大热输入焊接用钢材的制作方法

大热输入焊接用钢材的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种在进行焊接热输入量超过300KJ/cm的大热输入焊接时焊接部韧性依然良好、屈服应力在460MPa以上的大热输入焊接用钢材。具体地，是一种含有C：0.03～0.08质量％、Si：0.01～0.15质量％、Mn：1.8～2.6质量％、P：0.012质量％以下、S：0.0005～0.0040质量％、Al：0.005～0.1质量％、Nb：0.003～0.03质量％、Ti：0.003～0.03质量％、N：0.0025～0.0070质量％、B：0.0003～0.0025质量％，并使碳当量Ceq在0.33～0.45范围内，进行焊接热输入量超过300KJ/cm的大热输入焊接时接合部附近的热影响部组织中的岛状马氏体在1体积％以下的大热输入焊接用钢材。
【专利说明】大热输入焊接用钢材
[0001] 本申请为专利申请200980159406. 1(申请日：2009年9月29日，发明创造名称： 大热输入焊接用钢材）的分案申请。 【技术领域】
[0002] 本发明涉及一种船舶（ship)、建筑、土木（civil engineering)等领域的各种 钢结构物（various structures)中使用的钢材，尤其涉及一种适合焊接热输入量超过 300KJ/cm 的大热输入焊接（high heat input welding)用钢材。 【背景技术】
[0003] 船舶、建筑和土木等领域中使用的钢结构物，通常通过焊接接合，制成所希望形状 的结构物。因此，从确保安全性的角度出发，要求这些构造物所用的钢材不仅要母材韧性 (parent-metal toughness)优异，焊接部韧性（weld-zone toughness)也要优异。
[0004] 而且，近年来，上述船舶和钢结构物越来越大型化，所用的钢材也不断向高强 度化、加厚化方向发展。随着这些变化，焊接施工中也已采用埋弧焊（submerged arc welding)、电气焊（electrogas welding)、电禮:焊（electroslag welding)等高效、大热输 入的焊接方法（high-efficiency high heat input welding)。因此，在用大热输入焊接 (high heat input welding)进行焊接施工（weld-fabrication)时，也要求是焊接部韧性 优异的钢材。
[0005] 这里，对焊接部组织进行说明。图1为焊接部截面的宏观组织照片 (macrostructure)，其显示的状态是，焊接部的中央存在烙融的母材与由焊接材料 (welding consumables)生成的烙敷金属（deposit metal)两者以烙融状态基本均勻地混 合、凝固而成的焊接金属（weld metal)部分，其两侧存在因焊接时投入的热而受到热影响、 母材组织和特性出现改性的热影响部（Heat Affected Zone ;HAZ)，再在其两侧存在母材。 上述焊接金属和热影响部的界面部（图中虚线部）通常被称为"接合部（bond)"。该接合 部附近的热影响部（HAZ)即使在热影响部中，也尤其因被加热到烙点（melting point)附 近的高温后再被急速冷却，而使得其硬度多呈最高硬度。
[0006] 此外，已经知道，对于上述焊接热影响部（HAZ)而言，若焊接时的热输入量大，则 晶粒会粗大，韧性显著下降。针对这种伴随大热输入焊接而产生的HAZ韧性下降，迄今也已 研究了多种对策。例如将TiN微分散在钢中来抑制奥氏体晶粒（austenite grain)粗大化 和作为铁素体相变形核点（ferrite nucleation site)来使用等技术已实用化。此外，通 过分散Ti的氧化物而达到与上述相同效果的技术也在开发中（例如，可参见专利文献1)。
