專利名稱：電子束焊接接頭以及電子束焊接用鋼材及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及對坡口面夾有板狀或箔狀的嵌入金屬(insert metal)的被焊接部照射電子束而焊接的電子束焊接用鋼材及其制造方法，進(jìn)而涉及通過對該鋼材的坡口面夾有嵌入金屬的被焊接部照射電子束而形成的電子束焊接接頭。本申請基于2010年11月22日在日本提出申請的日本特愿2010-260531號主張優(yōu)先權(quán)，并將其內(nèi)容援引于此。
背景技術(shù)：
近年來，為了應(yīng)對作為地球環(huán)境溫室化的原因之一的CO2氣體的削減、以及石油等礦物燃料未來的枯竭，積極嘗試著利用可再生的自然能源。風(fēng)力發(fā)電也是被認(rèn)為有前途的可再生能源之一，大規(guī)模的風(fēng)力發(fā)電廠正在投入建設(shè)。最適合風(fēng)力發(fā)電的地區(qū)是可期待有持續(xù)強(qiáng)風(fēng)的地區(qū)。因此，正在世界范圍內(nèi)計劃并實(shí)現(xiàn)海上風(fēng)力發(fā)電(參照專利文獻(xiàn)I 4)。為了在海上建設(shè)風(fēng)力發(fā)電用鐵塔，需要將鐵塔的基底部分打入海底的地基中。為了充分確保風(fēng)力發(fā)電用葉輪機(jī)的葉片距離海水面的高度，基底部分也需要保持足夠的長度。為此，鐵塔的基底部分的結(jié)構(gòu)為板厚超過50mm例如IOOmm左右且具有直徑為4m左右的大截面的鋼管結(jié)構(gòu)。鐵塔的高度達(dá)到80m以上。而且，近年來，需要在建設(shè)現(xiàn)場附近的海岸通過電子束焊接來簡易且高效率地組裝風(fēng)力發(fā)電用鐵塔之類的巨大鋼結(jié)構(gòu)物。即，要求在建設(shè)現(xiàn)場高效率地焊接板厚到達(dá)100_的極厚鋼板，而這樣的技術(shù)要求以往是沒有的。通常，電子束焊接、激光束焊接等高能量密度束焊接是有效的焊接。然而，能夠用激光束焊接的板厚是有限度的。另外，以往的電子束焊接需要維持高真空狀態(tài)并在真空腔室內(nèi)進(jìn)行焊接。為此，以往能夠通過高能量密度束焊接來進(jìn)行焊接的鋼板的板厚或大小受限于焊接裝置的能力或真空腔室內(nèi)可收納的大小。對此，近年來提出了將被焊接部的附近減壓而能夠高效地在建設(shè)現(xiàn)場焊接板厚為IOOmm左右的極厚鋼板的電子束焊接方法。例如，英國的焊接研究所開發(fā)出了能夠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(xiàn)5)。若采用該減壓電子束焊接(RPEBW)，則即使在建設(shè)風(fēng)力發(fā)電用鐵塔之類的大型鋼結(jié)構(gòu)物的情況下，也可以將焊接的部分局部置于真空狀態(tài)下有效地進(jìn)行焊接。RPEBW法與在真空腔室內(nèi)焊接的方法相比，其是在真空度低的狀態(tài)下進(jìn)行焊接的焊接方法，而與以往的電弧焊相比，可期待焊接金屬(WM)的韌性的提高。通常，作為定量地評價焊接結(jié)構(gòu)物的安全性的指標(biāo)，已知有基于斷裂力學(xué)的斷裂韌性值Sc。關(guān)于δ C,由于試驗(yàn)片的尺寸會影響由CTOD (Crack Tip OpeningDisplacement:裂紋頂端張開位移)試驗(yàn)求得的斷裂韌性，因此即使在以往的V型缺口夏比沖擊試驗(yàn)這樣的小型試驗(yàn)中可得到良好的結(jié)果，在針對大型鋼結(jié)構(gòu)物的焊接接頭的CTOD試驗(yàn)中也不一定能得到在0°C下為0.5mm以上的良好的斷裂韌性值δ c。另外，電子束焊接法是利用電子束具有的能量將焊接部的母材先熔融再使其凝固而焊接的方法，通常，利用電子束焊接法得到的焊接部的成分組成與母材(鋼材)大致相同。