於是，產生了要將如上述那樣板厚竟達100mm的極厚鋼板以高效率、而且在現場進行焊接這一以往所沒有的要求。一般地，電子束焊接方法是可利用高密度高能量束高效率地焊接的焊接方法，但需要在真空室內維持高真空狀態而焊接，因此，以往，可焊接的鋼板的大小受到限制。對此，近年來，作為可高效率地現場焊接板厚100mm左右的極厚鋼板的焊接方法，可在低真空下施工的電子束焊接方法(RPEBW:ReducedPressuredElectronBeamWelding:減壓電子束焊接)由英國的焊接研究所開發並提出方案(WO99/16101參照)。在通過使用該RPEBW法來焊接如風力發電塔之類的大型結構物的場合，也期待可只使進行焊接的部分局部性地處於真空來高效率地焊接。可是，另一方面，該RPEBW法，與在真空室內進行焊接的方法相比，是在真空度降低的狀態下進行焊接，因此難以確保由電子束熔融、然後凝固的熔融金屬部分(以下也稱為焊縫金屬區)的韌性，出現上述這一新的課題。由日本特開平3-248783號公報等已知，對於這樣的課題，以往，通過將板狀Ni等的金屬嵌件(插入金屬；insertmetal)貼附於焊接面來進行電子束焊接，由此使焊縫金屬的Ni含量為0.14.5。/。，來改善焊縫金屬的夏比沖擊值等的韌性。可是，在使用RPEBW法焊接時，由於在該方法中，金屬嵌件中的Ni等元素沒有均勻地擴散到焊接熱影響區，而使焊縫金屬與焊接熱影響區(以下也稱為HAZ區)的硬度之差增大，因此反倒使HAZ區的韌性偏差較大，這一問題已很明確。一般地，作為定量地評價焊接結構物的安全性的指標，已知有通過CTOD試驗求得的、基於斷裂力學的斷裂韌性值6c值。以往的採用RPEBW法焊接而得到的焊接接頭，上述焊接熱影響區的韌性偏差較大，因此難以充分確保斷裂韌性值Sc值。另一方面，在日本特開2005-144552號公報中提出為了確保氣體保護焊等的大線能量焊接接頭的斷裂韌性值Kc，進行控制使得焊縫金屬與母材的硬度比為110%以下，從而改善焊縫金屬區與母材部分的邊界(以下也稱為FL部)的斷裂韌性Kc的方法。然而，為了確保電子束焊接接頭的斷裂韌性值3c，必須滿足FL部和焊縫金屬區這兩者的斷裂韌性值Sc,當與大線能量焊接接頭同樣地使焊縫金屬區的硬度降低至母材的硬度的110%以下時，產生不能確保電子束焊接接頭中的焊縫金屬區的斷裂韌性值的問題。另外，電子束焊接法，是利用電子束具有的能量，將焊接區的母材先熔融再凝固而焊接的方法，難以如氣體保護焊等的大線能量電弧焊接法那樣利用焊絲等容易地控制焊縫金屬區的硬度和斷裂韌性值Sc等的特性。
發明內容鑑於以上的現有技術，本發明的目的是提供使電子束焊接接頭中的焊縫金屬區和局部的應力特別地增大的焊縫金屬區與焊接熱影響區的邊界(FL部)這兩者的斷裂韌性值Sc提高，穩定地提高焊接接頭的斷裂韌性的方案。本發明者為了達到上述目的，對母材和焊接接頭的機械性質進行了調研。其結果發現，通過為了提高焊縫金屬區的韌性而使用的金屬嵌件的存在，焊縫金屬區的強度、硬度上升，比母材的強度、硬度顯著地高，由此在與和焊縫金屬區相接的焊接熱影響區(HAZ區)的邊界附近，局部的應力增大，因此，FL部的斷裂韌性值Sc降低。另夕卜，基於該見解，在屈服強度為355MPa級以上、板厚大於50mm(優選大約為大於50mm且在100mm以下)的高強度厚鋼板的電子束焊接中，作為實現能夠防止由高匹配(overmatching)引起的接頭韌性的降低，可穩定地確保優異的韌性的焊接接頭的新的接頭設計技術，構成了本發明。所述的本發明的要旨如下。(1)一種耐脆性斷裂發生特性優異的電子束焊接接頭，是焊接結構體的對焊接頭，其特徵在於，焊縫金屬區的硬度大於母材部分的硬度的110%且為母材部分的硬度的220%以下，並且，焊縫金屬區的寬度為母材部分的板厚的20%以下。(2)根據上述(1)所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，作為母材，使用以質量％計，含有C:0.02~0.2%、Mn:0.8~3.5%、S:0.0005~0.0025%、Al:不到0.02%、Ti:0.01~0.05%,由下述(a)式表示的Pcm的值為0.12%以上0.5%以下的鋼材，在焊接接頭的焊縫金屬中含有的氧(O)的量為20ppm以上、粒徑為2.0nm以上的氧化物的量為10個/mm2以下。Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+薩0+O/20+Mo/15+V/10+5B.......(a)(3)才艮據上述(2)所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，粒徑為0.1nm以上且不到2.0nm的Ti氧化物的量為30~600個/mm2。U)根據上述(l)所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，在該焊接接頭的焊縫金屬中含有1~4質量％的Ni，並且含有的Ni比在母材中的含量多0.2質量％以上。(5)根據上述(4)所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，在焊縫金屬中含有10ppm以下的B。