耐脆性断裂发生特性优异的电子束焊接接头的制作方法

专利名称：：耐脆性断裂发生特性优异的电子束焊接接头的制作方法
技术领域：
：本发明涉及焊接结构体，特别是涉及将板厚大于50mm的钢板对焊而
背景技术：
：要从石油等的化石能源脱离来利用可再生的自然能源的社会需求极为提高，大规模的风力发电也正世界性地普及着。最适合于风力发电的地域是可不断期待强风的地域，海洋上风力发电也以世界的规模实现了。为了在海洋上建设风力发电塔，必须在海底的地基上打入塔的^出部分，为了从海水面充分确保风力发电的风轮叶片的高度，基础部分也需要有充分的长度。因此，风力发电塔的基础部分，为板厚100mm左右、直径4m左右的具有大截面的管结构，塔的总体高度竟达80m以上。要求在建设现场附近的海岸简易、而且高效率地焊接组装这样的巨大结构物。于是，产生了要将如上述那样板厚竟达100mm的极厚钢板以高效率、而且在现场进行焊接这一以往所没有的要求。一般地，电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，但需要在真空室内维持高真空状态而焊接，因此，以往，可焊接的钢板的大小受到限制。对此，近年来，作为可高效率地现场焊接板厚100mm左右的极厚钢板的焊接方法，可在低真空下施工的电子束焊接方法(RPEBW:ReducedPressuredElectronBeamWelding:减压电子束焊接)由英国的焊接研究所开发并提出方案(WO99/16101参照)。在通过使用该RPEBW法来焊接如风力发电塔之类的大型结构物的场合，也期待可只使进行焊接的部分局部性地处于真空来高效率地焊接。可是，另一方面，该RPEBW法，与在真空室内进行焊接的方法相比，是在真空度降低的状态下进行焊接，因此难以确保由电子束熔融、然后凝固的熔融金属部分(以下也称为焊缝金属区)的韧性，出现上述这一新的课题。由日本特开平3-248783号公报等已知，对于这样的课题，以往，通过将板状Ni等的金属嵌件(插入金属；insertmetal)贴附于焊接面来进行电子束焊接，由此使焊缝金属的Ni含量为0.14.5。/。，来改善焊缝金属的夏比沖击值等的韧性。可是，在使用RPEBW法焊接时，由于在该方法中，金属嵌件中的Ni等元素没有均匀地扩散到焊接热影响区，而使焊缝金属与焊接热影响区(以下也称为HAZ区)的硬度之差增大，因此反倒使HAZ区的韧性偏差较大，这一问题已很明确。一般地，作为定量地评价焊接结构物的安全性的指标，已知有通过CTOD试验求得的、基于断裂力学的断裂韧性值6c值。以往的采用RPEBW法焊接而得到的焊接接头，上述焊接热影响区的韧性偏差较大，因此难以充分确保断裂韧性值Sc值。另一方面，在日本特开2005-144552号公报中提出为了确保气体保护焊等的大线能量焊接接头的断裂韧性值Kc，进行控制使得焊缝金属与母材的硬度比为110%以下，从而改善焊缝金属区与母材部分的边界(以下也称为FL部)的断裂韧性Kc的方法。然而，为了确保电子束焊接接头的断裂韧性值3c，必须满足FL部和焊缝金属区这两者的断裂韧性值Sc,当与大线能量焊接接头同样地使焊缝金属区的硬度降低至母材的硬度的110%以下时，产生不能确保电子束焊接接头中的焊缝金属区的断裂韧性值的问题。另外，电子束焊接法，是利用电子束具有的能量，将焊接区的母材先熔融再凝固而焊接的方法，难以如气体保护焊等的大线能量电弧焊接法那样利用焊丝等容易地控制焊缝金属区的硬度和断裂韧性值Sc等的特性。
发明内容鉴于以上的现有技术，本发明的目的是提供使电子束焊接接头中的焊缝金属区和局部的应力特别地增大的焊缝金属区与焊接热影响区的边界(FL部)这两者的断裂韧性值Sc提高，稳定地提高焊接接头的断裂韧性的方案。本发明者为了达到上述目的，对母材和焊接接头的机械性质进行了调研。其结果发现，通过为了提高焊缝金属区的韧性而使用的金属嵌件的存在，焊缝金属区的强度、硬度上升，比母材的强度、硬度显著地高，由此在与和焊缝金属区相接的焊接热影响区(HAZ区)的边界附近，局部的应力增大，因此，FL部的断裂韧性值Sc降低。另夕卜，基于该见解，在屈服强度为355MPa级以上、板厚大于50mm(优选大约为大于50mm且在100mm以下)的高强度厚钢板的电子束焊接中，作为实现能够防止由高匹配(overmatching)引起的接头韧性的降低，可稳定地确保优异的韧性的焊接接头的新的接头设计技术，构成了本发明。所述的本发明的要旨如下。(1)一种耐脆性断裂发生特性优异的电子束焊接接头，是焊接结构体的对焊接头，其特征在于，焊缝金属区的硬度大于母材部分的硬度的110%且为母材部分的硬度的220%以下，并且，焊缝金属区的宽度为母材部分的板厚的20%以下。(2)根据上述(1)所述的电子束焊接接头，其特征在于，作为母材，使用以质量％计，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的值为0.12%以上0.5%以下的钢材，在焊接接头的焊缝金属中含有的氧(O)的量为20ppm以上、粒径为2.0nm以上的氧化物的量为10个/mm2以下。Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+薩0+O/20+Mo/15+V/10+5B.......