电子束焊接接头以及电子束焊接用钢材及其制造方法

专利名称：电子束焊接接头以及电子束焊接用钢材及其制造方法
技术领域：
本发明涉及电子束焊接用钢材及其制造方法，该电子束焊接用钢材用于对在坡口面夹入板状或者箔状嵌入金属的被焊接区照射电子束而进行焊接，进而涉及一种对在该钢材的坡口面夹入嵌入金属的被焊接区照射电子束所形成的电子束焊接接头。本申请基于2010年11月22日提出的日本专利申请特愿2010-260458号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术：
近年来，为削减成为地球环境的温室效应的一个原因的C02气体、或者应对石油等化石燃料将来的枯渴，正在积极地尝试可再生自然能源的利用。风力发电也是被认为有前途的可再生能源之一，大规模的风力发电厂正在建设之中。最适合风力发电的地域 是经常可以期待强风的地域。因此，海上风力发电正在以世界性的规模被计划和实现(参照专利文献I 4)。为了在海上建设风力发电用铁塔，需要在海底的地基上打进铁塔的基础部分。为了充分确保距海平面的风力发电用涡轮的叶片高度，基础部分也需要具有充分的长度。因此，铁塔的基础部分的结构呈具有板厚超过50mm、例如为IOOmm左右、直径为4m左右的大断面的钢管结构。铁塔的高度达80m以上。而且近年来，要求在建设现场附近的海岸，采用电子束焊接将风力发电用铁塔之类的巨大钢结构物简易且高效率地进行组装。也就是说，对于板厚达IOOmm的极厚钢板，提出了在建设现场、并且以高效率进行焊接这一以前没有过的技术要求。一般地说，电子束焊接和激光束焊接等高能密度束焊接是有效的焊接。但是，可以采用激光束进行焊接的板厚是有限度的。另外，以往的电子束焊接需要在维持高真空状态的真空室内进行。因此，以往能够采用高能密度束焊接进行焊接的钢板的板厚和大小受到焊接装置的能力和真空室内的大小的限制。与此相对照，近年来，人们提出了对被焊接区附近进行减压、能够高效率地在建设现场对板厚为IOOmm左右的极厚钢板进行焊接的电子束焊接方法。例如，英国的焊接研究所开发了能够在低真空下进行施工的焊接方法(RPEBW:Reduced Pressured ElectronBeam Welding:减压电子束焊接)(参照专利文献5)。如果使用该减压电子束焊接(RPEBW)，则在建设风力发电用铁塔之类的大型钢结构物的情况下，也可以在局部的真空状态下，对要焊接的部分有效地进行焊接。RPEBW法与在真空室内进行焊接的方法相比，为在真空度较低的状态下进行焊接的焊接方法。一般地说，作为定量地评价焊接结构物的安全性的指标，为人所知的是基于断裂力学的断裂韧性值Sc。δ C是采用CTOD (Crack Tip Opening Displacement:裂纹顶端张开位移)试验求出的。由于试验片的尺寸对断裂韧性产生影响，因而即使在以往的V型缺口夏氏冲击试验之类的小型试验中可以得到良好的结果，但在对于大型钢结构物的焊接接头的CTOD试验中，未必能够得到良好的断裂韧性值δ c。
另外，电子束焊接法是利用电子束所具有的能量而使焊接区的母材暂且熔融、然后凝固而进行焊接的方法，采用电子束焊接法的熔融金属的成分组成通常与母材(钢材)大致等同。另一方面，在气电立焊等大线能量电弧焊接法中，通过焊条等调整焊缝金属的硬度和断裂韧性值Sc等机械特性。在电子束焊接法中难以利用焊条。于是，为了提高电子束焊接接头的断裂韧性值Sc，人们提出了使焊缝金属(丽)的硬度和纯净度最优化的方法(例如参照专利文献6、7)。在专利文献6中，提出了将焊缝金属的硬度设定为母材硬度的超过110%且在220%以下、且将焊缝金属的宽度设定为钢材板厚的20%以下的方案。另外，在专利文献7中，提出了将焊缝金属中的O量设定为20ppm以上、将粒径2.0 μ m以上的氧化物的量设定为10个/mm2以下的方案。现有技术文献专利文献专利文献1:日本特开2008-111406号公报专利文献2:日本特开2007-092406号公报专利文献3:日本特开2007-322400号公报专利文献4:日本特开2006-037397号公报专利文献5:国际公开99/16101号小册子专利文献6:日本特开2007-21532号公报专利文献7:日本特开2008-88504号公报

发明内容
发明所要解决的课题在海上风力发电用铁塔的建设中，将钢材对接而进行焊接后，由于不对焊接区实施热处理而直接使用，因而对焊缝金属(丽)以及焊接热影响区(HAZ:Heat-AffectedZone,以下仅称为“热影响区”)要求具有优良的韧性。在电子束焊接的情况下，由于不使用焊条，通过调整母材的成分组成来控制焊缝金属以及热影响区的韧性。虽然以往提出了焊缝金属中的夹杂物、焊缝金属的硬度和母材的硬度之间的关系、或者控制焊缝金属宽度的方法，但如果热影响区的韧性并不充分，作为整个焊接区的断裂韧性降低。此外，将板状或者箔状的Ni (嵌入金属)贴附在焊接面(坡口面)而进行电子束焊接，可以使焊缝金属(WM)的韧性提高到母材的韧性以上。但是，在此情况下，如果母材的成分组成不合适，则焊缝金属的硬度和热影响区的硬度之差变得显著。于是，硬度之差非常大的部分即热影响区的断裂韧性值Sc大大降低。另外，根据本发明人的研究，在电子束焊接接头中，即使在不使用嵌入金属的情况下，用于提高韧性的适当的成分组成在焊缝金属和热影响区中也未必一致。因此，即使对以往的电弧焊接用高HAZ韧性钢直接实施电子束焊接，在焊缝金属上也不能得到高的韧性。另一方面，即使考虑到采用电子束焊接形成的焊缝金属的韧性而使电弧焊接用钢材的成分组成最优化，在热影响区也不能获得高韧性。也就是说，由于电子束焊接和电弧焊接在焊接技巧以及所形成的接头结构方面基本不同，因而电子束焊接的课题不能用电弧焊接的课题解决技巧加以解决。
本发明是鉴于这样的实情而完成的，本发明的目的在于提供电子束焊接用钢材及其制造方法，该电子束焊接用钢材是构成海上风力发电用铁塔的基础部分的板厚为45mm以上的钢材，其可以对在坡口面夹入板状或者箔状嵌入金属的被焊接区照射电子束而形成高强度、且焊缝金属(丽)、热影响区(HAZ)、母材(BM:Base Metal)的断裂韧性值取得适度平衡的焊接接头。本发明的其它目的在于提供一种对在该钢材的坡口面夹入板状或者箔状的嵌入金属的被焊接区照射电子束所形成的电子束焊接接头。用于解决课题的手段本发明涉及一种对在坡口面夹入板状或者箔状嵌入金属的被焊接区照射电子束而进行焊接的电子束焊接用钢材，其中，添加有1.5质量％以上的Mn，以确保淬透性，而且尽量降低Al量，并添加有适量的Ti，使含有10%以上Ti的微细的氧化物粒子(以下仅称为含Ti氧化物)分散于钢中。将该含Ti氧化物作为具有抑制晶粒生长的功能的钉扎粒子、以及晶内相变时的生成核而加以利用，从而适度平衡焊缝金属(丽)、热影响区(HAZ)以及母材(BM)的断裂韧性。特别地，在丽宽度以及HAZ宽度狭窄、线能量较低的电子束焊接中，含Ti氧化物作为焊缝金属(WM)以及热影响区(HAZ)的晶内相变中的生成核而极为有效地发挥作用，从而明显有助于抑制显微组织的粗大化。而且在本发明中，通过控制由新导入的电子束焊接淬透性指标式CeEBB、CeEBW得到的指标值，使钢材(BM)、焊缝金属(WM)以及热影响区(HAZ)的断裂韧性处于适度平衡，从而作为使用嵌入金属而形成的整个电子束焊接接头，可以确保所需要的断裂韧性。再者，在本发明中，为了提高淬透性，一方面增大Mn量，另一方面降低Cr、Mo、Cu、Ni和/或Nb各自的量，从而降低电子束焊接用钢的制造成本。电子束焊接淬透性指标CeEBB、CeEBW是本发明人为了提高使用嵌入金属而形成的电子束焊接接头的 断裂韧性而新近导入的指标。关于指标CeEBB、CeEBff的技术意义，与一并导入的指标(比)“C/CeEBB” (C:C含量)的技术意义一起在后叙述。