另一方面，在氣體保護(hù)焊等大熱量輸入電弧焊法中，可以利用焊絲等來調(diào)整焊接金屬的硬度或斷裂韌性值S c等機(jī)械特性。在電子束焊接法中，通常不利用焊絲。為此，為了提高電子束焊接接頭的斷裂韌性值Sc，提出了將焊接金屬(麗)的硬度或純度適宜化的方法(例如參照專利文獻(xiàn)6、7)。在專利文獻(xiàn)6中提出了下述方案:將焊接金屬的硬度設(shè)為超過母材的硬度的110%且為220%以下，并且將焊接金屬的寬度設(shè)為鋼材的板厚的20%以下。另外，在專利文獻(xiàn)7中提出了下述方案:將焊接金屬中的O的量設(shè)為20ppm以上，將粒徑為2.0 μ m以上的氧化物的量設(shè)為10個/mm2以下?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1:日本特開2008-111406號公報專利文獻(xiàn)2:日本特開2007-092406號公報專利文獻(xiàn)3:日本特開2007-322400號公報專利文獻(xiàn)4:日本特開2006-037397號公報

專利文獻(xiàn)5:國際公開99/16101號小冊子專利文獻(xiàn)6:日本特開2007-21532號公報專利文獻(xiàn)7:日本特開2008-88504號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的技術(shù)問題在海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的建設(shè)中，將鋼材對接進(jìn)行焊接后不對焊接部實(shí)施熱處理而直接進(jìn)行使用，因此要求焊接金屬(WM)及焊接熱影響區(qū)(HAZ:Heat_Affected Zone。以下簡稱為“熱影響區(qū)”。)具有優(yōu)異的韌性。在電子束焊接的情況下，由于不使用焊絲，因此通過調(diào)整母材的成分組成來控制焊接金屬及熱影響區(qū)的韌性。以往，提出了控制焊接金屬中的夾雜物、焊接金屬的硬度與母材的硬度的關(guān)系、或焊接金屬的寬度的方法，但當(dāng)熱影響區(qū)的韌性不足時，焊接部整體的斷裂韌性降低。另外，將板狀或箔狀的Ni (嵌入金屬)貼于焊接面(坡口面)進(jìn)行電子束焊接，可以將焊接金屬(WM)的韌性提高至母材的韌性以上。但是，即使在這種情況下，若母材的成分組成不適當(dāng)，則焊接金屬的硬度與熱影響區(qū)的硬度之差也會變得顯著。這樣的話，硬度之差變得非常大的部分即熱影響區(qū)的斷裂韌性值δc會大大降低。另外，根據(jù)本發(fā)明者們的研討，對于電子束焊接接頭，即使在不使用嵌入金屬的情況下，對提高韌性適宜的成分組成在焊接金屬和熱影響區(qū)(母材)也不一定一致。因此，即使對以往的電弧焊用高HAZ韌性鋼直接實(shí)施電子束焊接，焊接金屬也得不到高的韌性。另一方面，即使考慮到通過電子束焊接形成的焊接金屬的韌性而將電弧焊用鋼材的成分組成最適化，熱影響區(qū)也得不到高韌性。S卩，由于電子束焊接與電弧焊在焊接方法及所形成的接頭結(jié)構(gòu)方面基本上不同，因此電子束焊接中的技術(shù)問題無法通過電弧焊中的技術(shù)問題解決方法來解決。本發(fā)明是鑒于上述實(shí)際情況而完成的發(fā)明，本發(fā)明的目的在于提供下述電子束焊接用鋼材及其制造方法、以及利用該鋼材通過對夾持有嵌入金屬的被焊接部照射電子束而形成的電子束焊接接頭，所述電子束焊接用鋼材是構(gòu)成海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的基底部分的板厚為45mm以上的鋼材，通過對坡口面夾有板狀或箔狀的嵌入金屬的被焊接部照射電子束，可以形成高強(qiáng)度且焊接金屬(麗)、熱影響區(qū)(HAZ)、母材(BM:Base Metal)的斷裂韌性值適度地平衡的焊接接頭。