(a)(3)才艮据上述(2)所述的电子束焊接接头，其特征在于，粒径为0.1nm以上且不到2.0nm的Ti氧化物的量为30~600个/mm2。U)根据上述(l)所述的电子束焊接接头，其特征在于，在该焊接接头的焊缝金属中含有1~4质量％的Ni，并且含有的Ni比在母材中的含量多0.2质量％以上。(5)根据上述(4)所述的电子束焊接接头，其特征在于，在焊缝金属中含有10ppm以下的B。(6)根据上述(1)所述的电子束焊接接头，其特征在于，作为上述母材，使用含有2.5质量。/o以上的Ni的钢材，在上述焊接接头的焊缝金属中含有的Ni的含量，以质量％计，大于4%且为8%以下。(7)根据上述(1)~(6)的任一项所述的电子束焊接接头，其特征在于，上述焊接结构体是对板厚大于50mm的高强度钢板进行对焊而成的。根据本发明，在对屈服强度为355MPa级、板厚大于50mm的高强度钢板进行电子束焊接时，能够形成断裂韧性值5c充分高的焊接接头。而且，即使是不使用金属嵌件的场合，也可根据母材的Ni含量切实地达到本发明的目的。图1是表示焊缝金属区和母材的硬度对焊缝金属以及HAZ、FL部的值造成的影响的图。图2是表示焊缝金属区与母材的硬度比、y粒径给HAZ软化宽度与HAZ、FL部的CTOD值的关系带来的影响的图。图3是表示对于板厚70mm的试验片，采用FEM(三维有限元法)解析焊缝金属区(WM)与焊接热影响区(HAZ)的边界部(FL)、以及、在焊接热影响区(HAZ)设置切口，在切口尖端的CTOD(CrackTipOpeningDisplacement:裂紋尖端张开位移)为0.05mm时的从切口尖端向裂紋扩展方向离开的各位置的裂紋开口应力分布而得到的结果的一例的图。图4是表示在对接部插入Ni箔或者不插入Ni箔而釆用RPEBW法焊接时的CTOD试验结果的图。图5是表示与图1同样的情况的焊接接头部的硬度变化的图。图6是表示焊缝金属的断裂韧性值与粒径2.0nm以上的氧化物个数的关系的图。图7是表示焊缝金属的Ni含量、焊缝金属与母材钢板的Ni含量之差与断裂韧性值Sc之间的关系的图。图8是表示焊缝金属中的Ni含量对焊缝金属区、FL，HAZ区的断裂韦刃性值5c的影响的图。具体实施例方式一般的电子束焊接接头，对于将母材部分的一部分熔融、再凝固而形成的焊缝金属区而言，确保所需要的断裂韧性3c较困难。因此，以往，在电子束焊接时，已知有在焊接坡口部插入镍箔等的金属嵌件(插入金属；insertmetal)，使焊缝金属区的淬透性提高，利用该协同效应，来确保断裂韧性值8c的方法。可是，本发明者们发现，当采用该方法时，电子束焊接接头中的焊接热影响区、特别是焊缝金属区与焊接热影响区的边界(FL部)的断裂韧性值3c大幅度地降低，不能充分确保电子束焊接接头的断裂韧性值3c。于是，本发明者们试制屈服强度为460MPa级的钢板，将Ni含量为40/。的金属嵌件插入焊接坡口中，实施电子束焊接，测定由CTOD试验得到的焊接接头的断裂韧性值Sc并进行评价。上述焊接接头的CTOD试验的结果判明，虽然焊缝金属区的断裂韧性值Sc显示出0.2mm以上的充分高的值，但焊缝金属区与HAZ区的边界部(FL部)的断裂韧性值Sc显示出0.02mm以下的极低的值。接着，详细地调查上述焊接接头的CTOD试验中的断裂发生点的结果发现(i)断裂的发生位置为焊缝金属区(WM)与焊接热影响区(HAZ)的边界(焊接熔合线[FL])部，并且，采用三维有限元法解析在上述焊接接头的CTOD试验中成为断裂的驱动力(drivingforce)的局部应力的分布形态的结果，(ii)FL部的局部应力显著地受到邻接的焊缝金属区(WM)的硬度的影响。图3表示对于板厚70mm的试验片，采用FEM(三维有限元法)解析焊缝金属区(WM)与焊接热影响区(HAZ)的边界部(FL)、以及、在焊接热影响区(HAZ)设置切口，在切口尖端的CTOD(CrackTipOpeningDisplacement:裂紋尖端张开位移)为0.05mm时的从切口尖端向裂紋扩展方向离开的各位置的裂紋开口应力分布而得到的结果的一例。由该图判明，(iii)当板厚大约为大于50mm且在70mm以下时，在板厚方向的拘束度(拘束力)显著地增大，若焊缝金属区(WM)的强度比母材(BM)、焊接热影响区(HAZ)的强度高(WM-H的场合)，则局部应力在焊缝金属区(WM)与焊接热影响区(HAZ)的边界部(FL)显著地增大(参照图中的口[WM-H]以及B[WM-L])。另一方面，即使是焊缝金属区(WM)的强度比母材(BM)、焊接热影响区(HAZ)的强度高的场合(WM-H的场合)，在焊接热影响区(HAZ)中，局部的应力也不增大，与焊缝金属区(WM)的强度较低的场合(WM-L的场合)大体相同。由此可以认为，Sc值降低的原因是由于，在焊缝金属区(WM)的强度比母材(BM)、焊接热影响区(HAZ)的强度高的场合(WM-H的场合)，在焊缝金属区(WM)与焊接热影响区(HAZ)的边界部(FL),局部的应力增大的缘故。即，经上述解析的结果，本发明者发现，(iv)为了抑制在焊缝金属区(WM)与焊接热影响区(HAZ)的边界部(FL)的局部应力的显著增大，提高3c值，必须尽可能地降低焊缝金属区(WM)的强度。