[0007] 然而，应用TiN的上述技术由于焊接热影响部在大热输入焊接时被加热到TiN的 溶解温度区（TiN dissolution temperature),因而存在TiN分解、使得上述分散效果消失 和因 TiN分解产生的固溶Ti及固溶N会使钢的微组织脆化、韧性显著下降等问题。此外， 应用Ti氧化物的技术存在难以均一、微细地分散氧化物的问题。
[0008] 作为针对此类问题的技术，例如专利文献2中公开了这样一项技术：为了提高超 过400KJ/cm的大热输入焊接的焊接热影响部的韧性,适当调整为控制硫化物形态（sulfide shape control)而添加的Ca的量，使CaS结晶析出，将其有效用作铁素体相变形核点。与 氧化物相比，该CaS在低温下结晶析出，因此可使其微细分散在钢中，而且，由于在冷却中 以其为核，MnS、TiN、BN等铁素体相变生成核会微细分散，从而可使焊接热影响部的组织形 成为微细的铁素体珠光体组织（ferrite and pearlite structure),实现高韧性化。
[0009] 此外，在应用TiN的技术中，有人提出一种为防止固溶N伴随TiN溶解而增多所导 致的接合部附近的脆化，添加 B来固定固溶N的技术。但是，B的添加虽然对防止接合部附 近的脆化有效，但在远离接合部的位置，却存在B反而成为脆化要因的缺点。
[〇〇1〇] 因此，专利文献3中公开了这样一种技术：使添加在钢中的B的量为不对韧性 产生不良影响的程度，在焊接金属部中添加足以抑制从奥氏体晶界（austenite grain boundary)生成的侧板条铁素体（ferrite side plate)析出的量的B，并使固定由TiN分 解而生成的固溶N(soluted nitrogen)所需的最小量的B从焊接金属部向焊接热影响部扩 散，由此使大热输入焊接中的焊接金属、焊接热影响部及接合部的韧性全都提高。
[0011] 通过专利文献2和专利文献3的技术开发，大热输入焊接所伴有的韧性下降已在 一定程度上得到抑制。然而，之后的研究发现，对于屈服应力在460MPa以上、添加有较大 量的C、合金元素的钢，当进行焊接热输入量超过300KJ/cm的大热输入焊接时，在接合部附 近的热影响部会有数体积％的被称作岛状马氏体（martensite island,M-A constituent) (ΜΑ)的硬质脆化组织（brittle structure)形成，其阻碍焊接部韧性的进一步改善。因此， 要改善此类高强度钢大热输入焊接部的韧性，除了将铁素体相变形核点微细分散、减少固 溶N、固溶B以外，还有必要抑制岛状马氏体在上述接合部附近的热影响部中生成。
[0012] 关于减少上述岛状马氏体的技术，例如，专利文献4中公开了这样一项技术：在降 低C量的同时增加 Μη量、降低相变开始温度，由此降低C在未转变奥氏体（untransformed austenite)中的分配，抑制岛状马氏体的生成。此外，专利文献5中披露，除了降低C、Si 含量外，P含量的降低对岛状马氏体的降低也有效。此外，专利文献6中公开了这样一项技 术：通过积极地添加 Cr、Mo、V等，贝U即使冷却速度缓慢，也能使低温转变贝氏体（bainite transformed at lower temperature)生成，而且，在使非块状的、膜状（film like)岛状马 氏体生成的同时，使作为极低C生成的岛状马氏体微细化。此外，专利文献7中公开了一项 对焊接热影响部的岛状马氏体的分数设定上限的技术。
[0013] 专利文献1 :特开昭57-051243号公报
[0014] 专利文献2 :特许3546308号公报
[0015] (特开 2〇〇2-256379 号公报）
[0016] 专利文献3 :特开2005-2476号公报
[0017] 专利文献4 :特开2007-084912号公报
[0018] 专利文献5 :特开2008-163446号公报
[0019] 专利文献6 :特许3602471号公报
[0020] 专利文献7 :特公平06-076615号公报
[0021] (特开昭62-214126号公报）
【发明内容】