(6)根據上述(1)所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，作為上述母材，使用含有2.5質量。/o以上的Ni的鋼材，在上述焊接接頭的焊縫金屬中含有的Ni的含量，以質量％計，大於4%且為8%以下。(7)根據上述(1)~(6)的任一項所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，上述焊接結構體是對板厚大於50mm的高強度鋼板進行對焊而成的。根據本發明，在對屈服強度為355MPa級、板厚大於50mm的高強度鋼板進行電子束焊接時，能夠形成斷裂韌性值5c充分高的焊接接頭。而且，即使是不使用金屬嵌件的場合，也可根據母材的Ni含量切實地達到本發明的目的。圖1是表示焊縫金屬區和母材的硬度對焊縫金屬以及HAZ、FL部的值造成的影響的圖。圖2是表示焊縫金屬區與母材的硬度比、y粒徑給HAZ軟化寬度與HAZ、FL部的CTOD值的關係帶來的影響的圖。圖3是表示對於板厚70mm的試驗片，採用FEM(三維有限元法)解析焊縫金屬區(WM)與焊接熱影響區(HAZ)的邊界部(FL)、以及、在焊接熱影響區(HAZ)設置切口，在切口尖端的CTOD(CrackTipOpeningDisplacement:裂紋尖端張開位移)為0.05mm時的從切口尖端向裂紋擴展方向離開的各位置的裂紋開口應力分布而得到的結果的一例的圖。圖4是表示在對接部插入Ni箔或者不插入Ni箔而釆用RPEBW法焊接時的CTOD試驗結果的圖。圖5是表示與圖1同樣的情況的焊接接頭部的硬度變化的圖。圖6是表示焊縫金屬的斷裂韌性值與粒徑2.0nm以上的氧化物個數的關係的圖。圖7是表示焊縫金屬的Ni含量、焊縫金屬與母材鋼板的Ni含量之差與斷裂韌性值Sc之間的關係的圖。圖8是表示焊縫金屬中的Ni含量對焊縫金屬區、FL，HAZ區的斷裂韋刃性值5c的影響的圖。具體實施例方式一般的電子束焊接接頭，對於將母材部分的一部分熔融、再凝固而形成的焊縫金屬區而言，確保所需要的斷裂韌性3c較困難。因此，以往，在電子束焊接時，已知有在焊接坡口部插入鎳箔等的金屬嵌件(插入金屬；insertmetal)，使焊縫金屬區的淬透性提高，利用該協同效應，來確保斷裂韌性值8c的方法。可是，本發明者們發現，當採用該方法時，電子束焊接接頭中的焊接熱影響區、特別是焊縫金屬區與焊接熱影響區的邊界(FL部)的斷裂韌性值3c大幅度地降低，不能充分確保電子束焊接接頭的斷裂韌性值3c。於是，本發明者們試製屈服強度為460MPa級的鋼板，將Ni含量為40/。的金屬嵌件插入焊接坡口中，實施電子束焊接，測定由CTOD試驗得到的焊接接頭的斷裂韌性值Sc並進行評價。上述焊接接頭的CTOD試驗的結果判明，雖然焊縫金屬區的斷裂韌性值Sc顯示出0.2mm以上的充分高的值，但焊縫金屬區與HAZ區的邊界部(FL部)的斷裂韌性值Sc顯示出0.02mm以下的極低的值。接著，詳細地調查上述焊接接頭的CTOD試驗中的斷裂發生點的結果發現(i)斷裂的發生位置為焊縫金屬區(WM)與焊接熱影響區(HAZ)的邊界(焊接熔合線[FL])部，並且，採用三維有限元法解析在上述焊接接頭的CTOD試驗中成為斷裂的驅動力(drivingforce)的局部應力的分布形態的結果，(ii)FL部的局部應力顯著地受到鄰接的焊縫金屬區(WM)的硬度的影響。圖3表示對於板厚70mm的試驗片，採用FEM(三維有限元法)解析焊縫金屬區(WM)與焊接熱影響區(HAZ)的邊界部(FL)、以及、在焊接熱影響區(HAZ)設置切口，在切口尖端的CTOD(CrackTipOpeningDisplacement:裂紋尖端張開位移)為0.05mm時的從切口尖端向裂紋擴展方向離開的各位置的裂紋開口應力分布而得到的結果的一例。由該圖判明，(iii)當板厚大約為大於50mm且在70mm以下時，在板厚方向的拘束度(拘束力)顯著地增大，若焊縫金屬區(WM)的強度比母材(BM)、焊接熱影響區(HAZ)的強度高(WM-H的場合)，則局部應力在焊縫金屬區(WM)與焊接熱影響區(HAZ)的邊界部(FL)顯著地增大(參照圖中的口[WM-H]以及B[WM-L])。另一方面，即使是焊縫金屬區(WM)的強度比母材(BM)、焊接熱影響區(HAZ)的強度高的場合(WM-H的場合)，在焊接熱影響區(HAZ)中，局部的應力也不增大，與焊縫金屬區(WM)的強度較低的場合(WM-L的場合)大體相同。由此可以認為，Sc值降低的原因是由於，在焊縫金屬區(WM)的強度比母材(BM)、焊接熱影響區(HAZ)的強度高的場合(WM-H的場合)，在焊縫金屬區(WM)與焊接熱影響區(HAZ)的邊界部(FL),局部的應力增大的緣故。即，經上述解析的結果，本發明者發現，(iv)為了抑制在焊縫金屬區(WM)與焊接熱影響區(HAZ)的邊界部(FL)的局部應力的顯著增大，提高3c值，必須儘可能地降低焊縫金屬區(WM)的強度。然而發現，當使焊縫金屬區的硬度降低時，不能確保焊縫金屬區(WM)的淬透性，因此生成粗大的鐵素體，其結果，CTOD值降低。在此，以上述解析結果為基礎，使焊縫金屬區的硬度[Hv(WM)]作各種變化，測定FL部的CTOD值8c，將3c值相對於"焊縫金屬區的硬度[Hv(WM)]/母材的硬度[Hv(BM)]"進行繪圖的結果發現，如圖l中i"參J所示，如果將焊縫金屬區的硬度[Hv(WM)]抑制為母材的硬度[Hv(BM)]的220。