然而发现，当使焊缝金属区的硬度降低时，不能确保焊缝金属区(WM)的淬透性，因此生成粗大的铁素体，其结果，CTOD值降低。在此，以上述解析结果为基础，使焊缝金属区的硬度[Hv(WM)]作各种变化，测定FL部的CTOD值8c，将3c值相对于"焊缝金属区的硬度[Hv(WM)]/母材的硬度[Hv(BM)]"进行绘图的结果发现，如图l中i"參J所示，如果将焊缝金属区的硬度[Hv(WM)]抑制为母材的硬度[Hv(BM)]的220。/。以下，则能够防止由局部的应力的增大引起的断裂韧性值Sc的降低。虽然Sc值越高越好，但在挪威海事协会(DNV)等的标准中，在设计温度下要求0.10.2mm左右的值，据此，在本发明中作为目标的8c值规定为0.15mm以上。再者，在由以往方法得到的电子束焊接接头中，难以将在-20。C下的断裂韧性值Sc稳定地确保为0.15mm以上。这样一来，虽然通过使焊缝金属区的硬度[Hv(WM)]比母材的硬度[Hv(BM)]低，FL部的3c提高，但是若使焊缝金属区的硬度[Hv(WM)]过度地降低，则焊缝金属区的Sc值降低，其结果，不能确保电子束焊接接头的断裂韧性值3c。本发明者们研讨的结果发现，如图l中由O符号所示，如果将焊缝金属区的硬度[Hv(WM)]确保为母材的硬度[Hv(BM)]的110%以上，则对于焊缝金属区而言，可确保所需要的CTOD值。图2示出焊缝金属区与母材的硬度比、Y粒径给HAZ软化宽度与FL部的CTOD值的关系带来的影响。显示出HAZ宽度越大，FL部的CTOD值越提高的倾向。这是因为，由于HAZ软化而可緩和强度匹配的影响的缘故，HAZ宽度优选为3mm以上。另外，本发明者发现，与焊缝金属区邻接的焊接熔融线(FL)中的局部应力的发生或分布被焊缝金属区的硬度支配，但在与FL邻接的HAZ区中"软化的区域"大的场合，存在可緩和FL的局部应力的倾向。根据图2所示的实验结果，HAZ软化宽度越大，越可看到上述緩和现象，在该软化宽度存在3mm以上的场合，该緩和现象变得特别显著，因此HAZ软化宽度优选为3mm以上。HAZ区的硬度越低于母材的硬度，在原理上FL部的局部应力越降低，但根据本发明者的实验结果，可明确看到FL部的局部应力降低效果的是HAZ区的硬度比母材的硬度低5%以上的情况。因此，优选软化至未受到热影响的母材部分的硬度的95%以下的硬度的焊接热影响区的区域宽度为3mm以上。另外，当焊接热影响区的区域的宽度为10mm以上时，从确保接头强度、疲劳强度的观点出发，担心在软化部分中集中应变，因此优选为10mm以下。在焊接接头中，为了确保规定的CTOD值3c，在作为焊接接头的最脆弱部的焊接熔融线(FL)处使局部应力不增大很重要，这在前面已述，但同时，使在FL附近的微观的耐脆性断裂发生特性提高也很重要。调查、研讨在FL附近脆性断裂发生的机理的结果查明，在原始奥氏体周边生成的先共析铁素体、在原始奥氏体内部以条状生成的上贝氏体、铁素体侧板条等成为断裂的起点。已发现，该上贝氏体、铁素体劈开断裂时的断面单元依赖于奥氏体相的粒径，因此通过将原始奥氏体粒径抑制得小，而使上贝氏体、铁素体的尺寸小，可改善耐脆性断裂发生特性。另外，本发明者研讨的结果，当"焊缝金属区的硬度[Hv(WM)]/母材的硬度[Hv(BM)]"接近于本发明规定的220%时，可忽视由焊缝金属和HAZ区的强度匹配以及组织的影响引起的断裂韧性值Sc的降低。因此，为了在这样的条件下也稳定地确保接头的断裂韧性值Sc,优选使与焊接熔融线(FL)邻接的焊接热影响(HAZ)区的原始奥氏体粒径为100nm以下，来抑制原始奥氏体粒径的粗大化(参照图2)。另外，在电子束焊接时，电子束的照射区域变大时，给予钢板的线能量过大，FL部的组织会粗大化，在稳定地确保FL部的断裂韧性值8c上是不优选的。另外，采用RPEBW焊接制作电子束焊接接头的场合，与在真空室内在高真空状态下通过电子焊接(EBW焊接)而制作的焊接接头相比，存在焊缝金属的宽度增大的倾向。因此，在本发明中，为了在采用RPEBW焊接的场合也稳定地确保电子束焊接接头的断裂韧性值8c，使焊缝金属区的宽度为母材部分的板厚的20%以下。本发明中使用的焊接结构体的高强度钢板，可以是由公知的成分组成的焊接用结构用钢制造的。例如优选为以按质量o/。计含有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，其余量由Fe以及不可避的杂质构成的钢为基本，相应于母材强度、接头韧性的提高等的所要求的性质，含有Ni、Cr、Mo、Cu、W、Co、V、Nb、Ti、Zr、Ta、Hf、REM、Y、Ca、Mg、Te、Se、B之中的一种或者两种以上的钢。钢板的板厚没有特别限定，但本课题明显化的是板厚大于50mm的高强度钢板。为了将焊缝金属区的硬度与母材的硬度之比抑制在本发明的范围内，必须尽量避免在焊缝金属内生成粗大的铁素体。因此，根据母材的淬透性、板厚来调整金属嵌件的使用的有无、其化学成分。在使用金属嵌件的情况下，可使用Ni合金、含Ni的Fe合金，但并不限定为特定的成分组成，可根据母材的成分组成等来选择。电子束焊接，例如，在板厚为80mm时，在电压175V、电流120mA、焊接速度125mm/分左右的条件下进行。