本发明的要旨如下所述。( I)本发明的一实施方式涉及一种电子束焊接接头，其是采用电子束将钢材进行焊接而形成焊缝金属的电子束焊接接头，其中，所述钢材的组成以质量％计，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%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%,Ni:0% 0.50% 以及 B:0% 0.0030%,并将 S 限制在 0.010%以下、将P限制在0.015%以下、将Al限制在0.004%以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；将所述钢材的组成代入下述式I而求出的指标值CeEBB为0.42% 0.65%，在所述钢材的沿板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径在Ι.Ομπι以上的氧化物的数量为20个/mm2以下，在所述板厚中心部，含有10%以上Ti的当量圆直径在0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物的数量为I X IO3 I X IO5个/mm2，所述焊缝金属的组成以质量％计，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%、O:0.0004% 0.0020%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%,Cu:0% 0.25% 以及B:0% 0.0030%，并将 S 限制在 0.010%以下、将P限制在0.015%以下、将Al限制在0.004%以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；将所述焊缝金属的组成代入下述式2而求出的指标值CeEBW为0.56% 0.73%。CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为所述钢材的组成中的各元素的质量％，CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为所述焊缝金属的组成中的各元素的质量％。(2)根据上述(I)所述的电子束焊接接头，其中，以质量％表示的所述钢材的C量相对于所述指标值CeEBB之比C/CeEBB也可以为0.02 0.15。(3)根据上述(I)或(2)所述的电子束焊接接头，其中，所述钢材的厚度也可以为45 150mmo(4 )根据上述(I)或(2 )所述的电子束焊接接头，其中，如果将焊缝金属的CTOD值定义为Swm，将焊接热影响区的CTOD值定义为δΗΑΖ，以及将所述钢材的CTOD值定义为δΒΜ，则也可以是0.8≤δΒΜ/6丽≤1.25以及0.5≤ShazZSwm≤1.10(5)本发明的另一实施方式涉及一种电子束焊接用钢材，其中，所述钢材的组成以质量 ％ 计，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%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、Ni:0% 0.50% 以及 B:0% 0.0030%,并将S限制在0.010%以下、将P限制在0.015%以下、将Al限制在0.004%以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；将所述钢材的组成代入下述式I而求出的指标值CeEBB为0.42% 0.65%，在所述钢材沿板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径在1.0μ m以上的氧化物的数量为20个/mm2以下，在所述板厚中心部，含有10%以上Ti的当量圆直径在0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物的数量为I X IO3 I X IO5个/mm2。CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为所述钢材的组成中的各元素的质量％。(6)根据上述(5)所述的电子束焊接用钢材，其中，以质量％表示的所述钢材的C量相对于所述CeEBB之比C/CeEBB也可以是0.02 0.15。(7)根据上述(5)或(6)所述的电子束焊接用钢材，其中，所述钢材的厚度也可以为 45 1 SOmnin(8)本发明的另一实施方式涉及一种制造方法，其是制造上述(5)或(6)所述的电子束焊接用钢材的方法，其具有下述工序:在铸造所述钢材时，以在1300 1100°C的温度区域的冷却速度为9°C /min以上的方式对所述钢材进行冷却的工序；以及在所述铸造工序后，将所述钢材加热至950 1150°C，然后，实施形变热处理。在电子束焊接接头中，为了确保规定的CTOD值(断裂韧性值)，重要的是适度平衡钢材(BM)、焊缝金属(丽)以及热影响区(HAZ)的断裂韧性值。也就是说，钢材(母材)的断裂韧性和热影响区的断裂韧性即使优良，但当焊缝金属的断裂韧性较差时，焊缝金属也成为破坏的起点。另外，焊缝金属的断裂韧性即使优良，但当热影响区的断裂韧性较差时，破坏以热影响区为起点而进行。这样一来，如果在焊接接头的各部分存在断裂韧性的偏差，则作为整个焊接接头的断裂韧性发生劣化。适用电子束焊接的屈服强度为355MPa级的钢材在焊接区(焊缝金属以及热影响区)的脆性破坏从由原奥氏体晶粒生成的粗大晶界铁素体、上贝氏体和侧板条铁素体等处产生。而且在上述的显微组织或由原奥氏体晶界生成的粗大的铁素体成为起点而发生脆性破坏时，断口单元依赖于原奥氏体的粒径。因此，利用由析出物产生的钉扎效果或晶内相变，使焊缝金属以及热影响区中的显微组织的粒径减少，由此可以改善焊接区的断裂韧性。于是，在本发明中，通过降低钢水中的Al并添加Ti，从而在不仅对母材、而且介入含Ni的嵌入金属进行电子束焊接而成的焊接区的焊缝金属(WM)以及热影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒内，适量生成粒径适当的微细的含Ti氧化物。在线能量低的电子束焊接中，在热影响区(HAZ)残存有微细的含Ti氧化物而作为抑制晶粒生长的钉扎粒子发挥作用，因而热影响区的晶粒生长受到抑制，断裂韧性得以提高。另外，微细的含Ti氧化物成为晶内相变时的生成核，特别是在热影响区，生成晶内铁素体。此外，该含Ti氧化物为含有10%以上Ti的氧化物，例如为TiO或者Ti203。在该含Ti氧化物中，即使含有Ti和氧以外的元素也没有任何关系。其结果是，热影响区的组织变得微细，钢材(母材)、热影响区以及焊缝金属的断裂韧性得以提高，而且这3部分的断裂韧性的平衡得以提高。发明的效果根据本发明，在使含Ni的嵌入金属介入屈服强度为355MPa级的钢材的焊接区而进行电子束焊接所形成的电子束焊接接头中，可以抑制焊缝金属以及热影响区的断裂韧性的劣化。另外，可以提高使钢材(母材)、热影响区以及焊缝金属的断裂韧性处于适度平衡的电子束焊接接头，而且能够以低成本提高可以形成该焊接接头的钢材。