[0022] 然而，专利文献4中记载的技术虽能减少岛状马氏体，但为了补偿C降低所引发的 强度降低，必须添加〇. 03质量％以上的Nb，但由此而生成岛状马氏体则令人担忧。进而，该 技术由于用Ti氧化物作为相变生成核，因此在微细分散方面存在难题。此外，专利文献5 中记载的技术也能减少岛状马氏体，且通过添加适量Ca可微细分散铁素体相变形核点，但 由于必须添加 Ni，存在合金成本高的问题。
[0023] 此外，专利文献6中记载的技术是一项主要着眼于调节岛状马氏体形状而非减少 马氏体的技术，难以从根本上改善大热输入焊接部的韧性。
[0024] 再者，专利文献7中记载的技术不以本发明针对的超过300KJ/cm的大热输入焊接 为对象，而是以130KJ/cm以下的焊接为对象，因此，焊接热影响部的冷却速度慢，不能直接 适用于以岛状马氏体更易生成为条件的大热输入焊接。
[0025] 因此，本发明的目的在于通过抑制接合部附近的焊接热影响部中岛状马氏体相的 生成，提供一种即使进行焊接热输入量超过300KJ/cm的大热输入焊接、焊接部韧性依然优 异的、屈服应力在460MPa以上的大热输入焊接用钢材。
[0026]
【发明者】们为了降低对屈服应力在460MPa以上的高强度钢材进行焊接热输入量超 过300KJ/cm的大热输入焊接时在接合部附近的热影响部（HAZ)生成的岛状马氏体的存在 量，对合金元素和岛状马氏体存在量之间的关系进行了深入的研究。结果发现，在积极地添 加具有尽量不使岛状马氏体生成、提高强度的效果的Μη的同时，将杂质元素 P的含量降低 到0. 012质量％以下，能够使大热输入焊接后的冷却中生成的未转变奥氏体易分解为渗碳 体，从而降低岛状马氏体的存在量，并由此完成了本发明。即，本
【发明者】取得了这样的发现， 若积极地添加上述Μη，代替增加以往所知道的具有提高强度效果的C和合金元素，则具有 在尽量不使岛状马氏体生成的条件下提高钢材强度的效果。此外还获得了以往所不知的新 发现，即，通过将杂质元素 Ρ的含量降到0. 012质量％以下，在大热输入焊接后的冷却中生 成的未转变奥氏体易分解为渗碳体。其结果，本
【发明者】发现，即使使钢材高强度化，也能减 少岛状马氏体的存在量，并由此完成了本发明。
[0027] S卩，本发明涉及一种大热输入焊接用钢材，其含有C :0.03?0.08质量％、Si : 0· 01 ?0· 15 质量％、Mn :1· 8 ?2. 6 质量％、P :0· 012 质量％ 以下、S :0· 0005 ?0· 0040 质 量 ％、A1 :0· 005 ?0· 1 质量 ％、Nb :0· 003 ?0· 03 质量 ％、Ti :0· 003 ?0· 03 质量 ％、N : 0. 0025?0. 0070质量％、B :0. 0003?0. 0025质量％，且以使以下式（1)表示的碳当量 (carbon equiva)Ceq在0. 33?0. 45的范围内的方式含有上述成分：
[0028] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 · · · (1)
[0029] 式中，元素符号表示各元素的含量（质量％ )，剩余部分含有由Fe及不可避免的杂 质构成的成分组成，进行焊接输入热量超过300KJ/cm的大热输入焊接时的接合部附近的 热影响部组织中的岛状马氏体在1体积％以下。
[0030] 本发明的大热输入焊接用钢材的特征在于，除上述成分组成外，还含有V :0. 2质 量％以下。
[0031] 此外，本发明的大热输入焊接用钢材的特征在于，除上述成分组成外，还含有选自 Cu :1. 0质量％以下、Ni :1. 0质量％以下、Cr :0. 4质量％以下及Mo :0. 4质量％以下的1种 或2种以上。
[0032] 此外，本发明的大热输入焊接用钢材的特征在于，除上述成分组成外，还含有选自 Ca :0· 0005 ?0· 0050 质量 ％、Mg :0· 0005 ?0· 0050 质量 ％、Zr :0· 001 ?0· 02 质量 ％ 及 REM :0.001?0.02质量％的1种或2种以上。