/。以下，則能夠防止由局部的應力的增大引起的斷裂韌性值Sc的降低。雖然Sc值越高越好，但在挪威海事協會(DNV)等的標準中，在設計溫度下要求0.10.2mm左右的值，據此，在本發明中作為目標的8c值規定為0.15mm以上。再者，在由以往方法得到的電子束焊接接頭中，難以將在-20。C下的斷裂韌性值Sc穩定地確保為0.15mm以上。這樣一來，雖然通過使焊縫金屬區的硬度[Hv(WM)]比母材的硬度[Hv(BM)]低，FL部的3c提高，但是若使焊縫金屬區的硬度[Hv(WM)]過度地降低，則焊縫金屬區的Sc值降低，其結果，不能確保電子束焊接接頭的斷裂韌性值3c。本發明者們研討的結果發現，如圖l中由O符號所示，如果將焊縫金屬區的硬度[Hv(WM)]確保為母材的硬度[Hv(BM)]的110%以上，則對於焊縫金屬區而言，可確保所需要的CTOD值。圖2示出焊縫金屬區與母材的硬度比、Y粒徑給HAZ軟化寬度與FL部的CTOD值的關係帶來的影響。顯示出HAZ寬度越大，FL部的CTOD值越提高的傾向。這是因為，由於HAZ軟化而可緩和強度匹配的影響的緣故，HAZ寬度優選為3mm以上。另外，本發明者發現，與焊縫金屬區鄰接的焊接熔融線(FL)中的局部應力的發生或分布被焊縫金屬區的硬度支配，但在與FL鄰接的HAZ區中"軟化的區域"大的場合，存在可緩和FL的局部應力的傾向。根據圖2所示的實驗結果，HAZ軟化寬度越大，越可看到上述緩和現象，在該軟化寬度存在3mm以上的場合，該緩和現象變得特別顯著，因此HAZ軟化寬度優選為3mm以上。HAZ區的硬度越低於母材的硬度，在原理上FL部的局部應力越降低，但根據本發明者的實驗結果，可明確看到FL部的局部應力降低效果的是HAZ區的硬度比母材的硬度低5%以上的情況。因此，優選軟化至未受到熱影響的母材部分的硬度的95%以下的硬度的焊接熱影響區的區域寬度為3mm以上。另外，當焊接熱影響區的區域的寬度為10mm以上時，從確保接頭強度、疲勞強度的觀點出發，擔心在軟化部分中集中應變，因此優選為10mm以下。在焊接接頭中，為了確保規定的CTOD值3c，在作為焊接接頭的最脆弱部的焊接熔融線(FL)處使局部應力不增大很重要，這在前面已述，但同時，使在FL附近的微觀的耐脆性斷裂發生特性提高也很重要。調查、研討在FL附近脆性斷裂發生的機理的結果查明，在原始奧氏體周邊生成的先共析鐵素體、在原始奧氏體內部以條狀生成的上貝氏體、鐵素體側板條等成為斷裂的起點。已發現，該上貝氏體、鐵素體劈開斷裂時的斷面單元依賴於奧氏體相的粒徑，因此通過將原始奧氏體粒徑抑制得小，而使上貝氏體、鐵素體的尺寸小，可改善耐脆性斷裂發生特性。另外，本發明者研討的結果，當"焊縫金屬區的硬度[Hv(WM)]/母材的硬度[Hv(BM)]"接近於本發明規定的220%時，可忽視由焊縫金屬和HAZ區的強度匹配以及組織的影響引起的斷裂韌性值Sc的降低。因此，為了在這樣的條件下也穩定地確保接頭的斷裂韌性值Sc,優選使與焊接熔融線(FL)鄰接的焊接熱影響(HAZ)區的原始奧氏體粒徑為100nm以下，來抑制原始奧氏體粒徑的粗大化(參照圖2)。另外，在電子束焊接時，電子束的照射區域變大時，給予鋼板的線能量過大，FL部的組織會粗大化，在穩定地確保FL部的斷裂韌性值8c上是不優選的。另外，採用RPEBW焊接製作電子束焊接接頭的場合，與在真空室內在高真空狀態下通過電子焊接(EBW焊接)而製作的焊接接頭相比，存在焊縫金屬的寬度增大的傾向。因此，在本發明中，為了在採用RPEBW焊接的場合也穩定地確保電子束焊接接頭的斷裂韌性值8c，使焊縫金屬區的寬度為母材部分的板厚的20%以下。本發明中使用的焊接結構體的高強度鋼板，可以是由公知的成分組成的焊接用結構用鋼製造的。例如優選為以按質量o/。計含有C:0.02~0.20%、Si:0.01~1.0oA、Mn:0.3~2.0o/o、Al:0.001~0.20o/o、N:0.02%以下、P:0.01%以下、S:0.01%以下，其餘量由Fe以及不可避的雜質構成的鋼為基本，相應於母材強度、接頭韌性的提高等的所要求的性質，含有Ni、Cr、Mo、Cu、W、Co、V、Nb、Ti、Zr、Ta、Hf、REM、Y、Ca、Mg、Te、Se、B之中的一種或者兩種以上的鋼。鋼板的板厚沒有特別限定，但本課題明顯化的是板厚大於50mm的高強度鋼板。為了將焊縫金屬區的硬度與母材的硬度之比抑制在本發明的範圍內，必須儘量避免在焊縫金屬內生成粗大的鐵素體。因此，根據母材的淬透性、板厚來調整金屬嵌件的使用的有無、其化學成分。在使用金屬嵌件的情況下，可使用Ni合金、含Ni的Fe合金，但並不限定為特定的成分組成，可根據母材的成分組成等來選擇。電子束焊接，例如，在板厚為80mm時，在電壓175V、電流120mA、焊接速度125mm/分左右的條件下進行。通常，在10^mbar以下的高真空下下進行焊接，但在即使是釆用簡易的設備也能施工的低真空度、例如lmbar左右的真空下焊接而成的接頭，也在本發明的範圍內。接著，在不使用金屬嵌件的場合和使用它的場合下，對於用於在焊縫金屬區的硬度大於母材部分的硬度的110%且為母材部分的硬度的220%以下的條件下，更穩定地使斷裂韌性值5c為優異的值的條件進行了研討。(A)不使用金屬嵌件的場合在不使用金屬嵌件的場合，將母材的一部分熔融，並原樣地再凝固，形成焊縫金屬，因此當只規定焊縫金屬區與母材部分的硬度之比時，在焊縫金屬區中可確保的斷裂韌性值Sc產生極限。