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图1是定性表示钢材的强度以及韧性与金属组织之间的关系的图示。图2A是定性表示淬透性与焊缝金属的结晶粒径之间的关系的图示。图2B是定性表示淬透性与热影响区的高碳马氏体量之间的关系的图示。图3是定性表示焊缝金属的硬度相对于钢材(母材)的硬度之比与焊缝金属以及热影响区的断裂韧性之间的关系的图示。图4是定性表示CeEBB与焊缝金属以及热影响区的断裂韧性值(δ c)之间的关系的图示。图5是定性表示热影响区的断裂韧性值与C/CeEBB之间的关系的图示。图6是表示导入了缺口的试验片的图示。图7是表示焊接接头的CTOD试验结果与钢材中含有的氧化物的个数之间的关系的图示。图8A是表示铸坯的冷却速度与钢材中含有的微小的含Ti氧化物粒子数之间的相关关系的图不。图8B是表示铸坯的冷却速度与钢材中含有的粗大的氧化物粒子数之间的相关关系的图不。图9是表示钢材中的总氧量与钢材中含有的微小的含Ti氧化物粒子数之间的相关关系的图示。
具体实施例方式在海上风力发电用铁塔的建设中，在将钢材焊接后，不对接头部实施热处理而直接使用。因此，要求焊缝金属以及热影响区具有优良的韧性。在本发明中，为了将焊缝金属的韧性提高到与母材等同，在焊接区介入含Ni的嵌入金属而进行电子束焊接。以往，将电子束焊接适用于大量含有Cr、Mo的钢(所谓的Cr-Mo钢)、不锈钢或者高Ni钢等不必生成焊缝金属的氧化物的钢材。不会在不锈钢的热影响区生成脆化相。另外，在Cr-Mo钢的情况下，热影响区的组织正如图1所定性表示的那样，成为韧性优良的下贝氏体，从而可以得到非常高的韧性。本发明的实施方式的电子束焊接接头中使用的钢材的板厚和强度并没有特别的限定，但可以优选使用例如在海上风力发电用铁塔等中使用的板厚为45 150mm、YP (屈服点)约为315MPa 550MPa、TS (抗拉强度)约为450MPa 690MPa的结构用钢。根据需要，也可以将板厚上限设定为120mm或者130mm。也可以将YP下限设定为340MPa或者355MPa，将YP上限设定为500MPa、460MPa或者420MPa。也可以将TS下限设定为470MPa或者 490MPa，将 TS 上限设定为 600MPa、570MPa 或者 550MPa。该种钢材与Cr-Mo高强度钢相比，其强度较低，热影响区的组织正如图1所定性表示的那样，成为韧性较低的上贝氏体。如果对这样的钢材进行电子束焊接，则特别是在热影响区，晶界铁素体和上贝氏体等粗大的组织发达，容易生成高碳马氏体(也称之为岛状马氏体或者M-A constituent)。因此，在对结构用钢进行电子束焊接的情况下，确保热影响区的韧性是并不容易的。关于组织和韧性之间的关系，为人所知的是结晶粒径的微细化对于提高焊缝金属的韧性是特别有效的，而且高碳马氏体特别使热影响区的韧性降低。另外，关于成分和组织之间的关系，如果增大淬透性指标Ceq，则如图2A所示那样焊缝金属的粒径变得微细，而且如图2B所示那样热影响区的高碳马氏体增加。另外，为了提高 焊缝金属以及热影响区的韧性，重要的是保持焊缝金属的硬度和钢材(母材)的硬度之间的平衡。也就是说，如图3所示，如果相对于钢材(母材)的硬度而提高焊缝金属的硬度，则焊缝金属的韧性得以提高。但是，因焊缝金属的硬化的影响而使变形集中于热影响区，因而热影响区的韧性下降。因此，如果为防止韧性较差的上贝氏体的生成而提高淬透性，则发生焊缝金属的硬化，在其影响下，就会产生损害热影响区韧性的问题。这样一来，钢的淬透性与丽的结晶粒径或HAZ的高碳马氏体之间的定性关系、以及WM的硬度相对于钢材(母材)的硬度之比与焊接接头的韧性之间的定性关系是众所周知的。但是，以往并不存在通过钢材的成分来控制焊接接头的断裂韧性的平衡的想法。因此，如果对例如提高了淬透性的钢材(母材)进行电子束焊接，则会产生虽然WM的韧性得以提高，但HAZ的韧性明显下降等问题。于是，本发明人在介入嵌入金属而形成的电子束焊接中，为了确保优良的韧性，对表示适用于电子束焊接的淬透性的指标进行了研究，从而设计并导入了新的“电子束焊接淬透性指标CeEBB、CeEBW”。也就是说，由下述(式I)定义的“电子束焊接淬透性指标CeEBB”以及由下述(式2)定义的“电子束焊接淬透性指标CeEBW”是为了更加提高电子束焊接接头的断裂韧性，着眼于对钢材组织的形成具有较大影响的淬透性，考虑到切实地确保所需要的组织的生成的新指标。CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为电子束焊接接头的母材、即电子束焊接接头中使用的钢材的各成分的含量(质量％)。CeEBB值的单位为质量％。CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为电子束焊接接头的焊缝金属的各成分的含量(质量％)。CeEBW值的单位为质量％。此外，在这些成分中的任一种没有在钢材中添加的情况下，可以将其元素的含量代入O而使用(式I)以及(式2)式。例如，在为Cu、N1、Cr、Mo以及V均未含有的钢材的情况下，CeEBB可以使用下述式(式I')以代替上述式(式I), CeEBW可以使用下述式(式2')以代替上述式(式2)。CeEBB = C+ l/4Mn (式 I')CeEBff = C+ l/4Mn (式 2')其中，在作为不可避免的杂质含有Cu、N1、Cr、Mo以及V的情况下，优选由(式I)以及(式2)计算CeEBB以及CeEBW。由上述(式I)定义的CeEBB是以与硬度相关的公知的碳当量Ceq(= C + l/6Mn +l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V)为基础，考虑到Mn在电子束焊接时因蒸发而减少，从而使淬透性下降而作成的指标。此外，在介入嵌入金属而形成的电子束焊接接头中，以凭经验得到的、起因于Mn减少的淬透性的下降程度为基础，将Mn的系数设定为1/4。指标值CeEBB是这样的一个指标:(I)通过调整钢材(母材)的成分而确保使用含Ni箔的电子束焊接后的焊缝金属的淬透性在所需要的范围，(2 )在该焊缝金属中，促进微细的铁素体的生成，而且(3)在电子束焊接后的热影响区中，抑制使韧性下降的上贝氏体或高碳马氏体等的生成。图4定性表示了电子束焊接接头的焊缝金属(丽)以及热影响区(HAZ)的断裂韧性值(Sc)与CeEBB之间的关系。实线的曲线为焊缝金属的断裂韧性值(δ cwm)，虚线的曲线为热影响区的断裂韧性值(S cha)。双点划线的曲线为假定忽视WM的硬度的影响时的热影响区的断裂韧性值(HAZ韧性的预测值)。这样的HAZ韧性的预测值可以使用实施过模拟HAZ的热过程的热处理的试验片，通过断裂韧性试验来测定。通过使用嵌入金属(Ni箔等)，可以将丽的断裂韧性值(δ cwm)提高到与母材等同。如果指标值CeEBB增大，则在HAZ因高碳马氏体的增加和HAZ的硬化而使HAZ韧性的预测值下降。另外，如果指标值CeEBB增大，则丽硬化，受其影响，δ cha比HAZ韧性的预测值更为降低。此外，在使用Ni箔等的情况下，CeEBB即使较低，韧性也没有问题，但由于强度下降，CeEBB需要规定下限值。这样一来，可以采用指标值CeEBB来综合评价焊缝金属以及热影响区的断裂韧性。如果将指标值CeEBB规定在适当范围，则可以使热影响区的断裂韧性值在用单点划线表示的目标值以上。在活用后述的钉扎粒子和晶内相变的情况下，根据钉扎和晶内相变的效果的不同而使Scha得以提高。其次，本发明人就钢材(母材)的C量以及指标值CeEBB与母材、焊缝金属以及热影响区的韧性之间的关系进行了研究。其结果可知，优选限制母材的C量与CeEBB之比“C/CeEBB”的上限。下面就比“C/CeEBB”的技术意义进行说明。比“C/CeEBB”是用于使热影响区的淬透性不会极端偏离的指标。在本发明中，由于使用嵌入金属，所以因C/CeEBB的下降而引起的焊缝金属的淬透性的下降可以通过Ni来补充。图5表示了 CeEBB与热影响区的断裂韧性值之间的关系。CeEBB由于是淬透性的指标，所以如果CeEBB增大，则在热影响区促进高碳马氏体的生成而使断裂韧性值下降。另一方面，在热影响区，因C量的增加而促进高碳马氏体的生成。