[0033] 根据本发明，可获得即使进行超过300KJ/cm的大热输入焊接，焊接热影响部的韧 性依然优异的钢材。因此，本发明的钢材可良好地适用于通过埋弧焊、电气焊、电渣焊等大 热输入焊接而构建的船舶和大型钢结构物。 【专利附图】

【附图说明】
[0034] 图1是用于说明焊接接合部截面的宏观组织（macro structure)的照片。
[0035] 图2是显示P含量和HAZ的MA分数（体积％ )之间关系的图。
[0036] 图3是显示HAZ的MA分数（体积％ )和HAZ的vTrs (°C )之间关系的图。 【具体实施方式】
[0037] 首先对作为本发明钢材的特征的接合部附近的热影响部的组织进行说明。岛状马 氏体：1体积％以下。
[0038] 图3为显示HAZ的MA分数（体积％ )和HAZ的vTrs (°C )之间关系的图。可以知 道，使HAZ的MA分数在1体积％以下时，vTrs在一 55°C以下。本发明中所要求的HAZ的韧 性水平以vTrs计在一 55°C以下。
[0039] 如前所述，本发明为一种通过抑制焊接部的热影响部（HAZ)，尤其是暴露于最高 温、奥氏体（austenite)发生粗大化的接合部附近的热影响部中岛状马氏体生成，以求提 高大热输入焊接部韧性的技术。为了得到这种效果，必须将上述接合部附近的热影响部中 的岛状马氏体的分数控制在1体积％以下。此处，在本发明中，接合部附近的热影响部是 指距接合部500μπι以内范围的热影响部。接合部附近的热影响部中的岛状马氏体可通过 对接合部的截面进行研磨、蚀刻（etching)、通过SEM(scanning electron microscope)进 行观察来确认。接合部附近的热影响部的组织为除了含有上述岛状马氏体外，还主要含 有针状铁素体（acicularferrite)、贝氏体（bainite)、并含有铁素体（ferrite)、珠光体 (perlite)等的组织。
[0040] 接着，对为将接合部附近的热影响部中的岛状马氏体的存在量降至上述范围内、 并达到高强度，本发明的钢材所应具有的成分组成进行说明。
[0041] C :0· 03 ?0· 08 质量％
[0042] C是提高钢材强度的元素，为确保作为结构用钢（structural steel)所必需的强 度，必须含有0. 03质量s%以上。另一方面，由于C超过0. 08质量％时容易有岛状马氏体 生成，因此将上限设定为0. 08质量％。更优选为0. 035?0. 068质量％。
[0043] Si :0· 01 ?0· 15 质量％
[0044] Si是作为烙钢时的脱氧剂（deoxidizing agent)而添加的元素，必须添加0· 01质 量％以上。但是，超过0. 15质量％时，除了母材的韧性降低外，进行了大热输入焊接的热影 响部会有岛状马氏体生成，容易导致韧性下降。因此，将Si设定在0.01?0. 15质量％的 范围内。更优选为0.01?0.10质量％。
[0045] Μη :1· 8 ?2. 6 质量 ％
[0046] Μη既有增强母材强度的效果，又有在大热输入焊接后的冷却中易将在接合部附近 的HAZ中生成的岛状未转变奥氏体分解为渗碳体、使其无害化的作用和效果，是本发明中 极为重要的元素。为了获得上述效果，必须添加1.8质量％以上。但是，当添加超过2. 6质 量％时，反而会降低焊接部的韧性。因此，将Μη设定在1.8?2. 6质量％的范围内。优选 在1.9?2. 3质量％的范围内。更优选为超过2.0%?2. 3%。
[0047] P :0.012 质量％ 以下
[0048] P是一种在大热输入焊接后的冷却中使在接合部附近的HAZ中生成的岛状未转变 奥氏体难以分解为渗碳体、降低韧性的元素，尤其在超过〇. 012质量％的含量下，上述不良 影响变得更显著。图2中显示了仅改变P含量的钢材（表1的No. 3、17、18及19)的HAZ 的MA分数。随着P含量的降低，HAZ的MA分数减少，P在0. 012质量％以下时，MA分数在 1体积％以下。