通常，在10^mbar以下的高真空下下进行焊接，但在即使是釆用简易的设备也能施工的低真空度、例如lmbar左右的真空下焊接而成的接头，也在本发明的范围内。接着，在不使用金属嵌件的场合和使用它的场合下，对于用于在焊缝金属区的硬度大于母材部分的硬度的110%且为母材部分的硬度的220%以下的条件下，更稳定地使断裂韧性值5c为优异的值的条件进行了研讨。(A)不使用金属嵌件的场合在不使用金属嵌件的场合，将母材的一部分熔融，并原样地再凝固，形成焊缝金属，因此当只规定焊缝金属区与母材部分的硬度之比时，在焊缝金属区中可确保的断裂韧性值Sc产生极限。作为以往不使用金属嵌件而使电子束焊接接头的韧性提高的手段，例如，已知日本特开昭62-64486号公报、日本特开2003-201535号公报等中提出的l支术。该技术，是在焊接后的冷却过程中，形成多数的微细的氧化物系非金属夹杂物，将该夹杂物在从奥氏体向铁素体相变时作为该相变的核使用，形成较多的含有显示出良好的韧性的微细的针状铁素体的显微组织，由此得到:性优异的焊缝金属的技术。因此，从防止由母材和焊缝金属区的硬度的高匹配引起的接头韦刃性的降低的观点出发，对于使上述专利文献中记载的利用微细氧化物来改善焊缝金属区的显微组织的技术进一步发展，使不使用金属嵌件的场合的焊缝金属区和FL部这两者的断裂韧性值8c提高，可稳定地确保焊接接头的断裂韧性的焊接接头的技术进行了研讨。于是，在该过程中发现，当在焊缝金属中以一定频度以上存在特定的大小的夹杂物时，断裂韧性值8c产生偏差。即，详细地调查使用添加Ti使微细氧化物分散的钢板形成的电子束焊接接头的CTOD试验中的断裂发生点的结果发现，成为CTOD试验中的断裂的起点的是某种大小以上的氧化物，通过降低这样的氧化物的存在频度，可降低CTOD试验中的断裂韧性值Sc的偏差。以下，对于获得上述见解的实验进行说明。将含有C:0.04%、Mn:1.8%、S:0.003%、Al:0.006%、Ti:0.02%的厚度70mm的钢板对接，首先，为了调查由金属嵌件的有无引起的焊接接头的差异，一种情况是(a)在对接部插入Ni箔，另一种情况是(b)不插入Ni箔，然后均采用RPEBW法进行了焊接。在焊接后的各自的焊接接头部中，从钢板厚度方向l/4和3/4这两处位置制取试验片，在焊缝金属区(WM区)、焊缝金属区与母材部分的边界部(FL部)以及HAZ区设置切口，进行CTOD试验，并调查了焊接接头部的硬度变化。CTOD试验结果示于图4，焊接接头部的硬度变化示于图5。在对接部插入有Ni箔的(a)的情况下，焊缝金属区的硬度高，在FL部的断裂韧性值3c降低，与此相对，在没有插入Ni箔的(b)的情况下，焊缝金属区的硬度低，硬度的高匹配的程度被緩和，在FL部的断裂韧性值为与焊缝金属区相同程度的值，焊缝金属区的断裂韧性值3c值与不插入Ni箔的情况相比也为低一些的程度。接着，调查了(a)和(b)的情况下的焊缝金属区的氧化物的分散状况。在(b)的情况下，粒径为0.1nm以上且不到2.0nm的Ti氧化物的量为400个/mm2,微细的Ti氧化物在焊缝金属中均匀地分散，粒径为2nm以上的氧化物的个数为2个/mm2，其数量少。另一方面，在(a)的情况下，氧化物分散状态也与(b)的情况同样，两者之间看不到特别的差异。但是，在(a)的情况下，焊缝金属区的硬度较高，为FL部的硬度的260。/。，因此可以认为FL部的局部应力增大，Sc变低。如以上那样，在不插入Ni箔的情况下，可确认通过得到适当的氧化物分散状态的焊缝金属，可緩和焊缝金属区与HAZ区之间的高匹配的程度，焊缝金属区以及FL，HAZ区均得到较高的断裂韧性值3c，因此进一步调查了不插入Ni箔的情况下的焊缝金属区中的氧化物与焊缝金属区以及FL部的断裂韧性值3c的关系。将含有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的钢板采用RPEBW法对彈后，同样地从钢板厚度方向l/4和3/4这两处位置的焊缝金属区制取试验片，进行断裂韧性值和氧化物个数的测定。再者，夹杂物的个数，是将扫描电子显微镜(SEM)等的图像通过图像处理，而求出氧化物每一个的面积，将与其面积等价的圆的直径(圆相当直径)作为该氧化物的粒径，求出粒径为2nm以上的氧化物的每单位面积个数。结果示于图6，可知大小为2nm以上的氧化物的个数为10个/mn^以下，焊缝金属的断裂韧性值Sc的偏差大大降低，并且，可得到充分高的值。另外，进而通过同样的实验求出可得到断裂韧性值良好的焊缝金属的Ti氧化物的种类和M条件。其结果可知，当粒径为0.1pm以上且不到2.0nm的Ti氧化物的量为30~600个/mi^时，可得到断裂韧性值6c良好的焊缝金属区。接着，对于得到这样的氧化物的分散状况的母材的化学组成进一步进行研讨。其结果可知，作为构成焊接结构体的母材，使用以质量％计，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的值为0.12。/o以上0.5。/o以下的钢材为好。C:为了确保作为焊接结构体的强度，至少需要0.02%，但超过0.2%时，容易发生凝固裂紋。Mn:为了确保强度以及韧性，至少需要0.8%，但超过3.5°/。时，淬透性过于增大，韧性降低。S:是使韧性降低的元素，需要使其在0.0025。/。以下。