因此，如图5所示，为确保热影响区的断裂韧性值，优选限制C/CeEBB。本发明人也就介入含Ni的嵌入金属而进行电子束焊接的焊接接头的焊缝金属的适当的成分组成进行了研究。焊缝金属因含Ni的嵌入金属而添加有Ni，所以在确保焊缝金属的韧性方面，需要明确适当 的Ni量和CeEBB。再者，本发明人就改善焊缝金属的断裂韧性值和热影响区的断裂韧性值的平衡的技巧进行了研究，得到了以下的结果。电子束焊接由于线能量较低，因而更多地残存有含Ti氧化物粒子。该含Ti氧化物粒子在热影响区中，作为抑制晶粒生长的钉扎粒子发挥作用，抑制晶粒生长，而且在焊缝金属中，作为晶内相变的生成核而极其有效地发挥作用，促进晶内铁素体的生成。由这些作用结果可知，含Ti氧化物粒子使介入含Ni的嵌入金属而形成的电子束焊接接头的热影响区以及焊缝金属的断裂韧性得以提高。本发明人进一步就含有含Ti氧化物的钢中氧化物粒子的尺寸和个数对电子束焊接接头的断裂韧性值产生的影响，通过进行预备实验而进行了验证。正如以下所详细叙述的那样，在该预备实验中，通过改变钢中的总氧量和铸坯的冷却速度而制作出了具有不同个数或尺寸的氧化物粒子的多种钢材。使用这些钢材制作电子束焊接接头，对其断裂韧性值进行了检查。在该预备试验中，氧化物粒子的测量、断裂韧性值的测量以钢板的板厚方向中心部为对象来进行。其理由如下所述。第一理由是因为:正如由CTOD试验所验证的那样，在电子束焊接接头中，力学上约束力最高、且容易成为破坏的起点的是板厚中心部。再者，在钢板的板厚方向中心部，由于连续铸造中的凝固偏析(中心偏析)，溶质元素浓化而使组织容易硬化。因此，板厚方向中心部与接近板厚方向表层的部分相比，成为在冶金学上容易发生脆性破坏的状态，这是第二理由。再者，作为本发明对象的电子束焊接接头与通常的电弧焊接接头不同，由于熔合面呈大致平行于板厚方向的平面状，因而受到上述板厚方向的力学方面的和冶金方面的影响，粗大的氧化物粒子容易成为脆性破坏的起点。也就是说，电子束焊接接头的热影响区以及焊缝金属的断裂韧性值与通常的电弧焊接接头相比，容易受到存在于板厚中心部的氧化物粒子的尺寸和个数的较大影响，这是第三理由。通过后述的预备实验研究了氧化物粒子的个数和断裂韧性值之间的关系，结果获得了如下的见解。含有10%以上Ti的氧化物粒子在其当量圆直径为0.05 μ m以上时，以高效率表现出钉扎作用以及晶内相变促进作用，而且大大有助于晶粒的细粒子化。另一方面，粒径较大的氧化物(包括含Ti氧化物的所有氧化物)的粒子也成为脆性破坏的起点。如果氧化物粒子的当量圆直径超过0.5 μ m,则开始出现成为脆性破坏起点的倾向，尤其在当量圆直径为Ι.Ομπι以上的情况下，成为破坏起点的倾向特别地高，因而优选尽可能地限制它的个数。另外，还可知如果在钢材中适量含有当量圆直径为0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的含Ti氧化物粒子，则不会发生脆性破坏，可有效地使晶粒成为细粒子。在该预备实验中，就钢材内的氧化物粒子中的(I)当量圆直径为0.05 μ m以上且低于0.5μπι的含有10%以上Ti的氧化物粒子(以下有时简称为“微小的含Ti氧化物”)、
(2)当量圆直径在1.0 μ m以上的所有氧化物(以下有时简称为“粗大的氧化物”)这2种级别测定了它的数量。另外，还定量验证了钢材内的各级别的氧化物粒子的数量与使用该钢材的电子束焊接后的接头的韧性值之间的关系。在预备实验中，使用小型实验炉，制造以质量％计，以C:0.07%、S1:0.06%、Mn:
2.0%、P:0.007%、S:0.002%、T1:0.009%、Al:0.002%、N:0.006% 为目标的铸坯。在制造铸坯
时，为了控制各级别的氧化物的个数，对以下的2个工序进行控制。(i)改变熔融金属的真空脱气处理的处理时间，由此调整铸坯的总氧量。(ii)铸造时，通过调整用于冷却铸坯的冷却水量，从而将1300 1100°C的温度区域的铸坯的冷却速度控制在I 30°C /min的范围。由该预备实验制造的各铸坯的成分组成与上述成分组成的目标值大致一致。另外，所制造的各铸坯的总氧量为IOppm 41ppm。使用所得到的铸还，采用后述的ACC制造了板厚为50mm的钢板。上述钢材的氧化物粒子的个数的测定方法根据后述的实施例所使用的方法。再者，对这些钢材，在坡口面夹入Ni箔，从而使焊缝金属的Ni浓度达到2%，然后实施后述的实施例所采用的电子束焊接，从而制作出I坡口的对接焊接接头。该焊接方法的详细情况参见后述的实 施例。制作在这些焊接接头的熔合部(FL:Fusion Line)部分形成有缺口的CTOD试验片，在试验温度0°C下实施了 CTOD试验。其结果是，将得到的HAZ的断裂韧性值Shaz为0.5mm以上的情况设定为试样合格，将除此以外的情况设定为不合格。该预备实验的结果如图7 9所示。在图7 9中，CTOD试验合格的试样用中空的标记表示，不合格的试样用全涂的标记表示。另外，钢中的氧量为0.0035%以下的试样用菱形的标记表示，超过0.0035%的试样用三角形的标记表示。图7表示了 CTOD试验的结果与上述微小的含Ti氧化物以及上述粗大的氧化物的个数之间的关系。在图7中，CTOD试验合格的焊接接头的标记(中空的菱形)全部在表示为“本发明的范围”的虚线的四方形的范围内。也就是说，HAZ的CTOD值δωζ在0.5mm以上的条件是:(I)在钢材的板厚中心部，当量圆直径在1.0ym以上的氧化物(上述粗大的氧化物)为20个/mm2以下，而且(2)在板厚中心部，含有10%以上Ti的当量圆直径在0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物(上述微小的含Ti氧化物)为I X IO3 I X IO5个/mm2。其次，就铸坯在1300 1100°C的温度区域的冷却速度与上述微小的含Ti氧化物粒子的数量之间的相关关系进行了研究。如图8A所示，如果冷却速度上升，则板厚中心部中微小的含Ti氧化物的数量具有增加的倾向。特别是在通过真空脱气工序而将钢中的总氧量设定为0.0035%以下的试样(菱形标记)中，在铸坯的冷却速度为9°C /min以上的情况下，清楚表明具有依赖于冷却速度而使氧化物的数量增加的倾向。其结果是，在上述的总氧量以及冷却速度的范围内，可以将上述微小的含Ti氧化物的数量控制为IXlO3 IXlO5个/mm2的范围。在图8A中，将该冷却速度范围用虚线和箭头表示为“本发明的范围”。另夕卜，在满足上述的总氧量以及冷却速度的范围的所有试样中，HAZ的CTOD值δ HAZ在0.5mm以上(菱形的中空标记)。其次，就铸坯在1300 1100°C的温度区域的冷却速度与上述粗大的氧化物粒子的数量之间的相关关系进行了研究。如图8B所示，如果冷却速度上升，则板厚中心部中粗大的氧化物的数量具有减少的倾向。特别是在通过脱气处理而将钢中的总氧量设定为0.0035%以下的试样(菱形标记)中，在铸坯的冷却速度为9°C /min以上的情况下，上述粗大的含Ti氧化物的数量处在20个/mm2以下的范围。在图8B中，将该冷却速度范围用虚线和箭头表示为“本发明的范围”。其次，就钢中的总氧量与上述微小的含Ti氧化物粒子的数量之间的相关关系进行了研究。如图9所示，如果总氧量上升，则板厚中心部中上述微小的含Ti氧化物粒子的数量具有增加的倾向。如果总氧量超过0.0035%，则即使将铸坯的冷却速度设定为9°C /min以上，有时也不能将上述微小的含Ti氧化物的数量控制在I X IO5个/mm2以下。在此情况下，可以认为过剩的氧化物粒子成为脆性破坏的起点而使CTOD试验值恶化。在图9中，将总氧量在0.0035% (35ppm)以下的范围用虚线和箭头表示为“本发明的范围”。