[0049] 因此，本发明中，为了抑制上述弊端，将P限定在0. 012质量％以下。优选在0. 010 质量％以下。更优选在0.006质量％以下。
[0050] S :0· 0005%?0· 0040 质量％
[0051] S是生成能形成铁素体成核位点的MnS或CaS的必要元素，为了得到这种效果，必 须含有0.0005质量％以上。但是，超过0.0040质量％时，母材的韧性反而降低。因此，将 S设定在0· 0005%?0· 0040质量％范围内。更优选为0· 0015%?0· 0030质量％。
[0052] A1 :0· 005%?0· 1 质量％
[0053] A1是为了钢的脱氧而添加的元素，必须含有0. 005质量％以上。但是，当添加超 过0. 1质量％时，不仅会使母材的韧性、也会使焊接金属的韧性降低。因此，将A1设定在 0. 005?0. 1质量％范围内。更优选为0. 03?0. 06质量％。
[0054] Nb :0· 003 ?0· 03 质量％
[0055] Nb是对确保母材强度、韧性及焊接接合处强度有效的元素。但是，若添加量小 于0. 003质量％，则上述效果小，另一方面，添加超过0. 03质量％时，焊接热影响部会有岛 状马氏体生成，使韧性降低。因此，将Nb设定在0.003?0.03质量％范围内。更优选为 0· 005 ?0· 02 质量％。
[0056] Ti :0· 003 ?0· 03 质量％
[0057] Ti在凝固时会形成TiN而析出，抑制焊接热影响部的奥氏体粒粗大化，并会形成 铁素体的相变形核点，有助于焊接部的高韧性化。为了得到这样的效果，必须添加〇. 003质 量％以上。另一方面，添加超过0.03质量％时，析出的TiN粗大化，不能达到上述效果。因 此，将Ti设定在0. 003?0. 03质量％范围内。更优选为0. 005?0. 02质量％。
[0058] N :0· 0025 ?0· 0070 质量％
[0059] N是生成上述TiN所必需的元素，为了确保必要量的TiN,必须含有0. 0025质量％ 以上。但是，添加超过0. 0070质量％时，在TiN因焊接输入热而熔化的区域中固溶N量增 力口，反而使焊接部的韧性降低。因此，将N设定在0.0025?0.0070质量％范围内。更优选 为 0· 0040 ?0· 0060 质量 ％。
[0060] B :0· 0003 ?0· 0025 质量％
[0061] B在焊接热影响部生成BN、减少固溶N(solid solution N)的同时，还起铁素体相 变形核点的作用，因此，是对焊接热影响部的高韧性化有用的元素。为了得到这样的效果， 必须添加〇. 0003质量％以上。但是，当添加超过0. 0025质量％时，淬硬性提高，反而导致 韧性降低。因此，将B设定在0.0003?0.0025质量％范围内。更优选为0.0005?0.0020 质量％。
[0062]碳当量 Ceq :0· 33 ?0· 45
[〇〇63] 在本发明的钢材中，除了上述成分含量满足上述组成范围之外，其含量还必须使 以下式⑴表示的碳当量ceq在0. 33?0. 45范围内：
[0064] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 · · · (1)
[0065] 式中，元素符号表示各元素的含量（质量％ )。
[0066] 碳当量Ceq小于0. 33时，得不到必要的母材强度。另一方面，碳当量Ceq大于0. 45 时，因大热输入焊接而在接合部附近的热影响部生成的岛状马氏体的量会超过1体积％， 热影响部的韧性降低。因此，优选C eq在0.37?0.42范围内。更优选Ceq在0.39?0.42 范围内。
[0067] 此外，在本发明的钢材中，除上述必须成分之外，还可按下述范围添加 V。
[0068] V :0.2质量％以下
[〇〇69] V作为VN析出，既有助于母材强度和韧性的提高，还起铁素体生成核的作用，因 此，可根据需要进行添加。但是，由于过量添加反而导致韧性降低，因此优选将上限设定为 0.2质量％。更优选在0.1质量％以下。
