電子束焊接接頭及電子束焊接用鋼材及其製造方法

2023-05-01 02:23:41 1

專利名稱：電子束焊接接頭及電子束焊接用鋼材及其製造方法
技術領域：
本發明涉及通過對在坡口面夾持有板狀或箔狀嵌條的被焊接部照射電子束而進行焊接的電子束焊接用鋼材及其製造方法，還涉及通過對在該鋼材的坡口面夾持有嵌條的被焊接部照射電子束而形成的電子束焊接接頭。本申請基於2010年11月22日在日本提出申請的特願2010-260582號並主張其優先權，這裡引用其內容。
背景技術：
近年來，為了應對地球環境溫暖化的原因之一的CO2氣體的削減及石油等化石燃料的未來的枯竭，積極嘗試了可再生的自然能源的利用。風力發電也為有望視為可再生能源的一種，正在建設大規模的風力發電成套設備。最適合風力發電 的地域為能夠不斷地期待強風的地域。因此，海上風力發電正在全世界的規模內被計劃、實施(參照專利文獻I 4)。為了在海上建設風力發電用鐵塔，需要將鐵塔的基礎部分打入海底地基。為了充分確保風力發電用的葉輪機的機翼離海水面的高度，基礎部分也需要具有足夠的長度。因此，鐵塔的基礎部分的結構為具有板厚超過50mm例如IOOmm左右、直徑4m左右的大截面的鋼管結構。該鐵塔的高度達到80m以上。而且，近年來，一直要求在建設現場附近的海岸，通過電子束焊接簡便且高效率地組裝風力發電用鐵塔這樣的巨大的鋼結構件。S卩，要求可在建設現場且高效率地焊接板厚達到IOOmm的極厚鋼板這樣的以往沒有的技術。通常，電子束焊接、雷射束焊等高能量密度束焊接是高效率的焊接。可是，能夠用雷射束進行焊接的板厚具有限度。此外，以往的電子束焊接需要維持高真空狀態，在真空室內進行。因此，以往，能夠用高能量密度束進行焊接的鋼板的板厚及尺寸被焊接裝置的能力或真空室內的尺寸所限制。對此，近年來，提出了通過對被焊接部的附近進行減壓，能夠高效率地在建設現場焊接板厚IOOmm左右的極厚鋼板的電子束焊接方法。例如，英國焊接研究所開發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5)。如果採用該減壓電子束焊接(RPEBW)，則在建設風力發電塔用鐵塔這樣大型結構件時，能夠使要焊接的部分局部地處於真空狀態，高效率地進行焊接。關於RPEBW法，與真空室內焊接的方法相比，雖是以低真空度的狀態焊接的焊接方法，但與以往的電弧焊相比，能夠期待提高焊縫金屬(WM)的韌性。通常，作為定量評價焊接結構件的安全性的指標，已知有基於斷裂力學的斷裂韌性值Sc。S c可通過CTOD (Crack Tip Opening Displacement :龜裂端開口位移)試驗來求出。由於試驗片的大小影響到斷裂韌性，所以即使通過以往的V型切口夏氏衝擊試驗這樣的小型試驗得到良好的結果，在對大型鋼結構件的焊接接頭進行的CTOD試驗中，在0°C時也未必可得到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使焊接部的母材暫時熔化、凝固而進行焊接的方法，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，通過焊絲等調整焊縫金屬的硬度和斷裂韌性值Sc等機械特性。在通常的電子束焊接法中沒有利用焊絲。因此，為了提高電子束焊接接頭的斷裂韌性值S c，提出了使焊縫金屬(麗)的硬度或清潔度適當化的方法(例如參照專利文獻6、7)。在專利文獻6中，提出將焊縫金屬的硬度規定為超過鋼材(母材)的硬度的110%且在220%以下，且將焊縫金屬的寬度規定為鋼材(母材)的板厚的20%以下。此外，在專利文獻7中，提出將焊縫金屬中的0量規定為20ppm以上，將粒徑2. 0 ii m以上的氧化物的量規定為10個/mm2以下。現有技術文獻專利文獻1:日本特開2008-111406號公報專利文獻2 :日本特開 2007-092406號公報專利文獻3 日本特開2007-322400號公報專利文獻4 :日本特開2006-037397號公報專利文獻5 :國際公開99/16101號小冊子專利文獻6 :日本特開2007-21532號公報專利文獻7 :日本特開2008-88504號公報

發明內容
發明所要解決的問題在海上風力發電用鐵塔的建設中，在將鋼材對接焊接後，不對焊接部實施熱處理而直接使用，因此對焊縫金屬(WM)及焊接熱影響部(HAZ :Heat_Affected Zone。以下簡稱為「熱影響部」)，要求優良的韌性。在電子束焊接時，由於不使用焊絲，因此可通過調整母材的成分組成，來控制焊縫金屬及熱影響部的韌性。以往，提出了控制焊縫金屬中的夾雜物、焊縫金屬硬度與母材硬度的關係或控制焊縫金屬的寬度的方法，但如果熱影響部的韌性不充分，則焊接部整體的斷裂韌性下降。再有，通過將板狀或箔狀的Ni (嵌條)貼附在焊接面(坡口面)上進行電子束焊接，能夠將焊縫金屬(WM)的韌性提高到母材的韌性以上。可是，在此種情況下，如果母材的成分組成不合適，則焊縫金屬的硬度與熱影響部的硬度的差變得顯著。於是，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，根據本發明人等的研究，即使在電子束焊接接頭不採用嵌條時，適合用於提高韌性的成分組成在焊縫金屬和熱影響部也未必一致。因此，對於以往的電弧焊用高HAZ韌性鋼，即使直接實施電子束焊接，焊縫金屬也不能得到高的韌性。另一方面，考慮到通過電子束焊接形成的焊縫金屬的韌性，即使使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構方面基本不同，所以有關電子束焊接的問題不能用有關電弧焊的問題解決方法來解決。本發明是鑑於如此的實情而完成的，本發明的目的是提供一種電子束焊接用鋼材及其製造方法，所述鋼材是構成海上風力發電用鐵塔的基礎部分的板厚45mm以上的鋼材，通過對在坡口面夾持有板狀或箔狀的嵌條的被焊接部照射電子束，能夠形成高強度的、且使焊縫金屬(WM)、熱影響部(HAZ)、母材(BM =Base Metal)的斷裂韌性值適度平衡的焊接接頭。本發明的另一目的是提供一種通過對在該鋼材的坡口面夾持有板狀或箔狀的嵌條的被焊接部照射電子束而形成的電子束焊接接頭。用於 解決問題的手段本發明在通過對在坡口面夾持有板狀或箔狀的嵌條的被焊接部照射電子束而進行焊接的電子束焊接用鋼材中，通過添加1. 5質量％以上的Mn來確保淬透性。另外，通過在該鋼材中同時添加強力的脫氧元素Mg及/或Ca，生成含Mg的微細氧化物，將其作為抑制晶粒生長的釘扎粒子或晶內相變的生成核而利用。由此，使鋼材(BM)、熱影響部(HAZ)及焊縫金屬(WM)的斷裂韌性值適度平衡。特別是，在不使用焊絲的、WM寬度及HAZ寬度窄、線能量低的電子束焊接中，使含Mg的微細氧化物分散在焊縫金屬(WM)及熱影響部(HAZ)中，可抑制熱影響部(HAZ)中的奧氏體晶粒的粗大化，而且非常有助於晶內鐵素體的生成，對提高焊接部的斷裂韌性有貢獻。另外，在本發明中，作為通過對新導入的電子束焊接淬透性指標式CeEBB、CeEBff進行控制，使鋼材(BM)、焊縫金屬(WM)及熱影響部(HAZ)的斷裂韌性適度平衡，使用嵌條而形成的電子束焊接接頭整體，可確保所要求的斷裂韌性。另外，在本發明中，為了提高淬透性，增大Mn量，另一方面分別降低Cr、Mo、Cu、Ni及/或Nb的量，從而降低電子束焊接用鋼材的製造成本。電子束焊接淬透性指標CeEBB、CeEBff,是為了提高採用嵌條形成的電子束焊接接頭的斷裂韌性，本發明人等新引入的指標。關於指標CeEBBXeEBW的技術意義，將與一併引入的指標(比)「C/CeEBB」(C為C含量)的技術意義一併後述。本發明的要旨如下。(I)本發明的一方式的電子束焊接接頭是將鋼材用電子束焊接、形成焊縫金屬而得到的電子束焊接接頭，其中，所述鋼材的組成以質量％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%、0 0. 0010% 0. 0035%、Mg :0. 0003% 0. 0027%、Ca :0. 0003% 0. 0027%、Nb 0% 0. 020%、