作為以往不使用金屬嵌件而使電子束焊接接頭的韌性提高的手段，例如，已知日本特開昭62-64486號公報、日本特開2003-201535號公報等中提出的l支術。該技術，是在焊接後的冷卻過程中，形成多數的微細的氧化物系非金屬夾雜物，將該夾雜物在從奧氏體向鐵素體相變時作為該相變的核使用，形成較多的含有顯示出良好的韌性的微細的針狀鐵素體的顯微組織，由此得到:性優異的焊縫金屬的技術。因此，從防止由母材和焊縫金屬區的硬度的高匹配引起的接頭韋刃性的降低的觀點出發，對於使上述專利文獻中記載的利用微細氧化物來改善焊縫金屬區的顯微組織的技術進一步發展，使不使用金屬嵌件的場合的焊縫金屬區和FL部這兩者的斷裂韌性值8c提高，可穩定地確保焊接接頭的斷裂韌性的焊接接頭的技術進行了研討。於是，在該過程中發現，當在焊縫金屬中以一定頻度以上存在特定的大小的夾雜物時，斷裂韌性值8c產生偏差。即，詳細地調查使用添加Ti使微細氧化物分散的鋼板形成的電子束焊接接頭的CTOD試驗中的斷裂發生點的結果發現，成為CTOD試驗中的斷裂的起點的是某種大小以上的氧化物，通過降低這樣的氧化物的存在頻度，可降低CTOD試驗中的斷裂韌性值Sc的偏差。以下，對於獲得上述見解的實驗進行說明。將含有C:0.04%、Mn:1.8%、S:0.003%、Al:0.006%、Ti:0.02%的厚度70mm的鋼板對接，首先，為了調查由金屬嵌件的有無引起的焊接接頭的差異，一種情況是(a)在對接部插入Ni箔，另一種情況是(b)不插入Ni箔，然後均採用RPEBW法進行了焊接。在焊接後的各自的焊接接頭部中，從鋼板厚度方向l/4和3/4這兩處位置製取試驗片，在焊縫金屬區(WM區)、焊縫金屬區與母材部分的邊界部(FL部)以及HAZ區設置切口，進行CTOD試驗，並調查了焊接接頭部的硬度變化。CTOD試驗結果示於圖4，焊接接頭部的硬度變化示於圖5。在對接部插入有Ni箔的(a)的情況下，焊縫金屬區的硬度高，在FL部的斷裂韌性值3c降低，與此相對，在沒有插入Ni箔的(b)的情況下，焊縫金屬區的硬度低，硬度的高匹配的程度被緩和，在FL部的斷裂韌性值為與焊縫金屬區相同程度的值，焊縫金屬區的斷裂韌性值3c值與不插入Ni箔的情況相比也為低一些的程度。接著，調查了(a)和(b)的情況下的焊縫金屬區的氧化物的分散狀況。在(b)的情況下，粒徑為0.1nm以上且不到2.0nm的Ti氧化物的量為400個/mm2,微細的Ti氧化物在焊縫金屬中均勻地分散，粒徑為2nm以上的氧化物的個數為2個/mm2，其數量少。另一方面，在(a)的情況下，氧化物分散狀態也與(b)的情況同樣，兩者之間看不到特別的差異。但是，在(a)的情況下，焊縫金屬區的硬度較高，為FL部的硬度的260。/。，因此可以認為FL部的局部應力增大，Sc變低。如以上那樣，在不插入Ni箔的情況下，可確認通過得到適當的氧化物分散狀態的焊縫金屬，可緩和焊縫金屬區與HAZ區之間的高匹配的程度，焊縫金屬區以及FL，HAZ區均得到較高的斷裂韌性值3c，因此進一步調查了不插入Ni箔的情況下的焊縫金屬區中的氧化物與焊縫金屬區以及FL部的斷裂韌性值3c的關係。將含有C:0.04%、Mn:1.8%、S:0.003%、Al:0.006%、Ti:0.02%，氧含量在10250ppm而不同的、厚度70mm的鋼板採用RPEBW法對彈後，同樣地從鋼板厚度方向l/4和3/4這兩處位置的焊縫金屬區製取試驗片，進行斷裂韌性值和氧化物個數的測定。再者，夾雜物的個數，是將掃描電子顯微鏡(SEM)等的圖像通過圖像處理，而求出氧化物每一個的面積，將與其面積等價的圓的直徑(圓相當直徑)作為該氧化物的粒徑，求出粒徑為2nm以上的氧化物的每單位面積個數。結果示於圖6，可知大小為2nm以上的氧化物的個數為10個/mn^以下，焊縫金屬的斷裂韌性值Sc的偏差大大降低，並且，可得到充分高的值。另外，進而通過同樣的實驗求出可得到斷裂韌性值良好的焊縫金屬的Ti氧化物的種類和M條件。其結果可知，當粒徑為0.1pm以上且不到2.0nm的Ti氧化物的量為30~600個/mi^時，可得到斷裂韌性值6c良好的焊縫金屬區。接著，對於得到這樣的氧化物的分散狀況的母材的化學組成進一步進行研討。其結果可知，作為構成焊接結構體的母材，使用以質量％計，至少含有C:0.02~0.2%、Mn:0.8~3.5%、S:0.0005~0.0025%、Al:不到0.02%、Ti:0.01~0.05%,Pcm的值為0.12。/o以上0.5。/o以下的鋼材為好。C:為了確保作為焊接結構體的強度，至少需要0.02%，但超過0.2%時，容易發生凝固裂紋。Mn:為了確保強度以及韌性，至少需要0.8%，但超過3.5°/。時，淬透性過於增大，韌性降低。S:是使韌性降低的元素，需要使其在0.0025。/。以下。可是，為了使之形成MnS，將氧化物與MnS的複合體作為晶粒內相變核使用，優選含有0.0005%以上。Al:通常在鋼的製造中作為脫氧劑添加，但A1氧化物的鐵素體相變核生成能力極小，因此在本發明中，釆用Ti進行脫氧，因此將A1的含量確定為不到0.02%，進一步優選為0.005。/。以下，另外，也可以不特別地含有。Ti:在本發明中，在作為脫氧劑使用的同時，使其生成Ti氧化物，通過Ti氧化物的顯微組織微細化，使焊縫金屬以及HAZ區的斷裂韌性提高，在上述方面是必需的元素。