[0070] 在本发明的钢材中，除上述成分以外，为了提高强度等目的，可按下述范围添加选 自Cu、Ni、Cr及Mo的1种或2种以上。Cu :1· 0质量％以下，Ni :1· 0质量％以下，Cr :0· 4% 质量％及Mo :0. 4质量％以下。
[0071] Cu、Ni、Cr及Mo为对母材高强度化有效的元素，但为了得到该效果，Cu、Ni的添加 必须在0. 05质量％以上，Cr、Mo的添加必须在0. 02%以上。但是，各元素过量添加时，会对 韧性产生不良影响，因此，添加时，优选Cu、Ni分别在1. 0质量％以下，优选Cr、Mo分别在 〇. 4质量％以下。更优选Cu、Ni分别在0. 4质量％以下。
[0072] 此外，在本发明的钢材中，除上述成分外，可按下述范围添加选自Ca、Mg、Zr及REM 的至少1种或2种以上。
[0073] Ca :0· 0005 ?0· 0050 质量％
[0074] 为了获得通过固定S和分散氧化物、硫化物而产生的韧性改善效果，可以添加 Ca。 为了获得上述效果，至少必须添加〇. 0005质量％以上。但是，即使添加量超过0. 0050质 量％，也仅是上述效果达到饱和而已。因此，添加 Ca时，优选在0. 0005?0. 0050质量％范 围内。更优选为0.0010?0.0030质量％。
[0075] Mg :0· 0005 ?0· 0050 质量 ％，Zr :0· 001 ?0· 02 质量 ％，REM :0· 001 ?0· 02 质 量％
[0076] Mg、Zr及REM均为具有通过分散氧化物而改善韧性的效果的元素。为了使这种效 果显现出来，必须添加 MgO. 0005质量％以上、Zr及REM0. 001质量％。另一方面，即使添加 Mg超过0. 0050质量％、Zr及REM超过0. 02质量％，也仅是其效果达到饱和而已。因此，添 加这些元素时，优选上述范围。更优选为Mg :0. 0010?0. 0030质量％，Zr :0. 005?0. 015 质量％，REM :0· 005 ?0· 015 质量％ .
[0077] 本发明的钢材中除上述成分以外的其余部分为铁及不可避免的杂质。但是，只要 是在不妨害本发明的作用和效果的范围内，不拒绝含有其他元素。例如，作为不可避免的杂 质，可容许ο :〇. 005质量％以下。更优选在0.003质量％以下。
[0078] 接着，对本发明的高张力钢的组织进行说明。
[0079] 本发明的高张力钢的组织是以微细贝氏体为主体的组织，其优选面积率在60%以 上，更优选70%以上。微细贝氏体的面积率在60%以下、粗大的上贝氏体组织增加时，韧性 降低。对面积率的上限无特殊限制。此外，本发明的高张力钢的微细贝氏体组织是与多边 形铁素体（polygonal ferrite)和粗大的上贝氏体组织（coarse upper bainite)不同的 组织。
[0080] 本发明的钢材可用以往公知的方法制造，制造条件上无特殊限制。
[0081] 例如，本发明的钢材通过如下方法来制造。首先，将铁水用转炉精炼成钢后，RH脱 气，经连续铸造或造块-分块工程制成钢板坯。将其在1250°C以下的温度下再加热，通过热 轧在从加热温度到650°C的温度范围内轧压至规定板厚后，用空气冷却或以1?40°C /s的 冷却速度进行加速冷却，在200?600°C停止冷却后用空气冷却。也可采用在上述热轧后， 从650°C以上的温度范围起直接淬火，在500±150°C下退火的方法。还可通过在从850°C到 950°C的温度范围内再加热进行淬火，在500±150°C下进行退火，1000°C以下的温度下再加 热正火，在650°C以下的退火等工序进行制造。此外，在通过连轧机进行热轧时也可在通常 使用的制造条件下进行制造。此外，本发明的钢板的尺寸为板厚6_以上的厚钢板或热轧 钢板。
[〇〇82] 此外，对用于本发明钢材的焊接方法无特殊限制，也可采用氩弧焊、埋弧焊、电渣 焊、电气焊、其他热源的焊接方法。