可是，为了使之形成MnS，将氧化物与MnS的复合体作为晶粒内相变核使用，优选含有0.0005%以上。Al:通常在钢的制造中作为脱氧剂添加，但A1氧化物的铁素体相变核生成能力极小，因此在本发明中，釆用Ti进行脱氧，因此将A1的含量确定为不到0.02%，进一步优选为0.005。/。以下，另外，也可以不特别地含有。Ti:在本发明中，在作为脱氧剂使用的同时，使其生成Ti氧化物，通过Ti氧化物的显微组织微细化，使焊缝金属以及HAZ区的断裂韧性提高，在上述方面是必需的元素。为了形成必要的Ti氧化物，至少需要0.01%以上，但超过0.05%时，氧化物的量、尺寸变得过大，担心成为断裂的起点。O:为了形成Ti氧化物，在母材中也必需。为了满足焊缝金属中的Ti氧化物的粒径、个数的条件，必须在焊缝金属中含有至少20ppm以上，更优选为40ppm以上。焊缝金属中的氧含量，不仅根据在母材钢中的含量，还根据电子束焊接的真空度而变化，因此虽然不能一律地规定在母材中的含量，但母材中的O含量，在采用通常的高真空的电子束焊接时，规定为40ppm以上，另夕卜，在采用真空度低的上述RPEBW时，优选为30ppm以上。焊缝金属中的O含量，为了满足后述的氧化物的粒径、个数的条件，优选为250ppm以下，因此母材中的O含量的上限也优选为相同程度。而且，为了不使用金属嵌件而将焊缝金属区的硬度与母材的硬度之比抑制在上述的范围，必须进行控制使得确保焊缝金属区的淬透性，在焊缝金属区尽可能避免生成先共析铁素体。为此，将母材的由下述(a)式表示的Pcm值定为0.12质量。/o以上。另外，当Pcm值超过0.5质量o/。时，焊缝金属区的石更度过高，因此将上限定为0.5质量％，当更优选为0.38质量％以下。Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+薩0+Cr/20+Mo/15+V/10+5B......(a)不使用金属嵌件时的成为电子束焊接接头的母材的钢材，在满足上述成分条件的限度下，可以是前面所述的公知的焊接用钢。在不使用金属嵌件时，是通过使Ti氧化物微细地分散，在从奥氏体向铁素体相变时，作为该相变的核使用，形成较多地含有显示良好的韧性的微细针状铁素体的显微组织，从而得到韧性优异的焊缝金属的，但此时，如图6所示，必须避免粒径为2.0nm以上的氧化物的量超过10个/mm2。当超过该量地存在于钢中时，会成为CTOD试验中的断裂的起点，成为焊缝金属区的断裂韧性值出现偏差的原因。另外，通过使作为晶粒内相变核而发挥功能的Ti氧化物的粒径为0.1以上且不到2.0pm，使该范围的粒径的Ti氧化物的量为30600个/mm2,可形成较多地含有微细针状铁素体的显微组织。再者，一部分的微细Ti氧化物，其周围析出MnS,由此与MnS形成复合体。该复合体作为晶粒内相变核更有效，在本发明的Ti氧化物中是包含这样的复合体的。为了在焊缝金属区中，使粒径为2.0nm以上的氧化物的量不超过10个/mm2，并且使粒径为0.1nm以上且不到2.0nm的Ti氧化物的量为30~600个/mm2，作为母材，优选使用氧化物的尺寸被抑制在2.0nm以下的钢材。为此，在成为母材的钢材的脱氧工序中，必须注意进行夹杂物控制。钢的脱氧，通常可使用A1，但若添加作为强脱氧元素的A1，则脱氧反应快速进行，会生成2jun以上的较大的氧化物。因此，通过采用脱氧能力比Al小的Ti进行脱氧，来生成比较小的氧化物。可是，若一次地投入大量的Ti，容易形成粗大的氧化物，因此为了使钢液中的氧含量阶段性地减少，控制Ti的投入时机，或在投入作为弱脱氧元素的Ti后，投入极少量的作为强脱氧元素的A1、Ca、Mg等，由此抑制2nm以上的粗大氧化物的生成，可生成多数的O.l2pm的微小氧化物。(B)使用金属嵌件的场合成为母材的钢材有各种的Ni含量的钢材，若只通过母材的Ni含量与使用的金属嵌件的Ni含量的组合来调整焊缝金属区的硬度与母材的硬度之比，则会产生不能确保更良好的焊接接头的断裂韧性值3c的情况。因此，首先，为了调查焊缝金属的Ni含量的影响，试制屈服强度为355MPa级的钢板，将由(a)纯Ni或者(b)Ni含量为20质量。/。的Fe-Ni合金形成的厚度0.31111的金属嵌件箔插入到焊接对接部，实施电子束焊接，对于得到的焊接接头，测定CTOD试验的断裂韧性值Sc、硬度变化以及Ni浓度。焊接接头的CTOD试验以及硬度测定的结果，在使用由上述(a)的纯Ni形成的金属嵌件的情况下，焊缝金属区的硬度高，断裂韧性值Sc为0.2mm以上，显示出了充分高的值，但FL部的断裂韧性值Sc为0.02mm以下，显示出极低的值。另一方面，在使用由上述(b)的Fe-Ni合金形成的金属嵌件的场合，焊缝金属区的硬度低，緩和了硬度的高匹配的程度，关于断裂韧性值8c，焊缝金属区以及FL部均显示出0.2mm以上的充分高的值。另外，测定焊缝金属的平均Ni含量的结果，在使用上述(a)的金属嵌件时为8.5质量％，在使用(b)的金属嵌件时为2.5质量％。根据该值，母材与焊缝金属的Ni含量之差，在(a)的场合为8.0质量％，在(b)的场合为2.0质量％。由以上可知，通过将焊缝金属中的Ni含量，根据与母材的Ni含量的关系限制在适当的范围，可防止由焊缝金属区与母材的硬度的高匹配引起的接头韧性的降低。