V0% 0. 030%、Cr 0% 0. 50%、Mo 0% 0. 50%、Cu 0% 0. 25%、Ni 0% 0. 50%、及 B 0% 0. 0030%,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，剩餘部分由鐵及不可避免的雜質構成；所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質量％表示的含量滿足0. 0006%彡Mg + Ca彡0. 0040%,將所述鋼材的組成代入下式I求出的指標值CeEBB為0. 42% 0. 65%，在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當量圓直徑為l.Oum以上的氧化物的數量為20個/mm2以下，在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當量圓直徑為0. 05 ii m以上且低於0. 5 ii m的氧化物的數量為I X IO3 I X IO5個/mm2 ;所述焊縫金屬的組成以質量％計，含有C :0. 02% 0. 10%,S1:0. 03% 0. 30%、Mn :1. 2% 2. 4%、N1:1. 0 2. 3%、T1:0. 005% 0. 015%,N :0. 0020% 0. 0060%, 0 :0. 0004% 0. 0020%,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%、及 B 0% 0. 0030%，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；所述焊縫金屬的組成中的Mg及Ca的以質量％表示的含量滿足0. 0006% ^ Mg + Ca ^ 0. 0040%，將所述焊縫金屬的組成代入下式2求出的指標值CeEBff為0. 56% 0. 73% ；CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)式I中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述鋼材的組成中的各元素的質量％，CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2)式2中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述焊縫金屬的組成中的各元素的質量％。(2)在上述(I)所述的電子束焊接接頭中，以質量％表示的所述鋼材的C量相對於所述指標值CeEBB的比即C/CeEBB可以為0. 02 0. 15。。(3)在上述(I)或(2)所述的電子束焊接接頭中，所述鋼材的厚度可以為45 150mmo(4)在上述(I)或(2)所述的電子束焊接接頭中，將所述焊縫金屬的CTOD值定義為Swm、將焊接熱影響部的CTOD值定義為Shaz、將鋼材的CTOD值定義為Sbm時，滿足
0.8 ^ 6履/6麗≤1.25、及0.3≤6咖/6麗≤1.1。(5)本發明的另一方式的電子束焊接用的鋼材，其特徵在於，所述鋼材的成分以質量％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%、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%,Ni 0% 0. 50%、及 B 0% 0. 0030%，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，剩餘部分由鐵及不可避免的雜質構成；所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質量％表示的含量滿足0. 0006%≤Mg + Ca≤0. 0040%,將所述鋼材的組成代入下式I求出的指標值CeEBB為0. 42% 0. 65%，在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當量圓直徑為l.Oym以上的氧化物的數量為20個/mm2以下，在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當量圓直徑為0. 05 um以上且低於0. 5 U m的氧化物的數量為I X IO3
IX IO5 個 /mm2 ；CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)式I中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述鋼材的組成中的各元素的質量％。(6)在上述(5)所述的電子束焊接用的鋼材中，以質量％表示的所述鋼材的C量相對於所述指標值CeEBB的比即C/CeEBB可以為0. 02 0. 15。(7)在上述(5)或(6)所述的電子束焊接用的鋼材中，所述鋼材的厚度可以為45 150mmo(8)本發明的另一方式的製造方法是上述(5)或(6)所述的電子束焊接用的鋼材的製造方法，其具有以下工序在鑄造所述鋼材時，以1300 1100°C的溫度區的冷卻速度達到9°C /min以上的方式對所述鋼材進行冷卻的工序；和在所述鑄造工序後，將所述鋼材加熱至950 1150°C，然後實施加工熱處理的工序。在電子束焊接接頭中，為了確保規定的CTOD值(斷裂韌性值)，使鋼材(BM)、焊縫金屬(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良，如果焊縫金屬的斷裂韌性差，則焊縫金屬成為斷裂的起點。此外，即使焊縫金屬的斷裂韌性優良，如果熱影響部的斷裂韌性差，則斷裂以熱影響部為起點進行。這樣，如果在焊接接頭的各部斷裂韌性存在偏差，則作為整個焊接接頭的斷裂韌性劣化。關於採用電子束焊接的屈服強度355MPa級的鋼材的焊接部(焊縫金屬及熱影響部)的脆性斷裂，生成在原奧氏體晶粒周邊的粗大的晶界鐵素體、以板條狀生成在原奧氏體晶粒內部的上貝氏體或側板條鐵素體等成為斷裂的起點且生鏽。而且，以上貝氏體或從原奧氏體晶界生成的粗大的鐵素體為起點而發生脆性斷裂時的斷裂面單位依賴於原奧氏體的粒徑。所以，通過利用析出物的釘扎效果或晶內相變，減小焊縫金屬及熱影響部中的原奧氏體的粒徑，從而能夠改善焊接部的斷裂韌性。因此，在本發明中，通過在鋼中同時添加極強力的脫氧元素Mg及Ca，不僅在鋼材(母材)中，而且在夾著含Ni嵌條的電子束焊接過的焊接部的焊縫金屬及熱影響部的原奧氏體晶粒內，也可使含有適當粒徑的Mg的微細氧化物適量分散。在線能量低的電子束焊接時，在熱影響部(HAZ)殘存含Mg的微細氧化物，其作為抑制晶粒生長的釘扎粒子發揮作用，因此抑制熱影響部中的晶粒生長，使斷裂韌性提高。此外，微細的含Mg氧化物成為晶內相變的生成核，在熱影響部生成晶內鐵素體。其結果是，特別是熱影響部的組織變得微細，鋼材(母材)、熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性提高，而且這3個斷裂韌性的平衡 提高。發明效果根據本發明，對於在屈服強度355MPa級的鋼材的焊接部夾著含Ni嵌條通過電子束焊接形成的電子束焊接接頭，能夠抑制焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性的劣化。此外，能夠提供鋼材(母材)、熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性適度平衡的電子束焊接接頭，而且能夠以低成本提供可形成該焊接接頭的鋼材。


圖1是定性地表示鋼材的強度及韌性與金屬組織的關係的圖示。圖2A是定性地表示淬透性與焊縫金屬的晶體粒徑的關係的圖示。圖2B是定性地表示淬透性與熱影響部的高碳馬氏體量的關係的圖示。圖3是定性地表示焊縫金屬硬度相對於鋼材(母材)硬度的比與焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性的關係的圖示。圖4是定性地表示CeEBB與焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性值(S c)的關係的圖