在该氧量的范围内，将铸坯的冷却速度设定为9°C /min以上的所有试样表现出0.5mm以上的δ ωζ值(菱形的中空标记)。综合上述预备实验的结果，发明人获得了如下的见解。通过(I)减少板厚中心部存在的粗大的氧化物粒子、(2)适当控制成为晶内相变的相变核的微小的含Ti氧化物粒子的量，可以提高电子束焊接接头的热影响区以及焊缝金属的断裂韧性。另外，可知为了控制氧化物粒子的尺寸和个数，(3)将钢材中的总氧浓度控制在适当的范围、以及(4)将钢材铸造时的冷却速度控制在适当的范围是 有效的。此外，可以认为由预备实验得到的铸坯的必要冷却速度9°C /min因进行钢的熔炼以及铸造的炼钢厂的浇包精炼设备和铸造设备的条件等(例如，真空脱气的真空度、铸造时内浇口的形状等)的变化而变化。因此，为了改善CTOD试验结果，可以在规定的成分范围得到规定的氧化物的数量，未必需要将铸造时的冷却速度限定为9°C /min以上。鉴于上述预备实验的结果，在本发明中，将母材的C量、O量、CeEBB、C/CeEBB以及氧化物粒子的尺寸和个数控制在适当的范围内，并降低Al的含量，添加适量的Ti。然后，使用该母材，介入含Ni的嵌入金属而形成电子束焊接接头。其结果是，在焊接时，微细的含Ti氧化物作为钉扎粒子以及晶内相变的生成核而加以利用，使焊缝金属以及热影响区的断裂韧性值相对于母材的断裂韧性值之比在适当的范围，从而可以尽量抑制断裂韧性值S c的偏差。本发明的实施方式的钢材的组成以质量％计，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%。另外，在上述钢材的组成所含有的不可避免的杂质中，需要将S限制在0.010%以下，将P限制在0.015%以下，将Al限制在0.004%以下。另外，根据需要，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%以及B:0% 0.0030%。上述钢材的组成的剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成。当在坡口面夹入含Ni的嵌入金属的状态下使用上述钢材进行电子束焊接时，在焊缝金属中，Mn以及O减少，Ni增加。其结果是，焊缝金属的组成以质量％计，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%, O:0.0004% 0.0020%。另外，在上述焊缝金属的组成所含有的不可避免的杂质中，需要将S限制在0.010%以下，将P限制在0.015%以下，将Al限制在0.004%以下。另外，根据需要，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%以及B:0% 0.0030%。上述焊缝金属的组成的剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成。下面就各元素的添加理由以及添加量进行说明。此外，％是指质量％。C是有助于强度提高的元素。为了确保作为焊接结构体的强度，添加0.02%以上。优选的下限为0.03%,更优选的下限为0.04%。另一方面，如果C量超过0.10%,则淬透性过于增大，韧性下降，因而将上限设定为0.10%以下。优选的上限为0.08%或者0.07%，更优选为 0.06%οSi是脱氧兀素,是为确保钢板强度也有效的兀素。因此,添加0.03%以上。但是，如果过剩地添加Si，则大量生成岛状马氏体，特别地，焊缝金属以及热影响区的韧性下降，因而将上限设定为0.30%。优选的上限为0.25%或者0.20%,更优选的上限为0.15%。Mn在确保韧性、且提高淬透性、从而确保钢板的强度方面是有效的元素。Mn量低于1.5%时，不能充分确保钢材的韧性、强度以及淬透性。另外，在电子束焊接时，Mn从焊缝金属上蒸发而损失一部分。因此，为了确保钢材的韧性、强度以及淬透性，进而确保焊缝金属的淬透性，添加1.5%以上的Mn。Mn量的优选的下限为1.6%或者1.7%,更优选为1.8%。但是,如果Mn量超过2.5%,则淬透性过于增大，特别是热影响区的韧性下降，因而将Mn量的上限设定为2.5%。优选的上限为2.4%，更优选的上限为2.3%。

P是不可避免的杂质，对母材(BM)、焊缝金属(丽)以及热影响区(HAZ)的韧性产生不良影响。特别地，为了确保热影响区(HAZ)的韧性，P较少是优选的，将其限制在0.015%以下。优选的P量设定为0.010%以下或者0.006%以下。P量的下限不需要特别的限定，其下限为0%。从制造成本的角度考虑，低于0.001%的极低P化是不必要的，P量也可以设定为0.001%以上。S是不可避免的杂质，形成MnS。MnS以微细的含Ti氧化物粒子为核而析出，形成Mn稀薄区域，促进晶内铁素体的生成(晶内相变)。为了促进晶内相变，优选含有0.0001%以上的S。优选的S量的下限为0.001%。根据需要，也可以将S量的下限设定为0.002%。另夕卜，也可以不限定S量的下限而将下限设定为0%。另一方面，如果过剩地含有S，则尤其使热影响区(HAZ)的韧性下降，因而将S量限制在0.010%以下。优选的S量的上限为0.007%或者 0.005%。Al是强有力的脱氧元素，妨碍含Ti氧化物粒子的生成，因而对其添加量进行限制。在本发明的实施方式中，由于促进含Ti氧化物粒子的生成，因而Al被限制在0.004%以下。根据需要，也可以将Al量的上限设定为0.003%或者0.0025%。Al量由于越少越优选，因而不需要规定其下限，其下限设定为0%。但是，为了降低在钢水中添加Ti之前的O量，在将Al作为脱氧剂使用的情况下，优选添加0.0005%以上或者0.001%以上。Ti在本发明中是极其重要的元素，用于钢的脱氧。焊接时，由于在热影响区(HAZ)形成于晶内相变时作为生成核发挥作用的含Ti氧化物粒子而使韧性得以提高，因而添加0.005%以上的Ti。Ti量优选为0.007%以上，但如果过剩，则生成粗大的TiN，使韧性劣化，因而将其上限设定为0.015%。优选的上限为0.012%。
N是与Ti结合而形成具有抑制晶粒粗大化的功能的TiN的元素。为了抑制晶粒的粗大化，添加0.0020%以上的N。优选的N量的下限为0.0030%。另一方面，如果N量过剩，则特别对热影响区的韧性产生不良影响，因而将N量的上限设定为0.0060%。N量的优选的上限为0.0050%。O与Ti结合而形成晶内相变时作为生成核发挥作用的含Ti氧化物粒子，从而特别具有使热影响区(HAZ)的韧性得以提高的效果。如果O量过少，则不能充分地得到上述的添加效果，因而将其下限设定为0.0010%。电子束焊接接头的焊缝金属的O量由于比母材的O量减少，因而母材的O量的下限优选为0.0015%，进一步优选为0.0020%。另一方面，如果O过剩，则过剩地生成氧化物而成为脆性破坏的起点等，从而对母材以及热影响区的韧性产生不良影响。因此，将钢材的O量的上限设定为0.0035%。在组成和制造工序等条件下容易于钢材中生成过剩的 氧化物的情况下，也可以将O量的上限设定为0.0032%,0.0029%、或者0.0025%。此外，如果根据本发明的实施方式在一般的条件下进行电子束焊接，则在其过程中，焊缝金属多半会失去钢材之中大约一半左右的O量。因此，钢材的O量在0.0035%以下时，在焊接后的接头中，焊缝金属中的O量多数情况是大约0.0020%以下。在本发明的实施方式的钢板中，不必添加Mg或者Ca，也可以将不可避免的杂质中的Mg量、Ca量分别限制在0.0002%以下。本发明的实施方式的钢材基于以下的理由，也可以在一定的限度内进一步含有Nb和/或V。Nb是对提高母材的淬透性、从而提高强度有效的元素，虽然添加不是必须的，但也可以根据需要添加。为了得到添加效果，Nb添加0.001%以上，优选添加0.003%以上。