為了形成必要的Ti氧化物，至少需要0.01%以上，但超過0.05%時，氧化物的量、尺寸變得過大，擔心成為斷裂的起點。O:為了形成Ti氧化物，在母材中也必需。為了滿足焊縫金屬中的Ti氧化物的粒徑、個數的條件，必須在焊縫金屬中含有至少20ppm以上，更優選為40ppm以上。焊縫金屬中的氧含量，不僅根據在母材鋼中的含量，還根據電子束焊接的真空度而變化，因此雖然不能一律地規定在母材中的含量，但母材中的O含量，在採用通常的高真空的電子束焊接時，規定為40ppm以上，另夕卜，在採用真空度低的上述RPEBW時，優選為30ppm以上。焊縫金屬中的O含量，為了滿足後述的氧化物的粒徑、個數的條件，優選為250ppm以下，因此母材中的O含量的上限也優選為相同程度。而且，為了不使用金屬嵌件而將焊縫金屬區的硬度與母材的硬度之比抑制在上述的範圍，必須進行控制使得確保焊縫金屬區的淬透性，在焊縫金屬區儘可能避免生成先共析鐵素體。為此，將母材的由下述(a)式表示的Pcm值定為0.12質量。/o以上。另外，當Pcm值超過0.5質量o/。時，焊縫金屬區的石更度過高，因此將上限定為0.5質量％，當更優選為0.38質量％以下。Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+薩0+Cr/20+Mo/15+V/10+5B......(a)不使用金屬嵌件時的成為電子束焊接接頭的母材的鋼材，在滿足上述成分條件的限度下，可以是前面所述的公知的焊接用鋼。在不使用金屬嵌件時，是通過使Ti氧化物微細地分散，在從奧氏體向鐵素體相變時，作為該相變的核使用，形成較多地含有顯示良好的韌性的微細針狀鐵素體的顯微組織，從而得到韌性優異的焊縫金屬的，但此時，如圖6所示，必須避免粒徑為2.0nm以上的氧化物的量超過10個/mm2。當超過該量地存在於鋼中時，會成為CTOD試驗中的斷裂的起點，成為焊縫金屬區的斷裂韌性值出現偏差的原因。另外，通過使作為晶粒內相變核而發揮功能的Ti氧化物的粒徑為0.1以上且不到2.0pm，使該範圍的粒徑的Ti氧化物的量為30600個/mm2,可形成較多地含有微細針狀鐵素體的顯微組織。再者，一部分的微細Ti氧化物，其周圍析出MnS,由此與MnS形成複合體。該複合體作為晶粒內相變核更有效，在本發明的Ti氧化物中是包含這樣的複合體的。為了在焊縫金屬區中，使粒徑為2.0nm以上的氧化物的量不超過10個/mm2，並且使粒徑為0.1nm以上且不到2.0nm的Ti氧化物的量為30~600個/mm2，作為母材，優選使用氧化物的尺寸被抑制在2.0nm以下的鋼材。為此，在成為母材的鋼材的脫氧工序中，必須注意進行夾雜物控制。鋼的脫氧，通常可使用A1，但若添加作為強脫氧元素的A1，則脫氧反應快速進行，會生成2jun以上的較大的氧化物。因此，通過採用脫氧能力比Al小的Ti進行脫氧，來生成比較小的氧化物。可是，若一次地投入大量的Ti，容易形成粗大的氧化物，因此為了使鋼液中的氧含量階段性地減少，控制Ti的投入時機，或在投入作為弱脫氧元素的Ti後，投入極少量的作為強脫氧元素的A1、Ca、Mg等，由此抑制2nm以上的粗大氧化物的生成，可生成多數的O.l2pm的微小氧化物。(B)使用金屬嵌件的場合成為母材的鋼材有各種的Ni含量的鋼材，若只通過母材的Ni含量與使用的金屬嵌件的Ni含量的組合來調整焊縫金屬區的硬度與母材的硬度之比，則會產生不能確保更良好的焊接接頭的斷裂韌性值3c的情況。因此，首先，為了調查焊縫金屬的Ni含量的影響，試製屈服強度為355MPa級的鋼板，將由(a)純Ni或者(b)Ni含量為20質量。/。的Fe-Ni合金形成的厚度0.31111的金屬嵌件箔插入到焊接對接部，實施電子束焊接，對於得到的焊接接頭，測定CTOD試驗的斷裂韌性值Sc、硬度變化以及Ni濃度。焊接接頭的CTOD試驗以及硬度測定的結果，在使用由上述(a)的純Ni形成的金屬嵌件的情況下，焊縫金屬區的硬度高，斷裂韌性值Sc為0.2mm以上，顯示出了充分高的值，但FL部的斷裂韌性值Sc為0.02mm以下，顯示出極低的值。另一方面，在使用由上述(b)的Fe-Ni合金形成的金屬嵌件的場合，焊縫金屬區的硬度低，緩和了硬度的高匹配的程度，關於斷裂韌性值8c，焊縫金屬區以及FL部均顯示出0.2mm以上的充分高的值。另外，測定焊縫金屬的平均Ni含量的結果，在使用上述(a)的金屬嵌件時為8.5質量％，在使用(b)的金屬嵌件時為2.5質量％。根據該值，母材與焊縫金屬的Ni含量之差，在(a)的場合為8.0質量％，在(b)的場合為2.0質量％。由以上可知，通過將焊縫金屬中的Ni含量，根據與母材的Ni含量的關係限制在適當的範圍，可防止由焊縫金屬區與母材的硬度的高匹配引起的接頭韌性的降低。其次，為了調查焊縫金屬中的Ni含量的適當範圍以及焊縫金屬與母材的Ni含量之差的適當範圍，使用上述試製的鋼板，將Ni含量不同的金屬嵌件插入焊接坡口中，實施電子束焊接，從得到的焊接接頭部分別製取試驗片，在焊縫金屬區(WM區)和FL部的HAZ側(FL,HAZ區)設置切口，實施CTOD試驗，進^f亍測定斷裂韌性值5c(以下也簡單地稱為CTOD值)的試驗，對於確保斷裂韌性值3c所必需的Ni量進行評價。