用于解決技術(shù)問題的手段本發(fā)明對于坡口面夾有板狀或箔狀的嵌入金屬的被焊接部照射電子束而焊接的電子束焊接用鋼材，添加1.5%質(zhì)量以上的Mn來確保淬火性，并添加強(qiáng)力的脫氧元素Al從而使含有10%以上Ti的氮化物等微細(xì)的夾雜物粒子(以下簡稱為Ti氮化物)析出，利用該Ti氮化物作為抑制粒子成長的釘扎粒子或粒內(nèi)相變的生成核，使鋼材(BM)、熱影響區(qū)(HAZ)以及焊接金屬(WM)的斷裂韌性值適度地平衡。特別是在WM寬度及HAZ寬度窄、熱量輸入量低的電子束焊接中，微細(xì)的Ti氮化物會抑制熱影響區(qū)(HAZ)中的奧氏體粒的粗大化，對焊接部的斷裂韌性的提高做出貢獻(xiàn)。而且，在本發(fā)明中，通過控制由新導(dǎo)入的電子束焊接淬火性指標(biāo)式CeEBB、CeEBff得到的指標(biāo)值，使鋼材(BM)、焊接金屬(WM)以及熱影響區(qū)(HAZ)的斷裂韌性適度地平衡，確保使用嵌入金屬形成的電子束焊接接頭整體所需的斷裂韌性。進(jìn)而，在本發(fā)明中，為了提高淬火性，增大Mn量，另一方面減少Cr、Mo、Cu、Ni和/或Nb各自的量，降低電子束焊接用鋼材的制造成本。電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEBB、CeEBff是本發(fā)明者們?yōu)榱颂岣呤褂们度虢饘傩纬傻碾娮邮附咏宇^的斷裂韌性而 新導(dǎo)入的指標(biāo)。關(guān)于指標(biāo)CeEBB、CeEBff的技術(shù)意義，將與同時導(dǎo)入的指標(biāo)(比)“C/CeEBB”(C:C含量)的技術(shù)意義一起稍后描述。本發(fā)明的主要內(nèi)容如下所述。(I)本發(fā)明的一個方案的電子束焊接接頭是通過用電子束對鋼材進(jìn)行焊接而形成有焊接金屬的電子束焊接接頭，其特征在于，上述鋼材的組成以質(zhì)量％計含有C:0.02% 0.10%,Si:0.03% 0.30%、Mn:1.5% 2.5%、A1:超過0.004%且為 0.05% 以下、Ti:0.005% 0.015%,N:0.0020% 0.0060%,Nb:0% 0.020%, V:0% 0.030%, Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、Ni:0% 0.50%、B:0% 0.0030%、以及 Ca:0% 0.0050%, P:限制為0.015%以下，S:限制為0.010%以下，O:限制為0.0035%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，將上述鋼材的組成代入下述式I而求出的指標(biāo)值CeEBB為0.42% 0.65%，在上述鋼材的沿板厚方向的截面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上的夾雜物粒子的數(shù)量為20個/mm2以下，在上述板厚中心部，含有10%以上Ti的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氮化物粒子的數(shù)量為IX IO3個/mm2以上，上述焊接金屬的組成以質(zhì)量％計含有C:0.02% 0.10%,Si:0.03% 0.30%、Mn:1.2% 2.4%、A1:超過 0.004% 且為 0.05% 以下、N1:1.0% 2.3%、T1:0.005% 0.015%、N:0.0020% 0.0060%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%,Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、B:0% 0.0030%、以及 Ca:0% 0.0050%, P:限制為0.015%以下，S:限制為0.010%以下，O:限制為0.0020%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，將上述焊接金屬的組成代入下述式2而求出的指標(biāo)值CeEBW為0.56% 0.73%。CeEBB=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 I)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是上述鋼材的組成中各元素的質(zhì)量％，CeEBff=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 2)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是上述焊接金屬的組成中各元素的質(zhì)量％。