但是，如果过剩地添加，则特别使热影响区(HAZ)的韧性下降，因而将Nb量的上限设定为0.020%。优选的上限为0.012%以下，更优选为0.010%。Nb的下限不需要特别的限定，Nb量也可以为0%。V是添加少量就产生提高淬透性以及回火软化阻力的作用的元素，虽然添加不是必须的，但也可以根据需要添加。为了得到添加效果，V添加0.005%以上，优选添加0.010%以上。但是，如果过剩地添加，则特别使热影响区(HAZ)的韧性下降，因而将V量的上限设定为0.030%。优选的上限为0.025%，更优选为0.020%。V的下限不需要特别的限定，V量也可以为0%。本发明的实施方式的钢材根据需要，也可以进一步含有Cr、Mo、Cu、Ni以及B之中的I种或2种以上。这些元素的添加虽然不是必须的，但如果添加，则对韧性以及强度的提高是有效的。为了获得该效果，分别添加0.05%以上的Cr、Mo、Cu、Ni之中的I种或2种以上。B是添加少量就使淬透性大大提高的元素，在确保冷却速度困难等情况下，也可以根据需要，作为上限添加0.0030%。为了获得淬透性提高效果，添加0.0002%以上的B。但是，由于Cr、Mo、Cu以及Ni是昂贵的，因而从经济的角度考虑,将其添加量设定为Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.25%以下、N1:0.50%以下。特别地，在提高了 Mn量的本发明的钢材中，如果过剩地添加这些元素，则淬透性过于提高，从而有时损害韧性的平衡。因此，将Cr、Mo、Cu和/或Ni的合计量优选设定为0.70%以下。该合计量进一步优选设定为0.50%以下。也可以根据需要，将该合计量限制为0.40%,0.30%或者0.20%。为了避免因B的添加产生的钢材的开裂等，也可以将B量的上限限制为0.0020%,0.0017%或者
0.0014%。Cr, Mo, Cu, Ni以及B的下限不需要特别的限定，各自的添加量也可以为0%。在对本发明的实施方式的钢材进行电子束焊接的情况下，焊缝金属的Mn量以及O量比母材更为减少。这是因为在真空中进行电子束焊接时，焊缝金属中Mn的一部蒸发，氧化物从焊缝金属中上浮而排出。因此，将焊缝金属的Mn量以及O量分别以质量％计，设定为Mn:1.2 2.4%、0:0.0004 0.0020%。焊缝金属的Mn量的下限也可以为1.4%或者1.6%,上限也可以为2.0%或者1.8。焊缝金属的O量的下限也可以为0.0010%或者0.0014%，上限也可以为0.0019%或者0.0018%。本发明的钢材在形成电子束焊接接头时，为了提高焊缝金属的韧性，在被焊接区(坡口对接部)的坡口面夹入含Ni的嵌入金属，从而在焊缝金属中添加Ni。为了显著提高焊缝金属的韧性，优选使焊缝金属的断裂韧性值为母材的0.8倍以上，需要使焊缝金属的Ni量为1.0%以上。焊缝金属的Ni量的下限也可以为1.3%或者1.6%。另一方面，如果Ni量变得过剩，则焊缝金属的硬度上升，从而对热影响区的断裂韧性产生不良影响。特别地，为了确保热影响区的韧性，将Ni量的上限设定为2.3%以下。此外，如果焊缝金属的Ni过剩，则往往容易生成高碳马氏体，焊缝金属的硬度上升，从而断裂韧性下降。焊缝金属的Ni量的上限也可以为2.2%或者2.0%。在为借助于钉扎效果提高焊缝金属的韧性而添加的Ti量较少的情况下，优选增加焊缝金属的Ni量。作为嵌入金属，可以使用Ni合金或者纯Ni，但当使用纯Ni时较为方便。在本发明的实施方式的电子束焊接接头中，将钢材(母材)的组成代入下述(式I)而求出指标值CeEBB，并将该指标值CeEBB设定为0.42% 0.65%。在本发明的实施方式的钢材中，将用该钢材的组成 同样代入(式I)而求出的指标值作为CeEBB，并将该指标值CeEBB设定为0.42% 0.65%。此外，%是指质量％。CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为钢材成分的含量(质量％)。CeEBB值的单
位为质量％。用于求出电子束焊接区淬透性指标CeEBB的(式I)是对于在被焊接区的坡口面夹入含Ni的嵌入金属而形成的电子束焊接接头的焊缝金属，考虑将Ni量设定为1.0 2.3%而作成的。为确保母材的强度，母材的电子束焊接淬透性指标值CeEBB的下限设定为0.42%。CeEBB优选设定为0.45%以上，更优选设定为0.48%以上。另一方面，如果CeEBB超过0.65%，则热影响区的断裂韧性并不充分，因而将其上限设定为0.65%。优选的上限为0.60%，更优选为0.58%ο在本发明的实施方式的钢材沿板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径在Ι.Ομπι以上的氧化物(粗大的氧化物)的数量设定为20个/mm2以下。另外，同样在板厚中心部，含有10%以上Ti的当量圆直径在0.05μπι以上且低于0.5μπι的氧化物(微小的含Ti氧化物)的数量设定为IX IO3 IX IO5个/mm2。如果上述粗大的氧化物的数量超过20个/_2，则该氧化物成为破坏的起点，从而使热影响区以及焊缝金属的断裂韧性变得并不充分。如果上述微小的含Ti氧化物的数量低于IX 103，则由含Ti氧化物产生的钉扎作用和晶内相变促进作用并不充分，从而对热影响区以及焊缝金属的韧性产生不良影响。如果上述微小的含Ti氧化物的数量超过I X IO5,则过剩的含Ti氧化物粒子成为破坏起点的倾向增强，从而热影响区以及焊缝金属的断裂韧性变得并不充分。此外，作为上述粗大的氧化物数的测定方法，例如使用钢材的板厚方向的中央部的断面试料,采用FE-SEM(场致发射扫描电子显微镜:Field Emission Scanning ElectronMicroscope)进行测定。另外，作为上述微小的含Ti氧化物数的测定方法，例如使用钢材的板厚方向的中央部的断面试料，采用FE-SEM (场致发射扫描电子显微镜)进行测定。再者，制作萃取复型膜并用TEM进行观察,对于用EDX法(能量色散X射线能谱:Energy Dispersive X-raySpectrometry)测得的Ti的重量比在10%以上的粒子，判定为含有10%以上Ti的氧化物。母材的C量相对于母材的电子束焊接淬透性指标值CeEBB之比(C/CeEBB)是表示焊缝金属的淬透性和热影响区以及母材的淬透性的平衡的指标。C/CeEBB优选取0.15以下的值。如果C量相对于Mn、Cu、N1、Cr、Mo和/或V的量过剩而使C/CeEBB超过0.15，则热影响区的断裂韧性往往下降。更优选的C/CeEBB的上限为0.13，进一步优选为0.11。另一方面，当在焊接区的坡口面夹入含Ni的嵌入金属而进行电子束焊接时，由母材的C/CeEBB的下降引起的焊缝金属的淬透性的下降可以由Ni来补偿。因此，C/CeEBB的下限没有规定，但C量取下限值而Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V的量取上限值的情况实质上使C/CeEBB处于下限，从而在本发明中为0.02。此外，如果增加C量并降低Cu、N1、Cr、Mo和/或V的量，则可以削减合金成本，因而C/CeEBB的下限更优选设定为0.04以上，进一步优选设定为0.06以上。在通过于 焊接区的坡口面夹入含Ni的嵌入金属而形成的电子束焊接接头中，由前述的式(2)求出的焊缝金属的淬透性指标值CeEBW设定为0.56% 0.73%。为确保焊缝金属的淬透性，焊缝金属的CeEBW设定为0.56%以上。焊缝金属的CeEBW的下限更优选设定为0.60%。另一方面，焊缝金属的CeEBW如果超过0.73%，则焊缝金属硬化，从而使焊接接头的断裂韧性变得并不充分。焊缝金属的CeEBW的上限更优选为0.70%。