對於各個試樣，關於得到的Sc值，分成WM區以及FL，HAZ區均為0.15mm以上的良好的0、WM部以及FL,HAZ區的至少一方不到0.15mm的的不良的參，對於各個試樣，將焊縫金屬的Ni量以及焊縫金屬與母材鋼板的Ni量之差繪圖的結果示於圖7。在此，作為目標的Sc值，如前所述定為0.15mm以上，以該值為界，分類為3c值良好的試樣和3c值不良的試樣。由圖7可知，在焊縫金屬中的Ni含量為l4質量。/。的範圍，並且，比母材的Ni含量多0.2質量％以上時，WM區以及FL，HAZ區均可確保所需的CTOD值。而且，測定WM區以及FL,HAZ區均可確保0.15mm以上的CTOD值的例子的、焊縫金屬區和母材部分的硬度、FL部前後的硬度的變化，結果可確認焊縫金屬區的硬度在下述範圍大於母材部分的硬度的110%且為母材部分的硬度的220%以下。由以上的結果可知，使用金屬嵌件的通過電子束焊接而形成的焊接接頭，在緩和在FL部的局部應力的同時，使焊縫金屬的Ni含量為1~4質量％，並且比在母材中的含量多0.2質量％以上，這對確保CTOD值來說是有效的。作為成為母材的鋼材，可以是由如上述那樣的公知的成分組成的焊接用結構用鋼製造的鋼材，也可以是沒有特別地添加Ni的鋼。另外，在焊接時，雖然在對接部配置含有Ni的金屬嵌件，但必須以在焊接接頭的焊縫金屬中含有l4質量。/。的Ni，並且，含有的Ni比母材的M含量多0.2質量％以上的方式焊接。作為金屬嵌件，必須是滿足該條件的組成的金屬嵌件，但並不特別地限定為特定的成分組成。例戈口，可舉出含有C:0.01~0.06%、Si:0.2~1.0%、Mn:0.5~2.5%、Ni:50%以下、Mo:0~0.30%、Al:0~0.3%、Mg:0~0.30%、Ti:0.02~0.25%、B:0.001%以下的Fe合金，但特別是Ni的含量，必須考慮作為焊接母材的鋼材的化學成分來進行選擇，使得可得到其平均濃度滿足上述本發明的條件的焊縫金屬區。另外，在使焊縫金屬含有Ni的場合，優選使焊縫金屬含有10ppm以下的B。B具有抑制晶界鐵素體的生成，提高焊縫金屬的韌性的作用，但考慮到高溫裂紋等方面，定為10ppm以下。B的添加方法，可以來自成為母材的鋼材，也可以來自金屬嵌件，怎麼添加都可以。再者，上述的硬度之差，通過使焊縫金屬的Ni含量滿足本發明的條件，而且適當調整成為母材的鋼材和使用金屬嵌件形成的焊縫金屬的成分間的平衡、調整焊接後的冷卻速度，避免焊縫金屬的硬度過高，由此可達到。(C)使用金屬嵌件的場合(高Ni鋼材)可是，為了能夠在自然條件更嚴酷的場所使用，可使用含有2.5質量％以上的Ni，強度更高、在低溫下的韌性優異的鋼材。對於使用了這樣的Ni含量高的鋼材的焊接接頭，若只採用調整焊縫金屬區的硬度與母材的硬度之比的手段，會產生不能確保更良好的悍接接頭的斷裂韌性值Sc的情況。於是，為了調查焊縫金屬的Ni含量的影響，試製含有3質量e/。的Ni的鋼板和不含有Ni的鋼板這兩種鋼板，將由Ni含量不同的多種Fe-Ni合金或者純Ni形成的金屬嵌件箔分別插入焊接對接部，實施了電子束焊接。並且，從焊接後的各個焊接接頭部製取試驗片，在焊縫金屬區(WM)和FL部的HAZ側(FL，HAZ區)設置切口，實施CTOD試驗，測定斷裂韌性值Sc，並且測定了焊縫金屬區的Ni濃度。基於得到的測定結果將WM區和FL，HAZ區的斷裂韌性值3c相對於焊縫金屬中的Ni含量繪圖的結果示於圖8。由圖8可知，在Ni含量為3。/。的鋼板的情況下，焊縫金屬(WM)的Ni含量為大於4%且在8%以下的範圍的試樣，WM區(〇)以及FL，HAZ區(像)均可確保0.15mm以上的CTOD值，但處於其以外的範圍的試樣，WM區或者FL，HAZ區的任一個只得到了小於0.15mm的較低的CTOD值。另夕卜，在不含有Ni的鋼板的情況下，得不到WM區(△)以及FL，HAZ區(▲)的任一個顯示出0.15mm以上的CTOD值的試樣。再者，作為目標的Sc值，同樣地定為0.15mm以上。而且，測定WM區以及FL，HAZ區均可確保O.15mm以上的CTOD值的例子的、焊縫金屬區和母材部分的硬度的結果可知，焊縫金屬區的硬度處於下述範圍大於母材部分的硬度的110%且為母材部分的硬度的220%以下。由以上的結果可知，Ni含量高的鋼材的電子束焊接接頭，在緩和在FL部的局部應力的同時，<吏焊縫金屬的]\1含量為大於4%且在8%以下，這對確保CTOD值來說是有效的。在此，作為形成焊接結構體的鋼材，以含有2.5質量。/o以上的Ni的高強度鋼材為對象。作為使用的高強度鋼板，也可以是由公知的成分組成的焊接用結構用鋼製造的。例如可使用以質量o/。計，以c:0.02~0.20%、Si:0.01~1.0%、Mn:0.3~2.00/0、Al:0.001~0.20%、N:0.02%以下、P:0.01%以下、S:0.01%以下、Ni:2.50~9.0%為基本成分，相應於母材強度、接頭韌性的提高等的所要求的性質，含有合計為8%以下的、Cr、Mo、Cu、W、Co、V、Nb、Ti、Zr、Ta、Hf、REM、Y、Ca、Mg、Te、Se、B之中的一種或者兩種以上的鋼。另外，在焊接時，必須在對接部配置含有Ni的金屬嵌件並進行焊接使得在焊接接頭的焊縫金屬中含有大於4%且為8%以下(質量％)的Ni。由電子束熔融的區域再凝固時，為了形成為即使是在該區域產生晶粒粒徑粗大化、氧化物減少的情況下也可穩定地確保韌性的組織，必須含有大於4。/。