(2 )在上述(I)的電子束焊接接頭中，以質(zhì)量％表示的上述鋼材的C量與上述指標(biāo)值CeEBB之比C/CeEBB可以為0.02 0.15。(3)在上述(I)或(2)的電子束焊接接頭中，上述鋼材的厚度可以為45 150mm。(4)在上述(I) (3)的任一項(xiàng)的電子束焊接接頭中，將焊接金屬的CTOD值定義為Swm、將熱影響區(qū)的CTOD值定義為δΗΑΖ、以及將上述鋼材的CTOD值定義為δΒΜ時，可以滿足下述式3及式4。0.8 ≤ δ ΒΜ/ δ M ≤ 1.25 (式 3)0.15 ≤ ShazZ Swm≤ 1.1 (式 4)(5)本發(fā)明的另一方案的電子束焊接用鋼材的特征在于，上述鋼材的組成以質(zhì)量％計含有 C:0.02% 0.10%、Si:0.05% 0.30%、Μη:1.5% 2.5%、A1:超過 0.004% 且為 0.05%以下、Ti:0.005% 0.015%, N:0.0020% 0.0060%, Nb:0% 0.020%, V:0% 0.030%, Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、Ni:0% 0.50%、B:0% 0.0030%、以及 Ca:0% 0.0050%, P:限制為0.015%以下，S:限制為0.010%以下，O:限制為0.0035%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，將上述鋼材的組成代入下述式I而求出的指標(biāo)值CeEBB為
0.42% 0.65%，在上述鋼材的沿板厚方向的截面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為1.0 μ m以上的夾雜物粒子的數(shù)量為20個/mm2以下，在上述板厚中心部，含有10%以上Ti的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氮化物粒子的數(shù)量為I X IO3個/mm2以上。CeEBB=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 I)其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是上述鋼材的組成中各元素的質(zhì)量％。(6)在上述(5)的電子束焊接用鋼材中，C量與上述電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEBB之比C/CeEBB可以為0.02 0.15以下。(7 )在上述(5 )或(6 )的電子束焊接用鋼材中，上述鋼材的厚度可以為45 150mm。(8)本發(fā)明的另一方案的制造方法是上述(5) (7)的任一項(xiàng)的電子束焊接用鋼材的制造方法，其具有:在鑄造上述鋼材時，以1300 1100°C的溫度區(qū)域內(nèi)的冷卻速度達(dá)到9°C /min以上的方式將上述鋼材冷卻的工序；和在上述鑄造工序后，將上述鋼材加熱至950 1150°C，然后實(shí)施加工熱處理的工序。對于電子束焊接接頭，為了確保規(guī)定的CTOD值(斷裂韌性值)，使鋼材(BM)、焊接金屬(WM)以及熱影響區(qū)(HAZ)的斷裂韌性值適度地平衡是很重要的。也就是說，即使鋼材(母材)的斷裂韌性和熱影響區(qū)的斷裂韌性優(yōu)異，但若焊接金屬的斷裂韌性差，則焊接金屬會成為斷裂的起點(diǎn)。