在使用本发明的实施方式的钢材而由电子束焊接形成的焊接接头中，焊缝金属的CTOD值:δ Μ、热影响区的CTOD值:δ ΗΑΖ以及钢材的CTOD值:δ ΒΜ优选满足下述(式3)和(式 4)。0.8 ^ δ ΒΜ/ δ M ^ 1.25 (式 3)0.5 ^ δ mz/ δ Μ ^ 1.1 (式 4)其中，δ Μ、δ ΗΑΖ以及δ ΒΜ为在0°C下进行6次三点弯曲CTOD试验时的CTOD值的最低值。CTOD值在1.0mm以上时可以看作是延性破坏，上述计算将CTOD值设定为1.0mm来进行。如果δ ΒΜ/ δ丽低于0.8和/或δ ΗΑΖ/ δ丽低于0.5,则δ通、δ Μ以及δ ΗΑΖ的平衡变得极差，从而焊接区的断裂韧性大大降低。因此，δΒΜ/δΜ的下限设定为0.8，δ ΗΑΖ/ δ m的下限设定为0.5。δ ΗΑΖ/ δ丽的优选的下限设定为0.6，更优选设定为0.7，进一步优选设定为0.8。δ ΒΜ/ δ丽的上限优选的是δ Μ为δ 的0.8倍以上，因而设定为1.25以下。δ m更优选为与δ Μ大致等同，SbmZ^wm的优选的上限为1.1。同样地，δ ΗΑΖ优选为与Swm大致等同，δΗΑΖ/δΜ的上限设定为1.1以下。利用微细的含Ti氧化物粒子的晶内相变对于HAZ组织的微细化是极其有效的，如果对本发明的钢材进行电子束焊接，则可以显著提高焊接接头的HAZ的断裂韧性。也就是说，根据本发明的实施方式的钢材，电子束焊接后的焊接接头中的焊缝金属以及热影响区的断裂韧性与母材的断裂韧性相比较，劣化明显受到抑制，从而可以得到各部的断裂韧性适度平衡的焊接接头。电子束焊接可以在利用简单的设备就可实现的低真空度、例如IOPa以下的减压下进行。真空度的下限虽然也取决于设备的能力，但优选为10_2Pa。焊接条件在加速电压为130 180V、束电流为100 130mA、焊接速度为100 250mm/分钟的范围内，根据装置的性能和钢材的厚度来决定。例如在厚度为80mm的情况下，推荐加速电压为175V、束电流为120mA以及焊接速度为125mm/分钟左右。在进行电子束焊接时，在被焊接区的坡口面之间夹入含Ni的嵌入金属。作为含Ni的嵌入金属，可以使用Ni基合金箔、N1-Fe合金箔、纯Ni箔。如果使用Ni箔，则可以由钢材的Ni量和目标的焊缝金属中的Ni量、以及钢材的尺寸和焊缝金属的宽度，简单地计算出目标的Ni量所需要的嵌入金属的厚度。纯Ni箔可以准备必要厚度的箔，但也可以将几片薄箔重叠而达到必要的厚度。例如，在欲使用Ni量为0%的钢材(母材)而形成Ni量为2%的焊缝金属的焊接接头时，首先用预备实验等研究了电子束焊接后的焊缝金属的宽度。其结果是，在判明焊缝金属的宽度为4.0mm的情况下,如果夹入厚度为0.08mm的Ni箔而进行电子束焊接，则可以得到Ni量约为2%的焊缝金属的电子束焊接接头。下面就本发明的钢材的制造方法进行说明。本发明的方法在铸造板坯(钢坯)等钢材的铸造工序中，通过以例如9°C /min以上的速度进行冷却，便可以将上述粗大的氧化物的数量限制在20个/mm2以下。同时，可以确保上述微小的含Ti氧化物在IXlO3以上。

钢材(钢坯)的制造方法在工业上优选为连续铸造法。根据连续铸造法，可以提高铸造后的冷却速度而使生成的氧化物和Ti氮化物微细化。因此，从提高韧性的角度考虑，优选的是连续铸造法。在连续铸造中，作为将铸坯的冷却速度提高到9°C /min以上的具体手段，可以列举出连续铸造机内的冷却带的高压化以及高水量化、铸型厚度的减薄化、由铸坯未凝固层的压下引起的板坯厚度的减少等。在使用这些手段的情况下，铸坯的冷却速度的上限一般为30 0C /min左右。一般地说，高Mn钢与碳钢或低合金钢相比较，热加工性较差，因而需要在适当的条件下实施形变热处理。在本发明的方法中，将铸造的所述成分组成的钢材(钢坯)加热至950 1150°C。如果加热温度低于950°C，则热轧时的变形阻力增大，从而生产率下降。另一方面，如果加热超过1150°C，则钢材(钢坯)的Ti氮化物粗大化，有时使钢材(母材)和热影响区的韧性下降。将钢材(钢坯)加热至950 1150°C之后，为得到必要的钢材强度和韧性而实施形变热处理(TMCP:Thermo-Mechanical Controlled Processing)。形变热处理对提高钢材的强度以及韧性是有效的，例如有(I)控制轧制(CR Controlled Rolling)、(2)控制轧制_加速冷却(ACC Accelerated Cooling)、(3)轧制后直接淬火-回火处理(DQT:DirectQuenching and Tempering)等方法。本发明在提高断裂韧性方面,优选的是(2)控制轧制-加速冷却、以及(3)轧制后直接淬火-回火处理。在未再结晶温度区域(大约900°C以下)下进行的控制轧制使钢材的组织微细化，从而对强度以及韧性的提高是有效的。在本发明中，为了防止形变铁素体的生成，优选使控制轧制在Ar3相变点以上的温度结束。特别地，在进行控制轧制的情况下，如果接着进行加速冷却，则生成贝氏体和马氏体等硬质相，从而强度得以提高。为了确保强度以及韧性，加速冷却的停止温度优选为400 600°C。轧制后的直接淬火是在温度比控制轧制的温度区域高的温度区域进行热轧之后、通过水冷等进行淬火的方法。根据该方法，通常强度上升，因而进行回火而确保韧性。回火温度优选为400 650°C。实施例下面就本发明的实施例进行说明，但实施例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，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。使用表I以及表2所示的成分组成的钢材，按照表3以及表4所示的条件，制造出了钢材。由钢材采集试验片，进行拉伸试验以及CTOD试验，测定了母材的抗拉强度以及断裂韧性值。关于母材的强度，从板厚1/2部以轧制方向为长度方向而采集试验片，并根据JIS Z2241进行测定。对钢材实施电子束焊接，从而制作出I坡口的对接焊接接头。电子束焊接采用RPEBW法，将纯Ni箔用作嵌入金属，在Imbar左右的真空下，于电压175V、电流120mA、焊接速度125mm/分钟左右的条件下进行。焊缝宽度为3.0 5.5mm。从焊缝金属采集试料，对其成分组成进行了分析。结果如表5以及表6所示。另外，从焊接接头各采集了 6个试验片:(a)在板厚低于60mm的情况下，尺寸为t(板厚)X2t ; (b)在板厚为60mm以上的情况下,尺寸为t (板厚)Xt。在试验片中，在焊缝金属(丽)的中央、熔合部(FL)以及母材(BM)的各位置导入50%疲劳裂纹作为缺口。导入了缺口的试验片如图6所示。在试验温度0°C下实施CTOD试验，求出断裂韧性值δ c。CTOD值在1.0以上时可以看作是延性破坏，上述计算将CTOD值设定为1.0来进行。在各缺口位置，将6个的最低值分别作为断裂韧性值δΜ、δωζ、δΒΜ。此外，电子束焊接接头中，由于热影响区的宽度狭窄，因而使用在焊缝金属上导入了缺口的试验片，测定了热影响区的CTOD值δωζ。在表7以及表8中示出了基于焊接接头的焊缝金属(丽)的CTOD值δ Μ、热影响区(HAZ)的 CTOD 值 δ ωζ、母材(BM)的 CTOD 值 δ ΒΜ 的 δ ΒΜ/ δ 丽和 δ mz/ δ M。钢材的氧化物粒子的个数采用以下的方法进行测定。关于当量圆直径在Ι.Ομπι以上的氧化物(粗大的氧化物)，由各钢材制作了板厚方向的中央部的断面试料，使用FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope)进行观察，测定了其粒子尺寸和个数。对于当量圆直径在0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物(微小的含Ti氧化物)，同样地从板厚方向的中央采集试料，由采用SPEED法(选择性恒电位电解浸蚀法:SelectivePotentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution)进行电解研磨所得到的试料制作萃取复型膜，在10000 1000000倍的FE -TEM (场发射透射电子显微镜:Field EmissionTransmission Electron Microscope)进行了观察。米用EDX法(Energy Dispersive X-raySpectrometry),由特性X射线求出Ti的重量比，将该Ti的重量比在10%以上的氧化物判足 为含Ti氧化物。由这些结果测定了含Ti氧化物的尺寸和个数。在各试料的板厚中心部， 进行20个视场以上的观察，计算出每单位面积的氧化物粒子(上述微小的含Ti氧化物以及 上述粗大的氧化物)的个数的平均值。