/Jn o圖5是定性地表示熱影響部的斷裂韌性值與C/CeEBB的關係的圖示。圖6是表示導入了切口的試驗片的圖示。圖7是表示焊接接頭的CTOD試驗結果與鋼材所含的氧化物的個數的關係的圖示。圖8A是表示鑄坯的冷卻速度與鋼材中所含的微小的含Mg氧化物粒子的數量的相互關係的圖不。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量的相互關係的圖不。圖9是表示鋼材中的總氧量與鋼材中所含的微小的含Mg氧化物粒子的數量的相互關係的圖示。
具體實施例方式在海上風力發電用鐵塔的建設中，在將鋼材焊接後，不對接頭部實施熱處理而直接使用。因此，對焊縫金屬及熱影響部要求優良的韌性。在本發明中，為了將焊縫金屬的韌性提高到與鋼材(母材)同等的程度，將含Ni嵌條夾在焊接部進行電子束焊接。以往，電子束焊接適用於大量含有Cr或Mo的鋼(所謂Cr-Mo鋼)或不鏽鋼或者高Ni鋼等不需要生成焊縫金屬的氧化物的鋼材。在不鏽鋼的熱影響部不生成脆化相。此外，在Cr-Mo高強度鋼的情況下，熱影響部的組織如圖1中定性地所示為韌性優良的下貝氏體，可得到非常高的韌性。本發明的實施方式的電子束焊接接頭中所用的鋼材的板厚及強度沒有特別的限定，但適合使用例如可在海上風力發電用鐵塔等中使用的、板厚為45 150mm、YP (屈服點)大約為315MPa 550MPa、TS (抗拉強度)大約為450MPa 690MPa的結構用鋼。根據需要，也可以將板厚上限規定為120mm或130mm。也可以將YP下限規定為340MPa或355MPa，將YP上限規定為500MPa、460MPa或420MPa。也可以將TS下限規定為470MPa或490MPa，將TS 上限規定為 600MPa、570MPa 或 550MPa。此種鋼材為YP大約35 5MPa的結構用鋼，與Cr-Mo高強度鋼相比，強度低，熱影響部的組織如圖1中定性地所示為韌性低的上貝氏體。如果對此種鋼材進行電子束焊接，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達，容易生成高碳馬氏體(也稱為島狀馬氏體或M-A成分)。所以，在對結構用鋼進行電子束焊接時，不容易確保熱影響部的韌性。關於組織與韌性的關係，已知晶體粒徑的微細化對於提高焊縫金屬的韌性是特別有效的，高碳馬氏體尤其使熱影響部的韌性降低。此外，關於成分與組織的關係，已知如果提高淬透性指標Ceq，則如圖2A所示焊縫金屬的粒徑變得微細，如圖2B所示熱影響部的高碳馬氏體增加。此外，對於提高焊縫金屬及熱影響部的韌性，焊縫金屬的硬度和鋼材(母材)的硬度的平衡是重要的。即，如圖3所示，對於鋼材(母材)的硬度，如果提高焊縫金屬的硬度，則焊縫金屬的韌性提高。可是，因焊縫金屬的硬化的影響變形集中在熱影響部，而使熱影響部的韌性下降。所以，如果為了防止生成韌性差的上貝氏體而提高淬透性，則引起焊縫金屬的硬化，因該影響而出現損害熱影響部的韌性的問題。這樣，鋼的淬透性與麗的晶體粒徑或HAZ的高碳馬氏體的關係、麗的硬度相對於鋼材(母材)的硬度的比與焊接接頭的韌性的關係是定性公知的。可是，以往，不存在根據鋼材成分控制焊接接頭的斷裂韌性的平衡的想法。所以，例如，如果對提高了淬透性的鋼材(母材)進行電子束焊接，儘管麗的韌性提高，但出現HAZ的韌性顯著下降等問題。因而，本發明人等為了在夾著嵌件地形成的電子束焊接中確保優良的韌性，研究了表示適合電子束焊接的淬透性的指標，新設想引入「電子束焊接淬透性指標CeEBB、CeEBW」。S卩，由下述(式I)定義的「鋼材的電子束淬透性指標CeEBB」及由下述(式2)定義的「焊縫金屬的電子束淬透性指標CeEBW」，是為了進一步提高電子束焊接接頭的斷裂韌性，著眼於對組織的形成影響較大的淬透性，考慮到確實確保生成所要的組織的新指標。CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)式中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為電子束焊接接頭的母材即電子束焊接接頭所用的鋼材中的各成分的含量(質量％)。CeEBB值的單位為質量％。CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2)式中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為電子束焊接接頭的焊縫金屬中的各成分的含量(質量％)。CeEBW值的單位為質量％。再有，在鋼材中沒有添加這些成分中的任一種時，只要在其元素的含量中代入0，採用(式1)及(式2)即可。例如，當為Cu、N1、Cr、Mo及V都不含的鋼材時，CeEBB用下式(式1')取代上式(式I), CeEBW用下式(式2')取代上式(式2)即可。CeEBB = C+ l/4Mn (式 1')CeEBff = C+ l/4Mn (式 2')但是，在含有Cu、N1、Cr、Mo及V作為不可避免的雜質的情況下，優選通過(式I)及(式 2)計算 CeEBB 及 CeEBW。由上述(式1)定義的CeEBB，是以與硬度相關的公知的碳當量Ceq(= C+ l/6Mn +l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V)為基礎，考慮到電子束焊接時Mn因蒸發而減少，淬透性下降而作成的指標。再有，在夾著嵌條地形成的電子束焊接接頭中，基於通過經驗得到的起因於Mn減少的淬透性的下降程度，將Mn的係數規定為1/4。該係數的值比公知的Ceq中的Mn的係數1/6大。指標值CeEBB是用於以下3方面的指標(1)通過調整鋼材(母材)的成分，按所要求的範圍確保採用含Ni箔的電子束焊接後的焊縫金屬中的淬透性；(2)在該焊縫金屬中促進微細鐵素體的生成；及(3)在熱影響部對使韌性降低的上貝氏體或高碳馬氏體等的生成進行抑制。圖4中定性地示出電子束焊接接頭中的焊縫金屬(WM)及熱影響部(HAZ)的斷裂韌性值(Sc)與CeEBB的關係。實線的曲線為焊縫金屬的斷裂韌性值(S cwm)，虛線的曲線為熱影響部的斷裂韌性值(S cha)。兩點的點劃線的曲線為假想無視麗的硬度影響時的熱影響部的斷裂韌性值(HAZ韌性的預測值)。如此的HAZ韌性的預測值，是通過採用實施了模擬HAZ的熱過程的熱處理的試驗片來進行斷裂韌性試驗時等能夠測定的斷裂韌性值。麗的斷裂韌性值(S cwm)通過使用嵌條(Ni箔等)，提高到與鋼材(母材)同等的程度。如果指標值CeEBB提高，則在HAZ因高碳馬氏體的增加和HAZ的硬化而使HAZ韌性的預測值下降。此外，如果CeEBB提高則麗硬化，受其影響，5 cha低於HAZ韌性的預測值。再有，在使用Ni箔等時，即使CeEBB低韌性也無問題，但強度下降，因此需要對CeEBB確定下限值。這樣一來，可通過指標值CeEBB綜合地評價焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性。只要將指標值CeEBB確定在適當範圍，就能夠使熱影響部的斷裂韌性值在用一點的點劃線表示的目標值以上。在應用後述的釘扎粒子或晶內相變時，可根據釘扎或晶內相變的效果提高 6 cha。接著，本發明人等對鋼材(母材)的C量及指標值CeEBB與鋼材(母材)、焊縫金屬及熱影響部的韌性的關係進行了研究。其結果是，得知優選對鋼材(母材)的C量與CeEBB的t匕「C/CeEBB」的上限進行限制。以下，對「C/CeEBB」比的技術意義進行說明。「C/CeEBB」比是用於不使熱影響部的淬透性極端不平衡的指標。在本發明中，因為使用嵌條，能夠通過Ni補償由C/CeEBB降低導致的焊縫金屬的淬透性的下降。圖5中示出CeEBB與熱影響部的斷裂韌性值的關係。CeEBB是淬透性的指標，因此如果CeEBB提高，則在熱影響部促進高碳馬氏體的生成，使斷裂韌性值下降。另一方面，在熱影響部，因C量增加而促進高碳馬氏體的生成。因此，如圖5所示，要確保熱影響部的斷裂韌性值，優選限制C/CeEBB。