[0083] 实施例
[0084] 用150kg的高频烙炉（high-frequency melting furnace)烙制具有表1所示成 分组成的No. 1?25的钢，铸造成钢块后，热乳（hot rolling)成厚70mm的钢述。将该钢 坯在1150°C加热2小时后，在板厚中心温度在850°C以上的条件下热轧成板厚30mm的厚钢 板，随后，在板厚中心冷却速度为8°C/sec的条件下加速冷却（accelerated cooling)。该 加速冷却条件是在30mm的板厚中心模拟板厚60mm的厚钢板的l/4t的冷却速度。
[0085] 另外，表1中的No. 26及27是具有与〔专利文献2〕特开2002 - 256379号公报 (专利3546308号公报）（其 申请人:与本发明的相同）的表2中的No. 39及43的钢材分别 基本相同的组成的钢材。
[0086] 此外，对于表1中的No. 2和5组成的钢，还就热轧后在板厚中心的冷却速度为 25°C /sec的条件下加速冷却、使母材强度提高了约150MPa的钢材进行了 HAZ韧性评价（分 别为表2的No. 28及29)。
[0087] 接着，对上述30mm的厚钢板进行500 °C X 10min的退火处理（annealing treament)后，从上述厚钢板上，以使试样轴向与板宽方向一致的方式采取平行段 14 Φ X 85mm、标距（gauge length) 70mm的圆棒拉伸试样，测定母材强度（屈服应力YS，拉伸 强度TS)。此外，从上述厚钢板中以使试样轴向与压延方向一致的方式采取2mm V型槽口 夏比试样（V notch charpy specimen),在一 100?40°C的范围内进行适宜的夏比冲击试 验（Charpy impact test),求出延性断裂率（ductile fracture ratio)为 50%时的断裂 转变温度（fracture transition temperature) vTrs，评价其韧性。
[0088] 还有，为了评价焊接热影响部的韧性，从上述厚钢板上采取宽80mmX长80mmX厚 15mm的试样，加热到1450°C进行热处理，然后在800?500°C冷却270sec，随后，采取2mm V 型槽口夏比试样，按上述相同的方法进行韧性评价。此处，上述热处理条件相当于进行了热 输入量400KJ/cm的电气焊焊接的热影响部的热循环（heat cycle)。
[0089] 此外，研磨上述热处理后的厚钢板的截面后，用2步蚀刻法（two-step etching method)现出岛状马氏体后，用SEM在2000倍下拍摄5个视野的组织照片，对其进行图像解 析（imaging analysis),求出岛状马氏体的平均面积分数，将其作为接合部附近的热影响 部（HAZ)的MA体积分数。
[0090] 表2中显示了母材（厚钢板）的拉伸特性和韧性及进行了模仿焊接热影响部的热 处理的试样的岛状马氏体分数和韧性的测定结果。从表2可知，发明例No. 1?11、28及29 的钢板，其岛状马氏体的分数均在1体积％以下，热影响部的vTrs也均在一 55°C以下，获得 了优异的焊接部韧性。
[0091] 此外，作为参考，还测定了本发明例中热影响部在一 l〇°C及一 40°C的吸收能量 (分别记作vE - 1Q、vE - 4Q)。一 10°C时热影响部的吸收能量vE - 1Q为257?297J，一 40°C时热影响部的吸收能量vE - 4(|为217?242J。这些吸收能量均高于专利文献3、5及 6中公开的接合部附近热影响部的吸收能量，从而能确认本发明例中获得了优异的焊接部 韧性。
[0092] 与此相对，No. 12?25、26及27 (No. 23除外）的比较例中的钢板为由于C、Μη、P、 等均偏离本发明范围而导致岛状马氏体的分数超过1体积％、热影响部的vTrs上升、韧 性降低的例子。此外，No. 22的比较例中的钢板为由于N含量过低而导致接合部附近的游 离B(free B)过剩、淬硬性（hardinability)增高、岛状马氏体的分数增加的例子。No. 23 的比较例中的钢板则是由于N含量过高而导致岛状马氏体的分数虽小于1体积％但固溶N 增加、韧性降低的例子。