其次，为了调查焊缝金属中的Ni含量的适当范围以及焊缝金属与母材的Ni含量之差的适当范围，使用上述试制的钢板，将Ni含量不同的金属嵌件插入焊接坡口中，实施电子束焊接，从得到的焊接接头部分别制取试验片，在焊缝金属区(WM区)和FL部的HAZ侧(FL,HAZ区)设置切口，实施CTOD试验，进^f亍测定断裂韧性值5c(以下也简单地称为CTOD值)的试验，对于确保断裂韧性值3c所必需的Ni量进行评价。对于各个试样，关于得到的Sc值，分成WM区以及FL，HAZ区均为0.15mm以上的良好的0、WM部以及FL,HAZ区的至少一方不到0.15mm的的不良的參，对于各个试样，将焊缝金属的Ni量以及焊缝金属与母材钢板的Ni量之差绘图的结果示于图7。在此，作为目标的Sc值，如前所述定为0.15mm以上，以该值为界，分类为3c值良好的试样和3c值不良的试样。由图7可知，在焊缝金属中的Ni含量为l4质量。/。的范围，并且，比母材的Ni含量多0.2质量％以上时，WM区以及FL，HAZ区均可确保所需的CTOD值。而且，测定WM区以及FL,HAZ区均可确保0.15mm以上的CTOD值的例子的、焊缝金属区和母材部分的硬度、FL部前后的硬度的变化，结果可确认焊缝金属区的硬度在下述范围大于母材部分的硬度的110%且为母材部分的硬度的220%以下。由以上的结果可知，使用金属嵌件的通过电子束焊接而形成的焊接接头，在緩和在FL部的局部应力的同时，使焊缝金属的Ni含量为1~4质量％，并且比在母材中的含量多0.2质量％以上，这对确保CTOD值来说是有效的。作为成为母材的钢材，可以是由如上述那样的公知的成分组成的焊接用结构用钢制造的钢材，也可以是没有特别地添加Ni的钢。另外，在焊接时，虽然在对接部配置含有Ni的金属嵌件，但必须以在焊接接头的焊缝金属中含有l4质量。/。的Ni，并且，含有的Ni比母材的M含量多0.2质量％以上的方式焊接。作为金属嵌件，必须是满足该条件的组成的金属嵌件，但并不特别地限定为特定的成分组成。例戈口，可举出含有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，但特别是Ni的含量，必须考虑作为焊接母材的钢材的化学成分来进行选择，使得可得到其平均浓度满足上述本发明的条件的焊缝金属区。另外，在使焊缝金属含有Ni的场合，优选使焊缝金属含有10ppm以下的B。B具有抑制晶界铁素体的生成，提高焊缝金属的韧性的作用，但考虑到高温裂紋等方面，定为10ppm以下。B的添加方法，可以来自成为母材的钢材，也可以来自金属嵌件，怎么添加都可以。再者，上述的硬度之差，通过使焊缝金属的Ni含量满足本发明的条件，而且适当调整成为母材的钢材和使用金属嵌件形成的焊缝金属的成分间的平衡、调整焊接后的冷却速度，避免焊缝金属的硬度过高，由此可达到。(C)使用金属嵌件的场合(高Ni钢材)可是，为了能够在自然条件更严酷的场所使用，可使用含有2.5质量％以上的Ni，强度更高、在低温下的韧性优异的钢材。对于使用了这样的Ni含量高的钢材的焊接接头，若只采用调整焊缝金属区的硬度与母材的硬度之比的手段，会产生不能确保更良好的悍接接头的断裂韧性值Sc的情况。于是，为了调查焊缝金属的Ni含量的影响，试制含有3质量e/。的Ni的钢板和不含有Ni的钢板这两种钢板，将由Ni含量不同的多种Fe-Ni合金或者純Ni形成的金属嵌件箔分别插入焊接对接部，实施了电子束焊接。并且，从焊接后的各个焊接接头部制取试验片，在焊缝金属区(WM)和FL部的HAZ侧(FL，HAZ区)设置切口，实施CTOD试验，测定断裂韧性值Sc，并且测定了焊缝金属区的Ni浓度。基于得到的测定结果将WM区和FL，HAZ区的断裂韧性值3c相对于焊缝金属中的Ni含量绘图的结果示于图8。由图8可知，在Ni含量为3。/。的钢板的情况下，焊缝金属(WM)的Ni含量为大于4%且在8%以下的范围的试样，WM区(〇)以及FL，HAZ区(像)均可确保0.15mm以上的CTOD值，但处于其以外的范围的试样，WM区或者FL，HAZ区的任一个只得到了小于0.15mm的较低的CTOD值。另夕卜，在不含有Ni的钢板的情况下，得不到WM区(△)以及FL，HAZ区(▲)的任一个显示出0.15mm以上的CTOD值的试样。再者，作为目标的Sc值，同样地定为0.15mm以上。而且，测定WM区以及FL，HAZ区均可确保O.15mm以上的CTOD值的例子的、焊缝金属区和母材部分的硬度的结果可知，焊缝金属区的硬度处于下述范围大于母材部分的硬度的110%且为母材部分的硬度的220%以下。由以上的结果可知，Ni含量高的钢材的电子束焊接接头，在緩和在FL部的局部应力的同时，<吏焊缝金属的]\1含量为大于4%且在8%以下，这对确保CTOD值来说是有效的。在此，作为形成焊接结构体的钢材，以含有2.5质量。/o以上的Ni的高强度钢材为对象。作为使用的高强度钢板，也可以是由公知的成分组成的焊接用结构用钢制造的。例如可使用以质量o/。计，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%为基本成分，相应于母材强度、接头韧性的提高等的所要求的性质，含有合计为8%以下的、Cr、Mo、Cu、W、Co、V、Nb、Ti、Zr、Ta、Hf、REM、Y、Ca、Mg、Te、Se、B之中的一种或者两种以上的钢。