本發明人等還對夾著含Ni嵌條進行電子束焊接而成的焊接接頭的焊縫金屬的適當的成分組成進行了研究。關於焊縫金屬，由於從含Ni嵌條添加Ni，所以在確保焊縫金屬韌性方面，需要明確適當的Ni量和CeEBW。另外，本發明人等對改善焊縫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行了研究。其結果是，得知如果同時添加適量的Mg及Ca，生成作為釘扎粒子及晶內相變的生成核發揮作用的含Mg的微細氧化物，則夾著嵌條形成的電子束焊接接頭的熱影響部及焊縫金屬的韌性提高。通過後述的預備實驗對氧化物粒子的數量與斷裂韌性值的關係進行了調查，結果得到以下的見識。含有7%以上Mg的氧化物粒子在其當量圓直徑為0. 05 y m以上時，以高效率顯示出釘扎作用及促進晶內相變的作用，對晶粒的細粒子化貢獻大。另一方面，粒徑比較大的氧化物(包括含Mg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，當量圓直徑為l.Oym以上的氧化物成為斷裂起點的傾向特別高，因而優選儘可能限制其個數。而且，判明只要在鋼材中適量含有當量圓直徑為0. 05 ii m以上且低於0. 5 ii m的含有7%以上Mg的氧化物粒子，就不會發生脆性斷裂，且能夠使晶粒有效地細粒化。在該預備實驗中，在鋼材內的氧化物粒子中，對(I)當量圓直徑為0. 05iim以上且低於0. 5 ii m、含有7%以上Mg的氧化物粒子(以下有時簡稱為「微小的含Mg氧化物」)、(2)當量圓直徑為l.Oym以上的全部氧化物(以下有時簡稱為「粗大的氧化物」)這兩個級別的氧化物的數量進行了測定。而且，對鋼材內的各級別的氧化物粒子的數量與採用該鋼材的電子束焊接後的接頭的韌性值的關係進行了定量的驗證。在預備實驗中，採用小型實驗爐，製造以質量％計含有C :0. 07%、S1:0. 06%、Mn:
2.0%、P 0. 007%、S 0. 002%、Ti 0. 009%、Al 0. 004%、Mg 0. 0009%、Ca 0. 0007%、N 0. 005%為目標的鑄坯。在鑄坯的製造時，為了控制各級別的氧化物的個數，對以下的兩個工序進行了控制。(i)通過改變熔融金屬的真空脫氣處理的處理時間調整了鑄坯的總氧量。(ii)在鑄造時，通過調整用於冷卻鑄坯的冷卻水量，將1300 1100°C的溫度區的鑄坯的冷卻速度控制在I 30°C /min的範圍內。該預備實驗中製造的各鑄坯的成分組成與上述成分組成的目標值大致一致。此外，製造的各鑄坯的總氧量為Ilppm 39ppm。採用得到的鑄坯，通過後述的ACC製造了板厚為50mm的鋼板。上述鋼材的氧化物粒子的個數的測定方法按照後述的實施例中採用的方法。另外，對這些鋼材實施電子束焊接，為使焊縫金屬的Ni濃度達到2%而在坡口面夾著Ni箔，製作I坡口的對焊接頭。該焊接方法的細節遵照後述的實施例。製作在這些焊接接頭的熔合部(FL)部分形成有切口的CTOD試驗片，在試驗溫度0°C下實施了 CTOD試驗。由該結果得到的HAZ的斷裂韌性值、S mz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中示出該預備實驗的結果。在圖7 9中，CTOD試驗中合格的試樣用中空的圖不表不，不合格的試樣用被填充的圖不表不。此外，鋼中的氧量為0. 0035%以下的試樣用菱形的圖示表示，氧量超過0. 0035%的試樣用三角形的圖示表示。圖7示出CTOD試驗的結果與上述微小的含Mg氧化物及上述粗大的氧化物的個數的關係。圖7上，CTOD試驗中合格的焊接接頭的圖示(中空的菱形)全部位於作為「本發明的範圍」示出的虛線的四方的範圍內。也就是說，HAZ的CTOD值、Shaz為0.3mm以上的條件，為(I)在鋼材的板厚中心部，當量圓直徑l.Oiim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Mg的當量圓直徑為0. 05 y m以上且低於0. 5 ii m的氧化物(上述微小的含Mg氧化物)為I X IO3 I X IO5個/mm2。接著，研究了鑄坯的1300 1100°C的溫度區的冷卻速度與上述微小的含Mg氧化物粒子的數量的相互關係。如圖8A所示，如果冷卻速度上升，則有板厚中心部的微小的含Mg氧化物的數量增加的傾向。特別是在通過真空脫氣工序使鋼中總氧量在0. 0035%以下的試樣(菱形的圖示)中，在鑄坯的冷卻速度為9°C /min以上時，氧化物數量的增加依靠冷卻速度的傾向變得明確。其結果是，在上述的總氧量及冷卻速度的範圍內，將上述微小的含Mg氧化物的數量控制在IX IO3 lX105f/mm2的範圍。在圖8A上，作為「本發明的範圍」用虛線和箭頭表示該冷卻速度範圍。此外，在滿足上述的總氧量及冷卻速度的範圍的所有試樣中，HAZ的CTOD值、Shaz為0. 3mm以上(菱形的中空的圖示)。接著，研究了 鑄坯的1300 1100°C的溫度區的冷卻速度與上述粗大的氧化物粒子的數量的相互關係。如圖8B所示，如果冷卻速度上升，則有板厚中心部的粗大的氧化物的數量減少的傾向。特別在通過脫氣工序使鋼中總氧量在0. 0035%以下的試樣(菱形的圖示)中，在鑄坯的冷卻速度為9°C /min以上時，上述粗大的含Mg氧化物的數量在20個/mm2以下的範圍。在圖8B上，作為「本發明的範圍」用虛線和箭頭表示該冷卻速度範圍。接著，研究了鋼中總氧量與上述微小的含Mg氧化物粒子的數量的相互關係。如圖9所示，如果總氧量上升，則有板厚中心部的上述微小的含Mg氧化物粒子的數量增加的傾向。如果總氧量超過0. 0035%，則即使將鑄坯的冷卻速度規定為9°C /min以上，有時也不能將上述微小的含Mg氧化物的數量控制在I X IO5個/mm2以下。此時，認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，作為「本發明的範圍」用虛線和箭頭表示總氧量為0. 0035% (35ppm)以下的範圍。在該氧量的範圍內，將鑄坯的冷卻速度規定為9°C /min以上的全部試樣都顯示出0. 3mm以上的S HAZ值(菱形的中空的圖示)。綜合上述預備實驗的結果，發明人等得到以下的見識。通過(I)減少存在於板厚中心部的粗大的氧化物粒子，(2)適當控制成為晶內相變的相變核的微小的含Mg氧化物的量，能夠提高電子束焊接接頭的熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性。此外，得知為了控制夾雜物粒子的大小及個數，(3)將鋼材中的總氧濃度控制在適當的範圍、及(4)將鋼材鑄造時的冷卻速度控制在適當的範圍是有效的。再有，認為通過預備實驗得到的鑄坯的必要的冷卻速度9°C /min根據進行鋼的熔煉及鑄造的煉鋼廠的澆包精煉設備或鑄造設備的條件等(例如真空脫氣的真空度、鑄造時的內燒口的形狀等)而變化。因此，為了提聞CTOD試驗結果，只要在規定的成分範圍得到規定的氧化物粒子的數目即可，不需要一定將鑄造時的冷卻速度限定在9°C /min以上。鑑於上述預備實驗的結果，本發明將鋼材(母材)的C量、CeEBB、C/CeEBB及氧化物粒子的大小或個數控制在適當的範圍內，添加適量的Mg及/或Ca。然後，在將含Ni嵌條夾在焊接部進行電子束焊接時，焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性值相對於鋼材(母材)的斷裂韌性值的比提高，能夠儘量抑制斷裂韌性值S C的偏差。本發明的實施方式的鋼材的組成以質量％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%、0 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的含量需要滿足0. 0006%≤Mg + Ca≤0. 0040%。此外，在上述鋼材的組成中所含的不可避免的雜質中，需要將P限制在0. 015%以下，將S限制在0. 010%以下，將Al限制在0. 015%以下。此外，上述鋼材根據需要也可以含有Nb 0% 0. 020%、V 0% 0. 030%、Cr 0% 0. 50%、Mo 0% 0. 50%、Cu 0% 0. 25%、Ni 0% 0. 50% 及 B 0% 0. 0030%。上述鋼材的組成的剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成。在將含Ni嵌條夾在上述鋼材的焊接部進行電子束焊接時，在焊縫金屬中，Mn及0減少，增加Ni。其結果是，焊縫金屬以質量％計至少含有C :0. 02% 0. 10%、S1:0. 03%