另外，即使焊接金屬的斷裂韌性優(yōu)異，但若熱影響區(qū)的斷裂韌性差，則會以熱影響區(qū)為起點(diǎn)進(jìn)行斷裂。如上所述，當(dāng)焊接接頭的各部分的斷裂韌性存在不均勻(偏差)時，焊接接頭整體的斷裂韌性劣化。關(guān)于使用了電子束焊接的屈服強(qiáng)度為355MPa級的鋼材的焊接部(焊接金屬及熱影響區(qū))的脆性斷裂，其是由原奧氏體粒的周邊生成的粗大的晶界鐵素體、原奧氏體粒的內(nèi)部以板條狀生成的上貝氏體或側(cè)板條鐵素體等成為斷裂的起點(diǎn)而發(fā)生的。而且，由上貝氏體或由原奧氏體晶界生成的粗大的鐵素體成為起點(diǎn)發(fā)生脆性斷裂時的斷面單位取決于原奧氏體的粒徑。因此，通過利用由析出物引起的釘扎效應(yīng)或粒內(nèi)相變來減小焊接金屬及熱影響區(qū)中原奧氏體的粒徑，可以改善焊接部的斷裂韌性。為此，在本發(fā)明中，在鋼中添加適量的Al及Ti，不僅使鋼材(母材)而且使在隔著含有Ni的嵌入金屬而進(jìn)行了電子束焊接得到的焊接部的焊接金屬(WM)及熱影響區(qū)(HAZ)的原奧氏體粒內(nèi)生成微細(xì)的Ti氮化物。在熱量輸入量低的電子束焊接中，由于微細(xì)的Ti氮化物殘留于熱影響區(qū)(HAZ)并作為釘扎粒子起作用，因此熱影響區(qū)中的粒子成長得到抑制，斷裂朝性提聞。另外，微細(xì)的Ti氮化物成為粒內(nèi)相變的生成核，使熱影響區(qū)生成粒內(nèi)鐵素體。另夕卜，該Ti氮化物是包含含有10%以上Ti的氮化物的粒子，主要是指TiN，但包含與氧化物或硫化物的復(fù)合物等。其結(jié)果是，尤其是熱影響區(qū)的組織變微細(xì)，鋼材(母材)、熱影響區(qū)以及焊接金屬的斷裂韌性提高，而且這三個斷裂韌性的平衡提高。另外，在本發(fā)明中，由于添加了 0.004%以上的Al，因此氧化物系的微細(xì)的夾雜物粒子的數(shù)量非常少。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，可以提供一種電子束焊接接頭，所述電子束焊接接頭是通過對屈服強(qiáng)度為355MPa級的鋼材的焊接部隔著含有Ni的嵌入金屬進(jìn)行電子束焊接而形成的電子束焊接接頭，其能夠抑制焊接金屬及熱影響區(qū)的斷裂韌性的劣化，并使鋼材(母材)、熱影響區(qū)以及焊接金屬的斷裂韌性適度地平衡，而且本發(fā)明還可以以低成本提供能夠形成該焊接接頭的鋼材。


圖1是定性地表示鋼材的強(qiáng)度及韌性與金屬組織之間的關(guān)系的圖。

圖2A是定性地表示淬火性與焊接金屬的晶體粒徑之間的關(guān)系的圖。圖2B是定性地表示淬火性與熱影響區(qū)的高碳馬氏體量之間的關(guān)系的圖。圖3是定性地表示焊接金屬的硬度與鋼材(母材)的硬度之比和焊接金屬及熱影響區(qū)的斷裂韌性之間的關(guān)系的圖。圖4是定性地表示CeEBB與焊接金屬及熱影響區(qū)的斷裂韌性值(δ c)之間的關(guān)系的圖。圖5是定性地表示熱影響區(qū)的斷裂韌性值與C/CeEBB之間的關(guān)系的圖。圖6是表示導(dǎo)入了缺口的試驗(yàn)片的圖。圖7是表示焊接接頭的CTOD試驗(yàn)結(jié)果與鋼材中含有的夾雜物(微小的Ti氮化物和粗大的夾雜物粒子)的個數(shù)之間的關(guān)系的圖。圖8A是表示鑄坯的冷卻速度與鋼材中含有的微小的Ti氮化物的數(shù)量之間的相關(guān)關(guān)系的圖。圖8B是表示鑄坯的冷卻速度與鋼材中含有的粗大的夾雜物粒子的數(shù)量之間的相關(guān)關(guān)系的圖。
具體實(shí)施方式