的Ni。另外，當含有大於8質量。/。的Ni時，焊縫金屬區的硬度過於增加，難以滿足焊縫金屬區與母材部分的硬度之比為220%以下。作為金屬嵌件，使用由純Ni形成的箔較簡便。由成為母材的鋼材的Ni含量、作為目標的焊縫金屬中的Ni含量、以及鋼材的尺寸來計算達到目標的Ni含量所必需的純Ni箔的厚度，準備那樣的厚度的箔，或將薄箔進行多片重疊使得達到所需的厚度，由此準M屬嵌件。進行調整使得焊縫金屬區的硬度大於母材部分的硬度的110%且為母材部分的硬度的220%以下，而且使焊接接頭的焊縫金屬中含有的Ni的含量以質量％計大於4%且為8%以下。為此，通過適當調整成為母材的鋼材和使用金屬嵌件形成的焊縫金屬的成分間的平衡、調整焊接後的冷卻速度以避免焊縫金屬的硬度過高是重要的。以下基於實施例說明本發明，但實施例中的條件是為了確認本發明的實施可能性以及效果而採用的一個條件例，本發明並不被該例限定。在不脫離本發明的要旨而達到本發明的目的的限度下，本發明是可採用各種的條件或條件的組合的發明。(實施例l)準備含有表l所示的成分、其餘量由Fe以及不可避的雜質構成的板厚50100mm的厚鋼板，將含有表2所示的成分、其餘量由Fe以及不可避的雜質構成的Fe-Ni合金的金屬嵌件插入坡口部，或者不插入金屬嵌件，通過電子束焊接而對焊，焊接後，進行試驗調查了焊接接頭的特徵以及性能。其結果示於表3。Hv(BM)是通過10kg的壓痕而測定的母材的在板厚方向的硬度的平均值。Hv(WM)是在焊縫金屬區的板厚中央部，通過10kg的壓痕而測定的硬度的值。焊道寬度是在焊縫金屬區的表面、背面、以及、板厚中心這三處測定的平均值。HAZ軟化寬度，是從焊接熔融線向母材方向測定比母材的硬度軟化5。/。的HAZ區域時的區域的寬度。HAZ的原始y粒徑，是將與焊接熔融線鄰接的HAZ區中的原始奧氏體晶粒，以圓相當徑(看作成圓而算出的粒徑)表記的粒徑。關於焊接接頭的性能，5c(mm)是在上述的CTOD試驗中在-10。C的試驗溫度下求得的值。接頭抗拉強度(MPa)，是製作NKU1號試驗片，進行接頭拉伸試驗的結果，是表示斷裂的強度的。如表1所示，本發明例的No.115，是各種條件在本發明所規定的範圍內的例子，3c值顯示出充分的值。在這些發明例中，No.l~14由於Hv(WM)/Hv(BM)、以及焊道寬度/板厚、HAZ軟化寬度在本發明所規定的範圍內，因此焊接接頭的HAZ區的Sc值以及接頭抗拉強度均顯示出充分的值。再者，本發明例No.14，由於HAZ軟化寬度比優選的範圍小，因此與本發明例No.l~13比較，Sc值低一些，但是為0.1mm以上的良好的值。本發明例No.15，由於Hv(WM)/Hv(BM)比優選的範圍低，因此焊縫金屬區的淬透性不足，不能抑制先共析鐵素體的生成，HAZ區的8c特性，與本發明例No.l~14比較，為低的水平。與此相對，比較例No.16、18~20、22由於Hv(WM)/Hv(BM)超過了本發明規定的範圍，因此雖然焊縫金屬區的8c值充分，但是HAZ區、FL部的Sc值變低。另外，比較例17和21由於Hv(WM)/Hv(BM)低於本發明規定的範圍，因此不能確保充分的淬透性，焊縫金屬區的Sc值變低。因此，本發明是適於確保YP為355MPa以上的高強度鋼的、且板厚為50mm以上的厚壁的區域的8c值的發明。表l(質量％)tableseeoriginaldocumentpage22表3tableseeoriginaldocumentpage23(實施例2)準備含有表4所示的成分、其餘量由Fe以及不可避的雜質構成的板厚50100mm的厚鋼板，通過電子束焊接而對焊後，進行試-瞼調查了所形成的焊接接頭的特徵以及性能。其結果示於表5。在表5中，Hv(BM)、Hv(WM)、(mm)與實施例l同樣地求出。再者，在後述的實施例3、4中也同樣。如表5所示，本發明例的No.l15是Hv(WM)/Hv(BM)的值、鋼材的化學成分、焊縫金屬中的氧含量和氧化物量均在本發明所規定的範圍內的例子，關於Sc值，焊縫金屬區以及FL，HAZ區均顯示出足夠的值。再者，本發明例5、6、12、13，由於粒徑為2nm以上的氧化物個數較多，因此焊縫金屬區的Sc值稍低。與此相對，比較例16，由於鋼材的C含量以及Pcm值在本發明的規定值以上，Hv(WM)/Hv(BM)的值大於本發明的範圍，並且，粒徑為0.1~2nm的氧化物個數在本發明的規定值以下，因此焊縫金屬區以及FL，HAZ區的Sc值均不充分。比較例17由於Hv(WM)/Hv(BM)的值以及鋼材的Pcm在本發明的規定值以下，粒徑為2nm以上的氧化物個數在本發明的規定值以上，因此焊縫金屬區的3c值不充分。比較例18，由於Hv(WM)/Hv(BM)的值以及鋼材的Pcm在本發明的規定值以下，粒徑為0.12nm的氧化物個數在本發明的規定值以下，因此焊縫金屬區的3c值不充分。tableseeoriginaldocumentpage25表5tableseeoriginaldocumentpage26(實施例3)準備含有表6所示的成分、其餘量由Fe以及不可避的雜質構成的板厚50~100mm的厚鋼板，在坡口部插入含有表7所示的成分、其餘量由Fe以及不可避的雜質構成的Fe-Ni合金的金屬嵌件或者純Ni金屬嵌件，通過電子束焊接而對焊，焊接後，進行試驗調查了焊接接頭的特徵以及性能。其結果示於表8。