权利要求
1.一种电子束焊接接头，其特征在于:其是釆用电子束将钢材进行焊接而形成焊缝金属的电子束焊接接头，其中，所述钢材的组成以质量％计，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%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、 N1:0% 0.50%、以及 B:0% 0.0030%， 并将S限制在0.010%以下 、 将P限制在0.015%以下、 将Al限制在0.004%以下， 剩余部分由铁和不可避免的杂质构成； 将所述钢材的组成代入下述式I而求出的指标值CeEBB为0.42% 0.65%， 在所述钢材沿板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径在Ι.Ομπι以上的氧化物的数量为20个/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有10%以上Ti的当量圆直径在0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物的数量为I X IO3 I X IO5个/mm2， 所述焊缝金属的组成以质量％计，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%、O:0.0004% 0.0020%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、 Cu:0% 0.25%、以及 B:0% 0.0030%， 并将S限制在0.010%以下、将P限制在0.015%以下、 将Al限制在0.004%以下， 剩余部分由铁和不可避免的杂质构成； 将所述焊缝金属的组成代入下述式2而求出的指标值CeEBW为0.56% 0.73% ； CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I) 其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为所述钢材的组成中的各元素的质量％，CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2) 其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为所述焊缝金属的组成中的各元素的质量％。
2.根据权利要求1所述的电子束焊接接头，其特征在于:以质量％表示的所述钢材的C量相对于所述指标值CeEBB之比C/CeEBB为0.02 0.15。
3.根据权利要求1或2所述的电子束焊接接头，其特征在于:所述钢材的厚度为45 150mmo
4.根据权利要求1或2所述的电子束焊接接头，其特征在于:如果将焊缝金属的CTOD值定义为Swm，将焊接热影响区的CTOD值定义为δΗΑΖ以及将所述钢材的CTOD值定义为δ ΒΜ，则满足0.8 < δ ΒΜ/ δ m < 1.25、以及 0.5< δΗΑΖ/δ丽<1_1。
5.—种电子束焊接用钢材，其特征在于:所述钢材的组成以质量％计，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%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、 N1:0% 0.50%、以及 B:0% 0.0030%， 并将S限制在0.010%以下、 将P限制在0.015%以下、 将Al限制在0.004%以下， 剩余部分由铁和不可避免的杂质构成； 将所述钢材的组成代入下述式I而求出的指标值CeEBB为0.42% 0.65%， 在所述钢材沿 板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径在Ι.Ομπι以上的氧化物的数量为20个/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有10%以上Ti的当量圆直径在0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氧化物的数量为I X IO3 I X IO5个/mm2 ； CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + 1/15Ν + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I) 其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo以及V分别为所述钢材的组成中的各元素的质量％。
6.根据权利要求5所述的电子束焊接用钢材，其特征在于:以质量％表示的所述钢材的C量相对于所述CeEBB之比C/CeEBB为0.02 0.15。
7.根据权利要求5或6所述的电子束焊接用钢材，其特征在于:所述钢材的厚度为45 150mmo
8.—种如权利要求5或6所述的电子束焊接用钢材的制造方法，其特征在于，具有下述工序: 在铸造所述钢材时，以在1300 1100°C的温度区域的冷却速度为9°C /min以上的方式对所述钢材进行冷却的工序；以及 在所述铸造工序后，将所述钢材加热至950 1150°C，然后，实施形变热处理的工序。
全文摘要
本发明涉及一种电子束焊接用钢材，其以质量%计至少含有C0.02%～0.10%、Si0.03%～0.30%、Mn1.5%～2.5%、Ti0.005%～0.015%、N0.0020%～0.0060%、以及O0.0010%～0.0035%，并将S限制在0.010%以下、将P限制在0.015%以下、将Al限制在0.004%以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；指标值CeEBB为0.42%～0.65%，在所述钢材沿板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径在1.0μm以上的氧化物的数量为20个/mm2以下，在所述板厚中心部，含有10%以上Ti的当量圆直径在0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×103～1×105个/mm2。
文档编号B23K15/00GK103180475SQ201180051820
公开日2013年6月26日 申请日期2011年10月27日 优先权日2010年11月22日
发明者本间龙一, 植森龙治, 石川忠, 儿岛明彦, 星野学 申请人:新日铁住金株式会社