0.30%、Mn :1. 2% 2. 4%、N1:1. 0% 2. 3%、T1:0. 005% 0. 015%、N :0. 0020% 0. 0060%、
0:0. 0004% 0. 0020%、Mg :0. 0003% 0. 0027%,Ca :0. 0003% 0. 0027%。上述焊縫金屬的組成中的Mg及Ca的含量需要滿足0. 0006%≤Mg + Ca≤0. 0040%。此外，在上述焊縫金屬的組成所含的不可避免的雜質中，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。此外，上述焊縫金屬根據需要也可以含有Nb 0% 0. 020%、V 0% 0. 030%、Cr 0% 0. 50%、Mo 0% 0. 50%、Cu 0% 0. 25% 及 B 0% 0. 0030%。上述焊縫金屬的組成的剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成。以下，對各元素的添加理由及添加量進行說明。其中，％是指質量％。C是有助於提高強度的元素。為了確保作為焊接結構件的強度而添加0.02%以上。C量的優選的下限為0. 03%，更優選為0. 04%。另一方面，如果C量超過0. 10%則淬透性增大，韌性下降，因此將上限規定為0. 10%以下。優選的上限為0. 08%或0. 07%,更優選為0. 06%。Si是脫氧元素，對於確保鋼板的強度也是有效的元素。因此，添加0.03%以上。可是，如果過剩地添加Si，則大量生成島狀馬氏體，特別是焊縫金屬及熱影響部的韌性下降，因此將Si量上限規定為0. 30%。Si量的優選的上限為0. 25%或0. 20%,更優選為0. 15%。Mn對於確保韌性，且通過提高淬透性確保鋼板的強度是有效的元素。在Mn量低於
1.5%時，不能充分確保鋼材的韌性、強度及淬透性。此外，在電子束焊接時，Mn從焊縫金屬蒸發，損失一部分。所以，為了確保鋼材的韌性、強度及淬透性以及焊縫金屬的淬透性，添加1.5%以上的Mn。Mn量的優選的下限為1. 6%或1. 7%，更優選為1. 8%。但是，如果Mn量超過2. 5%，則淬透性過於增大，特別是熱影響部的韌性下降，因此將Mn量的上限規定為2. 5%。優選的上限為2. 4%，更優選為2. 3%。P是不可避免的雜質，對鋼材(BM)、焊縫金屬(麗)及熱影響部(HAZ)的韌性產生不良影響。特別是為了確保熱影響部(HAZ)的韌性，優選P較少，將其限制在0. 015%以下。優選的P量為0.010%以下或0.006%以下。P量的下限不需要特別的限定，其下限為0%。可是，從製造成本的觀點出發，低於0. 001%的P極低化是不必要的，可以將P量規定為0. 001%以上。
S是不可避免的雜質，形成MnS。MnS以微細的TiN或含Mg的氧化物為核析出，形成Mn稀薄的區域，促進晶內鐵素體的生成(晶內相變)。因此，優選含有0.0001%以上的S。優選的S量下限為0.001%。根據需要，也可以將S量下限規定為0.002%。在不需要上述效果時，不限定S量下限，也可以將下限規定為0%。另一方面，如果過剩地含有S，則特別是熱影響部(HAZ)的韌性下降，因此將S量上限限制在0. 010%以下。優選的S量上限為0. 007%或0. 005%以下。Ti與N或0結合，形成有助於晶粒微細化的微細的氮化物(TiN)或氧化物。在線能量低的電子束焊接接頭中，在熱影響部(HAZ)殘存微細的TiN，作為晶內相變的生成核發揮作用。為了通過抑制晶粒生長或通過晶內相變提高特別是熱影響部(HAZ)的韌性，添加0. 005%以上的Ti。優選的Ti量下限為0. 007%以上。另一方面，如果Ti量過剩，則生成粗大的TiN，反而使韌性劣化，因此將Ti量上限規定為0. 015%。優選的Ti量上限為0. 012%。N是與Ti結合形成微細氮化物的元素。N通過鋼材(母材)晶粒的微細化，或通過利用釘扎效果防止熱影響部中的粒徑的粗大化，或通過晶內相變導致的粒徑的微細化，來提高特別是熱影響部(HAZ)的韌性。為了得到此效果，將N量下限規定為0.0020%。優選的N量下限為0. 0030%。另一方面，如果N量過 剩，則對鋼材(母材)及熱影響部的韌性產生不良影響，因此將N量上限規定為0. 0060%。N量的優選的上限為0. 0050%。0生成含Mg的微細氧化物。為了得到此添加效果而添加0. 0010%以上的O。再有，如果按照本發明的實施方式在一般條件下進行電子束焊接，則在該過程中，在焊縫金屬中多損失鋼材0量內的大約一半左右的O。因此，鋼材(母材)的0量下限優選為0. 0015%以上。更優選為0. 0020%以上。可是，如果0過剩，則氧化物變得粗大，成為斷裂的起點，對鋼材(母材)或熱影響部的韌性產生不良影響。因此，將鋼材(母材)的0量上限規定為0.0035%。在按組成或製造工序等條件容易在鋼材生成過剩的氧化物時，也可以將0量上限規定為0. 0032%,0. 0029%或 0. 0025%。Mg在本發明中是非常重要的元素。Mg形成微細的氧化物，有助於促進晶內相變。為了使用Mg氧化物作為釘扎粒子，添加0. 0003%以上的Mg。為了促進晶內相變，優選Mg量為 0. 0005% 或 0. 0007% 以上。另一方面，如果超過0. 0027%地添加Mg，則容易生成粗大的氧化物，使鋼材(母材)及熱影響部的韌性下降，因此將上限規定為0. 0027%。更優選的Mg量上限為0. 0025%、0.0023% 或 0. 0021%。Ca是強力的脫氧元素，為了通過抑制Mg氧化物的粗大化來確保微細的Mg氧化物，添加CaO. 0003%以上。此外，Ca生成CaS，對於抑制沿軋制方向伸長的MnS的生成也是有用的。為了改善鋼材的板厚方向的特性，特別是耐層狀撕裂性，優選添加0. 0005%或0. 0007%以上的Ca。另一方面，如果Ca超過0. 0027%，則容易生成粗大的氧化物，使鋼材(母材)及熱影響部的韌性下降。所以，將Ca量上限規定為0. 0027%。更優選的Ca量上限為0. 0025%或0.0023%。
在本發明中，同時添加Mg及Ca。這是為了通過添加Ca強化脫氧，抑制Mg氧化物的粗大化。即，Ca與Mg相比優先形成氧化物，因此通過抑制Mg氧化物的粗大化，促進含Mg微細氧化物的生成。微細的Mg氧化物作為釘扎粒子及晶內相變核發揮作用，還成為TiN的生成核。為了增強原奧氏體晶內的鐵素體的核生成，謀求原奧氏體晶內組織的微細化，抑制粗大奧氏體的生成，將Mg和Ca合計添加0. 0006%以上。也可以將Mg和Ca的合計量的下限規定為0.0010% 或 0. 0015%。另一方面，如果Mg和Ca的合計量過剩，則氧化物凝聚、粗大化，對鋼材(母材)及熱影響部的韌性產生不良影響，因此將合計量的上限規定為0. 0040%。Mg和Ca的合計量的上限優選為0. 0030%,更優選為0. 0025%。本發明的實施方式的鋼材基於以下的理由可以在一定限度內進一步含有Al、Nb及/或V。Al是根據需要添加的選擇性元素，添加量也可以為0%。在添加時，通過脫氧及顯微組織的微細化，具有提高鋼材(母材)的韌性的效果。為了得到該添加效果，優選添加0. 001%以上的Al。更優選的Al量為0. 003%以上或0. 005%以上。但是，Al氧化物由於鐵素體相變核生成能力小、幾乎不有助於晶內相變，所以在添加Al時、或作為不可避免的雜質混入Al時，將Al量上限限制在0.015%以下。如果Al氧化物變得粗大，則成為斷裂的起點，因此優選的上限為0. 012%。更優選為0. 010%以下。

Nb對於提高淬透性，提高鋼板的強度是有效的。因此，根據需要也可以添加