另外，在焊接时，必须在对接部配置含有Ni的金属嵌件并进行焊接使得在焊接接头的焊缝金属中含有大于4%且为8%以下(质量％)的Ni。由电子束熔融的区域再凝固时，为了形成为即使是在该区域产生晶粒粒径粗大化、氧化物减少的情况下也可稳定地确保韧性的组织，必须含有大于4。/。的Ni。另外，当含有大于8质量。/。的Ni时，焊缝金属区的硬度过于增加，难以满足焊缝金属区与母材部分的硬度之比为220%以下。作为金属嵌件，使用由纯Ni形成的箔较简便。由成为母材的钢材的Ni含量、作为目标的焊缝金属中的Ni含量、以及钢材的尺寸来计算达到目标的Ni含量所必需的纯Ni箔的厚度，准备那样的厚度的箔，或将薄箔进行多片重叠使得达到所需的厚度，由此准M属嵌件。进行调整使得焊缝金属区的硬度大于母材部分的硬度的110%且为母材部分的硬度的220%以下，而且使焊接接头的焊缝金属中含有的Ni的含量以质量％计大于4%且为8%以下。为此，通过适当调整成为母材的钢材和使用金属嵌件形成的焊缝金属的成分间的平衡、调整焊接后的冷却速度以避免焊缝金属的硬度过高是重要的。以下基于实施例说明本发明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不被该例限定。在不脱离本发明的要旨而达到本发明的目的的限度下，本发明是可采用各种的条件或条件的组合的发明。(实施例l)准备含有表l所示的成分、其余量由Fe以及不可避的杂质构成的板厚50100mm的厚钢板，将含有表2所示的成分、其余量由Fe以及不可避的杂质构成的Fe-Ni合金的金属嵌件插入坡口部，或者不插入金属嵌件，通过电子束焊接而对焊，焊接后，进行试验调查了焊接接头的特征以及性能。其结果示于表3。Hv(BM)是通过10kg的压痕而测定的母材的在板厚方向的硬度的平均值。Hv(WM)是在焊缝金属区的板厚中央部，通过10kg的压痕而测定的硬度的值。焊道宽度是在焊缝金属区的表面、背面、以及、板厚中心这三处测定的平均值。HAZ软化宽度，是从焊接熔融线向母材方向测定比母材的硬度软化5。/。的HAZ区域时的区域的宽度。HAZ的原始y粒径，是将与焊接熔融线邻接的HAZ区中的原始奥氏体晶粒，以圆相当径(看作成圆而算出的粒径)表记的粒径。关于焊接接头的性能，5c(mm)是在上述的CTOD试验中在-10。C的试验温度下求得的值。接头抗拉强度(MPa)，是制作NKU1号试验片，进行接头拉伸试验的结果，是表示断裂的强度的。如表1所示，本发明例的No.115，是各种条件在本发明所规定的范围内的例子，3c值显示出充分的值。在这些发明例中，No.l~14由于Hv(WM)/Hv(BM)、以及焊道宽度/板厚、HAZ软化宽度在本发明所规定的范围内，因此焊接接头的HAZ区的Sc值以及接头抗拉强度均显示出充分的值。再者，本发明例No.14，由于HAZ软化宽度比优选的范围小，因此与本发明例No.l~13比较，Sc值低一些，但是为0.1mm以上的良好的值。本发明例No.15，由于Hv(WM)/Hv(BM)比优选的范围低，因此焊缝金属区的淬透性不足，不能抑制先共析铁素体的生成，HAZ区的8c特性，与本发明例No.l~14比较，为低的水平。与此相对，比较例No.16、18~20、22由于Hv(WM)/Hv(BM)超过了本发明规定的范围，因此虽然焊缝金属区的8c值充分，但是HAZ区、FL部的Sc值变低。另外，比较例17和21由于Hv(WM)/Hv(BM)低于本发明规定的范围，因此不能确保充分的淬透性，焊缝金属区的Sc值变低。因此，本发明是适于确保YP为355MPa以上的高强度钢的、且板厚为50mm以上的厚壁的区域的8c值的发明。表l(质量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>(实施例2)准备含有表4所示的成分、其余量由Fe以及不可避的杂质构成的板厚50100mm的厚钢板，通过电子束焊接而对焊后，进行试-睑调查了所形成的焊接接头的特征以及性能。其结果示于表5。在表5中，Hv(BM)、Hv(WM)、(mm)与实施例l同样地求出。再者，在后述的实施例3、4中也同样。如表5所示，本发明例的No.l15是Hv(WM)/Hv(BM)的值、钢材的化学成分、焊缝金属中的氧含量和氧化物量均在本发明所规定的范围内的例子，关于Sc值，焊缝金属区以及FL，HAZ区均显示出足够的值。再者，本发明例5、6、12、13，由于粒径为2nm以上的氧化物个数较多，因此焊缝金属区的Sc值稍低。与此相对，比较例16，由于钢材的C含量以及Pcm值在本发明的规定值以上，Hv(WM)/Hv(BM)的值大于本发明的范围，并且，粒径为0.1~2nm的氧化物个数在本发明的规定值以下，因此焊缝金属区以及FL，HAZ区的Sc值均不充分。比较例17由于Hv(WM)/Hv(BM)的值以及钢材的Pcm在本发明的规定值以下，粒径为2nm以上的氧化物个数在本发明的规定值以上，因此焊缝金属区的3c值不充分。比较例18，由于Hv(WM)/Hv(BM)的值以及钢材的Pcm在本发明的规定值以下，粒径为0.12nm的氧化物个数在本发明的规定值以下，因此焊缝金属区的3c值不充分。