[0093] No. 26及27是具有与〔专利文献2〕特开2002-256379号公报（专利3546308号公 报）（其 申请人:与本发明的相同）的表2中的No. 39及43的钢材分别基本相同的组成的钢 材，但由于压延后的冷却速度和压下率等制造条件不同（压延后的冷却速度：l〇°C /sec和 8°C /sec的差异）（压下率：从100mm到20mm的压下和从70mm到30mm的压下的差异），因 此，所得母材的机械性能与〔专利文献2〕中公开的母材的机械性能相比，虽然强度降低，但 韧性水平基本相同。然而，No. 26及27的HAZ的MA分数均为1. 2体积％，超过了本发明所 规定的1%。因此，vTrs均为一 30°C，韧性水平低。"一 30°C"这一结果与〔专利文献2〕的 表3中公开的HAZ的一 46°C、一 48°C相比分别出现了劣化。这是因为，相对于〔专利文献2〕 中公开的最高加热温度条件为1400°C，本实施例的最高加热温度的条件高，为1450°C (即， 相当于热输入量更大的焊接条件）。
[0094] 表2中的No. 28和29分别为将表1中的No. 2和5的组成的钢制成板厚30mm的 厚钢板后、以25°C /sec的冷却速度冷却、使母材强度提高了约150MPa的试样，对于母材强 度提高了约150MPa的情况，也确认了能够获得和本发明同样优良的HAZ韧性。
[0095] 产业上应用的可能性
[〇〇96] 通过本发明，可获得即使进行超过300KJ/cm的大热输入焊接、焊接热影响部的韧 性依然良好的钢材。因此，本发明的钢材大大有助于提高通过埋弧焊、电气焊、电渣焊等大 热输入焊接进行构建的造船和建筑领域等的大型钢结构物的品质。
【权利要求】
1. 大热输入焊接用钢材，其含有c :0. 035?0. 068质量％、Si :0. 01?0. 15质量％、 Μη :1· 9 ?2. 3 质量％、P :0· 012 质量％ 以下、S :0· 0005 ?0· 0040 质量％、A1 :0· 005 ?0· 1 质量％、Nb :0· 003 ?0· 03 质量％、Ti :0· 003 ?0· 03 质量％、N :0· 0025 ?0· 0070 质量％、 B :0. 0005?0. 0020质量％，且以使下式（1)表示的碳当量Ceq在0. 33?0. 45的范围内的 方式含有上述成分，其余部分具有由Fe及不可避免的杂质构成的成分组成，进行焊接热输 入量超过300KJ/cm的大热输入焊接时的接合部附近的热影响部组织中的岛状马氏体在1 体积％以下， Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 · · · (1) 式中，元素符号表示各元素的含量（质量％)。
2. 根据权利要求1所述的大热输入焊接用钢材，其特征在于，除上述成分组成外，还含 有V :0. 2质量％以下。
3. 根据权利要求1或2所述的大热输入焊接用钢材，其特征在于，除上述成分组成外， 还含有选自Cu :1. 0质量％以下、Ni :1. 0质量％以下、Cr :0. 4质量％以下及Mo :0. 4质量％ 以下的1种或2种以上。
4. 根据权利要求1?3中任一项所述的大热输入焊接用钢材，其特征在于，除上述 成分组成外，还含有选自Ca :0. 0005?0. 0050质量％、Mg :0. 0005?0. 0050质量％、Zr : 0. 001?0. 02质量％及REM :0. 001?0. 02质量％的1种或2种以上。
【文档编号】C22C38/58GK104087829SQ201410257989
【公开日】2014年10月8日 申请日期:2009年9月29日 优先权日:2009年5月22日
【发明者】横田智之, 西村公宏, 鹿内伸夫 申请人:杰富意钢铁株式会社