0.001%以上的Nb。優選添加0. 003%以上的Nb。但是，如果過剩地添加Nb，則特別降低熱影響部(HAZ)的韌性，因此將Nb量上限規定為0. 020%。優選的Nb量上限為0. 012%,更優選為0. 010%。Nb的添加不是必須的，添加量也可以為0%。V的添加不是必須的，V量也可以為0%，但在根據需要少量添加時，具有提高淬透性及回火軟化阻力的效果。為了得到該添加效果，添加0.005%以上的V。優選添加0.010%以上的V。但是，如果過剩地添加V，則特別降低熱影響部(HAZ)的韌性，因此將V量上限規定為0.030%。優選的V量上限為0.025%。在要求更穩定的淬透性時，也可以將V量限制在低於0. 020%或0. 018%以下。本發明的實施方式的鋼材根據需要也可以進一步含有Cr、Mo、Cu及Ni中的I種或2種以上。這些元素是對提高韌性有效的元素，為了得到添加效果，添加0.05%以上的Cr、Mo、Cu及/或Ni。這些各元素的添加不是必須的,添加量也可以為0%。此外，Cr、Mo、Cu及Ni價格高，因此從經濟的觀點出發，規定為Cr :0. 50%以下、Mo
0.50%以下、Cu :0. 25%以下、N1:0. 50%以下。特別是，在提高Mn量的本發明的實施方式的鋼材中，如果過剩地添加這些元素，則淬透性過於提高，有時損害韌性的平衡。所以，優選將Cr、Mo、Cu及/或Ni的合計量規定為0. 70%以下，更優選將這些元素的合計量規定為0. 50%以下。本發明的實施方式的鋼材根據需要也可以進一步含有B。B的添加不是必須的，B量也可以為0%，但如果少量添加B則淬透性較大地提高。因此，在難以確保冷卻速度等時，根據需要，也可以以0. 0030%為上限添加B。為了得到提高淬透性的效果，可添加0. 0002%以上的B。
在本發明的實施方式的鋼材中，在電子束焊接時，焊縫金屬中的Mn量及0量比鋼材(母材)中的Mn量及0量少。這是因為當在真空中進行電子束焊接時，焊縫金屬中Mn的一部分蒸發，而且氧化物從焊縫金屬上浮被排出。所以，將焊縫金屬的Mn量及0量以質量％計分別規定為Mn :1. 2% 2. 4%及0 :0. 0004% 0. 0020%。焊縫金屬的Mn量的下限也可以為1. 4%或1. 6%,上限也可以為2. 0%或1. 8%。再有，如果按照本發明的實施方式在一般的條件下進行電子束焊接，則在該過程中，焊縫金屬中多損失鋼材0量內的大約一半左右的0量。例如，在鋼材的0量為0. 0035%以下時，在焊接後的接頭中，焊縫金屬中的0量多為大約0. 0020%以下。也可以將焊縫金屬的0量規定為低於20ppm、19ppm以下、18ppm以下或17ppm以下。沒有必要一定設定焊縫金屬的0量下限,但規定為4ppm以上、8ppm以上、IOppm以上、12ppm以上或14ppm以上也可以。在本發明的實施方式的鋼材中，在形成電子束焊接接頭時，為了提高焊縫金屬的韌性，而在被焊接部(坡口對接部)的坡口面，夾著含Ni嵌條，向焊縫金屬中添加Ni。要顯著提高焊縫金屬的韌性，優選使焊縫金屬的斷裂韌性值為鋼材(母材)的0. 8倍以上，需要使焊縫金屬的Ni在1. 0%以上。焊縫金屬的Ni量的下限也可以為1. 3%或1. 6%。另一方面，如果Ni量過剩，則焊縫金屬的硬度上升，對熱影響部的斷裂韌性產生不良影響。特別是，為了確保 熱影響部的韌性，將Ni量上限規定為2. 3%以下。再有，如果焊縫金屬的Ni過剩，則容易生成高碳馬氏體，有時焊縫金屬的硬度上升，斷裂韌性下降。焊縫金屬的Ni量的上限也可以為2. 2%或2. 0%。在為了通過釘扎效果提高焊縫金屬的韌性而添加的Mg和Ca的量少時，優選增加焊縫金屬的Ni量。作為嵌條，能夠使用Ni合金或純Ni。如果使用純Ni則簡便。在本發明的實施方式的電子束焊接用鋼材中，將鋼材(母材)的組成代入下述(式I),求出電子束焊接淬透性指標值即CeEBB，將該指標值CeEBB規定為0. 42% 0. 65%。其中，%是指質量％。CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)式中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為鋼材成分的含量(質量％)。CeEBB值的單位
為質量％。用於求出電子束焊接淬透性指標CeEBB的(式I)，是考慮到在通過將含Ni嵌條夾持在被焊接部的坡口面而形成的電子束焊接接頭的焊縫金屬中，將Ni量規定為1.0%
2.3%而製作的。為了確保鋼材(母材)的強度而將鋼材的電子束焊接淬透性指標值CeEBB的下限規定為0. 42%。CeEBB優選規定為0. 45%以上，更優選規定為0. 48%以上。另一方面，如果CeEBB超過0. 65%，則熱影響部的斷裂韌性變得不充分，因而將上限規定為0. 65%。優選的上限可以為0. 60%,更優選為0. 58%。在本發明的實施方式的鋼材的沿著板厚方向的斷面的板厚中心部，將當量圓直徑l.Oum以上的全部氧化物粒子(粗大的氧化物粒子)的數量規定為20個/mm2以下。此外，同樣在板厚中心部，將含有7%以上的Mg且當量圓直徑為0. 05 ii m以上且低於0. 5 ii m的氧化物粒子(微小的含Mg粒子)的數量規定為IXlO3 IXlO5個/mm2。如果上述粗大的氧化物粒子的數量超過20個/_2，則該氧化物粒子成為斷裂的起點，使熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性變得不充分。如果上述微小的含Mg粒子的數量低於I X 103，則含Mg粒子的釘扎作用變得不充分，對熱影響部及焊縫金屬的韌性產生不良影響。如果上述微小的含Mg粒子的數量超過I X 105，則過剩的含Mg粒子成為斷裂起點的傾向增高，熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性變得不充分。再有，作為 上述粗大的氧化物粒子的數量測定方法，例如，採用鋼材的板厚方向的中央部的斷面試樣，採用FE-SEM (場發射掃描電子顯微鏡，Field Emission ScanningElectron Microscope)進行測定。此外，作為上述微小的含Mg氧化物的數量測定方法，例如，採用鋼材的板厚方向的中央部的斷面試樣，利用FE-TEM(場發射透射電子顯微鏡,Field Emission TransmissionElectron Microscope)進行測定。另外，製作抽樣複製膜，用TEM觀察，將用EDX法(能量色散X射線光譜法,EnergyDispersive X-ray Spectrometry)測定的Mg的重量比為7%以上的粒子，判定為是含有7%以上的Mg的氧化物粒子。C量相對於電子束焊接淬透性指標CeEBB的比(C/CeEBB)，是表示焊縫金屬的淬透性與熱影響部和鋼材(母材)的淬透性的平衡的指標。C/CeEBB優選取0. 15以下的值。如果C量相對於Mn、Cu、N1、Cr、Mo及/或V的量過剩，C/CeEBB超過0. 15，則熱影響部的斷裂韌性有時下降。更優選的C/CeEBB的上限為0. 13，進一步優選為0. 11。另一方面，在將含Ni嵌條夾持在焊接部的坡口面進行電子束焊接時，鋼材(母材)的C/CeEBB的下降造成的焊縫金屬的淬透性下降可由Ni來補足。所以，沒有規定C/CeEBB的下限，但(量取下限的值，在胞、(11、祖、(>10及￥的量取上限的值時，實質上為C/CeEBB的下限，在本發明中為0. 02。再有，如果增加C量，降低Cu、N1、Cr、Mo及/或V的量，則能夠削減合金成本，因此C/CeEBB的下限更優選規定為0. 04以上，進一步優選規定為0. 06以上。另外，在本發明的實施方式的通過將含Ni嵌條夾持在焊接部的坡口面而形成的電子束焊接接頭中，將焊縫金屬的組成代入下述(式2 )，求出焊縫金屬的電子束焊接淬透性指標值即CeEBW，將該指標值CeEBW規定為0. 56% 0. 73%。其中，％是指質量％。CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2)式中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為焊縫金屬中的成分的含量(質量％)。