<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>(实施例3)准备含有表6所示的成分、其余量由Fe以及不可避的杂质构成的板厚50~100mm的厚钢板，在坡口部插入含有表7所示的成分、其余量由Fe以及不可避的杂质构成的Fe-Ni合金的金属嵌件或者纯Ni金属嵌件，通过电子束焊接而对焊，焊接后，进行试验调查了焊接接头的特征以及性能。其结果示于表8。再者，接头抗拉强度(MPa)是制作NKUl号试验片，进行接头拉伸试验的结果，是表示断裂的强度的。如表8所示，本发明例的No.l~15是各种条件在本发明所规定的范围内的例子，3c值显示出足够的值。另一方面，比较例16、17、19、20,其焊缝金属中的Ni含量为l。/o以下，其结果，焊缝金属的8c不充分。比较例18、21、22,其焊缝金属中的Ni含量为4。/。以上，因此Hv(WM)/Hv(BM)大于220%，其结果，虽然焊缝金属的6c较充分，但FL、HAZ的Sc不充分。表6(质量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>(实施例4)准备含有表9所示的成分、其余量由Fe以及不可避的杂质构成的板厚50~100mm的厚钢板，在坡口部插入包含表10所示的成分的Ni金属嵌件(NA)或者Ni-Fe合金的金属嵌件(NB、NC)，通过电子束焊接而对焊后，进行试验调查了形成的焊接接头的特征以及性能。将试验的结果与焊接接头的条件等一起示于表ll。再者，接头抗拉强度(MPa)是与实施例3同样地试验而得到的。如表11所示，本发明例的No.115，是各种条件在本发明所规定的范围内的例子，关于Sc值，焊缝金属区以及FL，HAZ区均显示出足够的值。与此相对，比较例16~19，其焊缝金属中的Ni含量较高，为8%以上，因此Hv(WM)/Hv(BM)的值为220%以上，其结果，虽然焊缝金属的Sc为充分高的值，但FL,HAZ区的Sc为极低的值。表9(质量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table>产业上的利用可能性根据本发明，在高强度并且板厚大的高强度钢板的电子束焊接接头中，万一存在焊接缺陷，或疲劳裂紋发生、生长，也难以发生脆性断裂，因此能够防止焊接结构体断裂之类的致命的损伤、损坏。因此，本发明可获得显著地提高焊接结构体的安全性的显著效果，是产业上的利用价值很高的发明。本发明中表示数值范围的"以上，，和"以下，，均包括本数。权利要求1、一种耐脆性断裂发生特性优异的电子束焊接接头，是焊接结构体的对焊接头，其特征在于，焊缝金属区的硬度大于母材部分的硬度的110％且为母材部分的硬度的220％以下，焊缝金属区的宽度为母材部分的板厚的20％以下。2、根据权利要求l所述的电子束焊接接头，其特征在于，作为所述母材部分，使用以质量。/o计，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的值为0.12%以上0.5%以下的钢材，在焊接接头的焊缝金属中含有的氧的量为20ppm以上、粒径为2.0nm以上的氧化物的量为10个/mm2以下，Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+N画+Cr/20+Mo/15+V/10+5B.......(a)。3、根据权利要求2所述的电子束焊接接头，其特征在于，粒径为O.lnm以上且不到2.0jim的Ti氧化物的量为30~600个/mm2。4、根据权利要求l所述的电子束焊接接头，其特征在于，在该焊接接头的焊缝金属中含有l4质量。/。的Ni，并且含有的Ni比在母材中的含量多0.2质量％以上。5、根据权利要求4所述的电子束焊接接头，其特征在于，在焊缝金属中含有10ppm以下的B。6、根据权利要求l所述的电子束焊接接头，其特征在于，作为所述母材，使用含有2.5质量。/。以上的Ni的钢材，在所述焊接接头的焊缝金属中含有的Ni的含量，以质量％计，大于4%且为8%以下。7、根据权利要求16的任一项所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述焊接结构体是对板厚大于50mm的高强度钢板进行对焊而成的。全文摘要为了将屈服强度为355MPa级以上、板厚大于50mm的高强度钢板通过电子束焊接进行对焊，形成断裂韧性值δc充分高的焊接接头，使对焊接头的焊缝金属区的硬度为母材的硬度的110％以上220％以下，使焊缝金属区的宽度为母材板厚的20％以下。进而，优选在焊接接头的焊缝金属中，O的含量为20ppm以上、粒径为2.0μm以上的氧化物的量为10个/mm²以下，或者，使焊接接头的焊缝金属中含有1～4质量％的Ni，并且含有的Ni量比在母材中的含量多0.2质量％以上，或者，在作为母材使用含有2.5质量％以上的Ni的钢材时，使所述焊接接头的焊缝金属中含有的Ni的含量以质量％计大于4％且为8％以下。文档编号B23K15/00GK101522355SQ200780037009公开日2009年9月2日申请日期2007年1月12日优先权日2006年10月2日发明者儿岛明彦,吉田让,本间龙一,田中洋一,石川忠申请人:新日本制铁株式会社