再者，接頭抗拉強度(MPa)是製作NKUl號試驗片，進行接頭拉伸試驗的結果，是表示斷裂的強度的。如表8所示，本發明例的No.l~15是各種條件在本發明所規定的範圍內的例子，3c值顯示出足夠的值。另一方面，比較例16、17、19、20,其焊縫金屬中的Ni含量為l。/o以下，其結果，焊縫金屬的8c不充分。比較例18、21、22,其焊縫金屬中的Ni含量為4。/。以上，因此Hv(WM)/Hv(BM)大於220%，其結果，雖然焊縫金屬的6c較充分，但FL、HAZ的Sc不充分。表6(質量％)tableseeoriginaldocumentpage27tableseeoriginaldocumentpage28(實施例4)準備含有表9所示的成分、其餘量由Fe以及不可避的雜質構成的板厚50~100mm的厚鋼板，在坡口部插入包含表10所示的成分的Ni金屬嵌件(NA)或者Ni-Fe合金的金屬嵌件(NB、NC)，通過電子束焊接而對焊後，進行試驗調查了形成的焊接接頭的特徵以及性能。將試驗的結果與焊接接頭的條件等一起示於表ll。再者，接頭抗拉強度(MPa)是與實施例3同樣地試驗而得到的。如表11所示，本發明例的No.115，是各種條件在本發明所規定的範圍內的例子，關於Sc值，焊縫金屬區以及FL，HAZ區均顯示出足夠的值。與此相對，比較例16~19，其焊縫金屬中的Ni含量較高，為8%以上，因此Hv(WM)/Hv(BM)的值為220%以上，其結果，雖然焊縫金屬的Sc為充分高的值，但FL,HAZ區的Sc為極低的值。表9(質量％)tableseeoriginaldocumentpage29tableseeoriginaldocumentpage30產業上的利用可能性根據本發明，在高強度並且板厚大的高強度鋼板的電子束焊接接頭中，萬一存在焊接缺陷，或疲勞裂紋發生、生長，也難以發生脆性斷裂，因此能夠防止焊接結構體斷裂之類的致命的損傷、損壞。因此，本發明可獲得顯著地提高焊接結構體的安全性的顯著效果，是產業上的利用價值很高的發明。本發明中表示數值範圍的"以上，，和"以下，，均包括本數。權利要求1、一種耐脆性斷裂發生特性優異的電子束焊接接頭，是焊接結構體的對焊接頭，其特徵在於，焊縫金屬區的硬度大於母材部分的硬度的110％且為母材部分的硬度的220％以下，焊縫金屬區的寬度為母材部分的板厚的20％以下。2、根據權利要求l所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，作為所述母材部分，使用以質量。/o計，含有C:0.02~0.2%、Mn:0.8~3.5%、S:0.0005~0.0025%、Al:不到0.02%、Ti:0.01~0.05%,由下述(a)式表示的Pcm的值為0.12%以上0.5%以下的鋼材，在焊接接頭的焊縫金屬中含有的氧的量為20ppm以上、粒徑為2.0nm以上的氧化物的量為10個/mm2以下，Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+N畫+Cr/20+Mo/15+V/10+5B.......(a)。3、根據權利要求2所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，粒徑為O.lnm以上且不到2.0jim的Ti氧化物的量為30~600個/mm2。4、根據權利要求l所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，在該焊接接頭的焊縫金屬中含有l4質量。/。的Ni，並且含有的Ni比在母材中的含量多0.2質量％以上。5、根據權利要求4所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，在焊縫金屬中含有10ppm以下的B。6、根據權利要求l所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，作為所述母材，使用含有2.5質量。/。以上的Ni的鋼材，在所述焊接接頭的焊縫金屬中含有的Ni的含量，以質量％計，大於4%且為8%以下。7、根據權利要求16的任一項所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，所述焊接結構體是對板厚大於50mm的高強度鋼板進行對焊而成的。全文摘要為了將屈服強度為355MPa級以上、板厚大於50mm的高強度鋼板通過電子束焊接進行對焊，形成斷裂韌性值δc充分高的焊接接頭，使對焊接頭的焊縫金屬區的硬度為母材的硬度的110％以上220％以下，使焊縫金屬區的寬度為母材板厚的20％以下。進而，優選在焊接接頭的焊縫金屬中，O的含量為20ppm以上、粒徑為2.0μm以上的氧化物的量為10個/mm2以下，或者，使焊接接頭的焊縫金屬中含有1～4質量％的Ni，並且含有的Ni量比在母材中的含量多0.2質量％以上，或者，在作為母材使用含有2.5質量％以上的Ni的鋼材時，使所述焊接接頭的焊縫金屬中含有的Ni的含量以質量％計大於4％且為8％以下。文檔編號B23K15/00GK101522355SQ200780037009公開日2009年9月2日申請日期2007年1月12日優先權日2006年10月2日發明者兒島明彥,吉田讓,本間龍一,田中洋一,石川忠申請人:新日本制鐵株式會社