CeEBW值的單位為質量％。為了確保焊縫金屬的淬透性，將焊縫金屬的CeEBW規定為0. 56%以上。更優選將焊縫金屬的CeEBW的下限規定為0. 60%。另一方面，如果焊縫金屬的CeEBW超過0. 73%，則焊縫金屬硬化，焊接接頭的斷裂韌性變得不充分。焊縫金屬的CeEBW的上限更優選為0. 70%。在採用本發明的實施方式的鋼材、通過電子束焊接形成的焊接接頭中，優選焊縫金屬的CTOD值5 M、熱影響部的CTOD值S mz及鋼材(母材)的CTOD值5 ^滿足下述(式3)和(式4)。0. 8 ≤ 8 BM/ 6 M ≤1. 25 (式 3)0. 3 ≤ Shaz/Swm ≤1.1 (式 4)其中，S M、S HAZ及S BM是0°C下6次進行三點彎曲CTOD試驗時的CTOD值的最低值。在CTOD值為1. Omm以上時視作發生了延性斷裂，以CTOD值為1. Omm進行上述計算。如果S BM/6麗低於0. 8及/或S HAZ/6WM低於0. 3，則SBM、Swm及S mz的平衡變得極差，焊接部的斷裂韌性大大下降。因此，將Sbm/Swm的下限規定為0.8，將6_/6_的下限規定為0.3。關於Sbm/Swm的上限，由於優選Swm為Sbm的0.8倍以上，因此規定為1.25以下。更優選Swm與Sbm大致同等，S BM/Swm的優選的上限為1.1。同樣，優選Smz與Swm大致同等，將Shaz/Swm的上限規定為1.1以下。如本發明所述，在對利用微細的含Mg氧化物的鋼進行電子束焊接時，難以將HAZ的斷裂韌性提高到與鋼材(母材)同等的程度。所以，特別是在需要提高鋼材(母材)及WM的斷裂韌性時，S J 6 M的優選的上限為0. 6，更優選為0. 5。即，根據本發明的實施方式的鋼材，電子束焊接後的焊接接頭中的焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性與鋼材(母材)的斷裂韌性相比劣化少，能夠得到各部的斷裂韌性適度平衡的焊接接頭。電子束焊接能夠在可用簡易設備實現的低真空度下，例如在IOPa以下的減壓下進行。真空度的下限依據設備的能力而不同，但優選10 —2Pa。焊接條件在加速電壓130 180V、射束電流100 130mA、焊 接速度100 250mm/分鐘的範圍內，根據裝置的性能及鋼材的厚度來決定。例如，在厚度為80mm時，推薦加速電壓175V、射束電流120mA、焊接速度125mm/分鐘左右。在進行電子束焊接時，在被焊接部的坡口面之間夾持含Ni嵌條。作為含Ni嵌條，能夠使用Ni基合金箔、N1-Fe合金箔、純Ni箔。如果使用Ni箔，則能夠從鋼材的Ni量和作為目標的焊縫金屬中的Ni量及鋼材的尺寸和焊縫金屬的寬度，簡便地計算作為目標的Ni量所需的嵌條的厚度。如果使用純Ni箔，可以準備所需厚度的箔，也可以重疊多片薄的箔，來達到所需的厚度。例如，在打算採用Ni量為0%的鋼材(母材)，形成成為Ni量為2%的焊縫金屬的焊接接頭時，首先通過預備實驗等調查電子束焊接後的焊縫金屬的寬度。其結果是，在判明焊縫金屬的寬度為4. Omm時，如果夾著厚度0. 08mm的Ni箔進行電子束焊接，則可得到Ni量大約為2%的焊縫金屬的電子束焊接接頭。接著，對本發明的實施方式的鋼材的製造方法進行說明。在本發明的實施方式的方法中，在鑄造板坯(鋼坯)等鋼材的鑄造工序中，通過例如以9°C /min以上的速度進行冷卻，能夠將上述粗大的氧化物的數量限制在20個/mm2以下。同時，能夠確保上述微小的含Mg氧化物在IXlO3以上。鋼材(鋼坯)的製造方法在工業上優選連續鑄造法。通過連續鑄造法，能夠提高鑄造後的冷卻速度，使生成的氧化物和Ti氮化物微細化。因此，從提高韌性的方面出發，優選連續鑄造法。在連續鑄造中，作為將鑄坯的冷卻速度提高到9°C /min以上的具體的手段，可列舉出連續鑄造機內的冷卻帶的高壓化及高水量化、鑄型厚度的減厚化、壓下鑄坯未凝固層的板坯減厚等手段。在採用上述手段時，鑄坯的冷卻速度的上限一般為30°C /min左右。通常，高Mn鋼與碳鋼或低合金鋼相比較，熱加工性差，因此需要在適當的條件下實施加工熱處理。在本發明的方法中，將鑄造的上述成分組成的鋼材(鋼坯)加熱到950 1150°C。如果加熱溫度低於950°C，則熱軋時的變形阻力增大，使生產率下降。另一方面，如果加熱超過1150°C，則鋼材(鋼坯)的Ti氮化物粗大化，有時鋼材(母材)或熱影響部的韌性下降。在將鋼材(鋼坯)加熱到950 1150°C後，為了得到必要的鋼材的強度或韌性，實施加工熱處理(TMCP Thermo-Mechanical Controlled Processing)。加工熱處理對於提高鋼材的強度及韌性是有效的，例如，有(I)控制軋制(CR Controlled Rolling)、(2)控制軋制-加速冷卻(ACC Accelerated Cooling)、( 3)軋制後直接淬火-回火處理(DQT DirectQuenching and Tempering)等方法。在本發明中,在提高斷裂韌性這點上,優選(2)控制軋制-加速冷卻法及(3)軋制後直接淬火-回火處理。在未再結晶溫度區(大約900°C以下)進行的控制軋制使鋼材的組織微細化，對於提高強度及韌性是有效的。在本發明中，為了防止生成加工鐵素體，優選在Ar3相變點以上的溫度下結束控制軋制。特別是，在進行控制軋制時，如果接著進行加速冷卻，則生成貝氏體或馬氏體等的硬質相，強度提高。為了確保強度及韌性，加速冷卻的停止溫度優選為400 600°C。軋制後的直接淬火是在比控制軋制的溫度區更高的溫度區進行了熱軋後，通過水冷等進行淬火的方法。根據該方法，通常強度上升，因而通過回火來確保韌性。回火溫度優選為400 650。。。實施例接著，對本發明的實施例進行說明，但實施例中的條件是為確認本發明的可實施性及效果而採用的一個條件例，本發明並不限定於該一個條件例。本發明可在不脫離本發明的要旨、實現本發明目的的範圍內，採用多種條件。

(實施例)採用具有表I及表2所示的成分組成的鋼材，根據表3及表4所示的條件，製造鋼材。從鋼材採集試驗片，進行拉伸試驗及CTOD試驗，測定鋼材(母材)的抗拉強度及斷裂韌性值。關於鋼材(母材)的強度，從板厚1/2部以軋制方向為長度方向採集試驗片，基於JISZ2241進行測定。再有，將屈服應力為355 420MPa的鋼材評價為良好。對鋼材實施電子束焊接，製作I坡口的對焊接頭。關於電子束焊接，採用RPEBW法，使用純Ni箔作為嵌條，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行。焊縫寬度為3. 0 5. 5mm。從焊縫金屬採集試樣，分析成分組成。結果不於表5及表6。此外，從焊接接頭，(a)在板厚低於60mm時，採集6根t (板厚)X 2t的尺寸的試驗片，(b)在板厚為60mm以上時,米集6根t (板厚)X t的尺寸的試驗片。在試驗片上，作為切口將50%疲勞裂紋導入焊縫金屬(麗)的中央、熔合部(FL)及鋼材(母材、BM)的各位置。圖6中示出導入了切口的試驗片。在試驗溫度(TC下實施CTOD試驗，求出斷裂韌性值Sc。在各切口位置，將6根的最低值分別作為斷裂韌性值5 、6ffiz> Sbm。再有，在電子束焊接接頭中，由於熱影響部的寬度窄，所以採用在熔合部導入了切口的試驗片測定了熱影響部的CTOD值Shazo在CTOD值為1. Omm以上時，視作為發生了延性斷裂，以CTOD值為1. Omm進行上述計算。表7及表8中示出基於焊接接頭的焊縫金屬(麗)的CTOD值S M、熱影響部(HAZ)的CTOD值S HAZ、鋼材(母材、BM)的CTOD值S BM的S BM/ S麗及S HAZ/ 6麗。鋼材的氧化物粒子的個數用以下的方法進行了測定。從各鋼材製作板厚方向的中央部的斷面試樣，關於當量圓直徑1. O i! m以上的氧化物粒子(粗大的全部氧化物粒子)，米用 FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope)進行了觀察，測定了該粒子的大小和個數。關於當量圓直徑為0. 05 y m以上且低於0. 5 y m的含Mg氧化物粒子(微小的含Mg氧化物粒子)，同樣從板厚方向的中央部採集試樣,從用SPEED法(SelectivePotentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution)電解研磨的試樣製作抽樣複製膜，用 10000 1000000 倍的 FE-TEM (Field Emission Transmission ElectronMicroscope)觀察。利用 EDX 法(Energy Dispersive X-ray Spectrometry),將從特性 X 射線求出的Mg的重量比為7%以上的夾雜物粒子判定為含Ti夾雜物粒子。從這些結果，測定含Ti夾雜物粒子的大小和個數。在各試樣的板厚中心部進行20個視場以上的觀察，計算單位面積的夾雜物粒子(上述微小的含Mg氧化物粒子及上述粗大的夾雜物粒子)的個數的平均值。 [表I]
權利要求
1.一種電子束焊接接頭，其特徵在於，其是將鋼材用電子束焊接、形成焊縫金屬而得到的電子束焊接接頭，其中，所述鋼材的組成以質量％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%、0:0. 0010% 0. 0035%、Mg :0. 0003% 0. 0027%、Ca :0. 0003% 0. 0027%、Nb 0% 0. 020%、V0% 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限制在0. 015%以下、 將P限制在0.015%以下、 將S限制在0. 010%以下， 剩餘部分由鐵及不可避免的雜質構成； 所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質量％表示的含量滿足0. 0006%彡Mg +Ca ( 0. 0040%, 將所述鋼材的組成代入下式I求出的指標值CeEBB為0. 42% 0. 65%， 在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當量圓直徑為1. Oym以上的氧化物的數量為20個/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當量圓直徑為0. 05 ii m以上且低於0. 5 ii m的氧化物的數量為I X IO3 I X IO5個/mm2 ； 所述焊縫金屬的組成以質量％計，含有C :0. 02% 0. 10%、S1:0. 03% 0. 30%、Mn :1. 2% 2. 4%、N1:1. 0 2. 3%、T1:0. 005% 0. 015%、N :0. 0020% 0. 0060%、0:0. 0004% 0. 0020%、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%、及B 0% 0. 0030%， 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； 所述焊縫金屬的組成中的Mg及Ca的以質量％表示的含量滿足0. 0006%彡Mg +Ca ( 0. 0040%, 將所述焊縫金屬的組成代入下式2求出的指標值CeEBW為0. 56% 0. 73% ； CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I) 式I中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述鋼材的組成中的各元素的質量％，CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2) 式2中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述焊縫金屬的組成中的各元素的質量％。
2.根據權利要求1所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，以質量％表示的所述鋼材的C量相對於所述指標值CeEBB的比即C/CeEBB為0. 02 0. 15。
3.根據權利要求1或2所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，所述鋼材的厚度為45 150mmo
4.根據權利要求1或2所述的電子束焊接接頭，其特徵在於，將所述焊縫金屬的CTOD值定義為Swm、將焊接熱影響部的CTOD值定義為Shaz、將鋼材的CTOD值定義為Sbm時，滿足0.8 < 5 BM/ 5 m <1. 25、及 0.3< SHAZ/g麗<1_1。
5.—種電子束焊接用鋼材，其特徵在於，所述鋼材的成分以質量％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%、0:0. 0010% 0. 0035%、Mg :0. 0003% 0. 0027%、Ca :0. 0003% 0. 0027%、Nb 0% 0. 020%、V0% 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限制在0. 015%以下、 將P限制在0.015%以下、 將S限制在0. 010%以下， 剩餘部分由鐵及不可避免的雜質構成； 所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質量％表示的含量滿足0. 0006%彡Mg +Ca ( 0. 0040%, 將所述鋼材的組成代入下式I求出的指標值CeEBB為0. 42% 0. 65%， 在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當量圓直徑為l.Oym以上的氧化物的數量為20個/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當量圓直徑為0. 05 ii m以上且低於0. 5 ii m的氧化物的數量為I X IO3 I X IO5個/mm2 ； CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I) 式I中，(、] 11、(11、附、(>、]\10及￥分別為所述鋼材的組成中的各元素的質量％。
6.根據權利要求5所述的電子束焊接用鋼材，其特徵在於，以質量％表示的所述鋼材的C量相對於所述指標值CeEBB的比即C/CeEBB為0. 02 0. 15。
7.根據權利要求5或6所述的電子束焊接用鋼材，其特徵在於，所述鋼材的厚度為45 150mmo
8.一種電子束焊接用鋼材的製造方法，其是權利要求5或6所述的電子束焊接用鋼材的製造方法，其特徵在於，具有以下工序 在鑄造所述鋼材時，以1300 1100°C的溫度區的冷卻速度達到9°C /min以上的方式對所述鋼材進行冷卻的工序；和 在所述鑄造工序後，將所述鋼材加熱至950 1150°C，然後實施加工熱處理的工序。
全文摘要
本發明提供一種電子束焊接用鋼材，其以質量%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%，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，剩餘部分由鐵及不可避免的雜質構成；滿足0.0006%≤Mg＋Ca≤0.0040%，指標值CeEBB為0.42%～0.65%，在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當量圓直徑為1.0μm以上的氧化物的數量為20個/mm2以下，在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當量圓直徑為0.05μm以上且低於0.5μm的氧化物的數量為1×103～1×105個/mm2。
文檔編號B23K35/30GK103069039SQ20118004033
公開日2013年4月24日 申請日期2011年10月27日 優先權日2010年11月22日
發明者植森龍治, 本間竜一, 石川忠, 兒島明彥, 星野學 申請人:新日鐵住金株式會社