在海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的建設(shè)中，將鋼材焊接后不對接頭部實(shí)施熱處理而直接使用。因此，對焊接金屬及熱影響區(qū)要求具有優(yōu)異的韌性。在本發(fā)明中，為了將焊接金屬的韌性提高至與鋼材(母材)相等，對焊接部隔著含有Ni的嵌入金屬進(jìn)行電子束焊接。以往，電子束焊接適用于含有大量Cr和Mo的高強(qiáng)度鋼(所謂的Cr-Mo高強(qiáng)度鋼)、不銹鋼、或者高Ni鋼等焊接金屬的氧化物的生成被視為問題的鋼材。在不銹鋼的熱影響區(qū)不會生成脆化相。另外，在Cr-Mo高強(qiáng)度鋼的情況下，熱影響區(qū)的組織如圖1中定性地所示那樣形成韌性優(yōu)異的下貝氏體，得到非常高的韌性。本發(fā)明的實(shí)施方式的電子束焊接接頭所使用的鋼材的板厚和強(qiáng)度沒有特別限定，例如可以適宜使用在海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔等中使用的、板厚為45 150mm、YP (屈服點(diǎn))為約315MPa 550MPa、TS (抗拉強(qiáng)度)為約450MPa 690MPa的結(jié)構(gòu)用鋼。根據(jù)需要，可以將板厚上限設(shè)為120mm或130mm?？梢詫P下限設(shè)為340MPa或355MPa,將 YP 上限設(shè)為 500MPa、460MPa 或 420MPa?？梢詫?TS 下限設(shè)為 470MPa 或 490MPa，將 TS 上限設(shè)為 600MPa、570MPa 或 550MPa。這種鋼材與Cr-Mo高強(qiáng)度鋼相比強(qiáng)度低，熱影響區(qū)的組織如圖1中定性地所示那樣形成韌性低的上貝氏體。將這樣的鋼材進(jìn)行電子束焊接時，尤其在熱影響區(qū)，晶界鐵素體或上貝氏體等粗大的組織發(fā)展，容易生成高碳馬氏體(也稱為島狀馬氏體或M-A組元)。因此，在將結(jié)構(gòu)用鋼進(jìn)行電子束焊接的情況下，確保熱影響區(qū)的韌性并不容易。關(guān)于組織與韌性之間的關(guān)系，已知:晶體粒徑的微細(xì)化尤其對焊接金屬的韌性的提高有效，高碳馬氏體尤其會使熱影響區(qū)的韌性降低。另外，關(guān)于成分與組織之間的關(guān)系，已知:當(dāng)增大淬火性指標(biāo)Ceq時，如圖2A所示焊接金屬的粒徑變微細(xì)，如圖2B所示熱影響區(qū)的高碳馬氏體增加。另外，為了提高焊接金屬及熱影響區(qū)的韌性，焊接金屬的硬度與鋼材(母材)的硬度之間的平衡很重要。 即，如圖3所示，當(dāng)相對于鋼材(母材)的硬度來提高焊接金屬的硬度時，焊接金屬的韌性提高。但是，由于焊接金屬的硬化的影響，變形集中于熱影響區(qū)，因此熱影響區(qū)的韌性降低。由此會產(chǎn)生下述問題:當(dāng)為了防止韌性差的上貝氏體的生成而提高淬火性時，會引起焊接金屬的硬化，在其影響下，熱影響區(qū)的韌性受損。如上所述，鋼的淬火性與麗的晶體粒徑或HAZ的高碳馬氏體之間的關(guān)系、WM的硬度與鋼材(母材)的硬度之比和焊接接頭的韌性之間的關(guān)系在定性上是公知的。但是，以往不存在利用鋼材的成分來控制焊接接頭的斷裂韌性的平衡的觀點(diǎn)。因此，會產(chǎn)生下述問題:例如對淬火性提高了的鋼材(母材)進(jìn)行電子束焊接時，雖然WM的韌性提高，但HAZ的韌性顯著降低等。為此，為了在隔著嵌入件而形成的電子束焊接中確保優(yōu)異的韌性，本發(fā)明者們對表示適合于電子束焊接的淬火性的指標(biāo)進(jìn)行了研討，新構(gòu)思并導(dǎo)入了 “電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEBB、CeEBW”。也就是說，由下述(式I)定義的“電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEBB”以及由下述(式2)定義的“電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEBW”是為了進(jìn)一步提高電子束焊接接頭的斷裂韌性而著眼于對鋼材的組織形成具有較大影響的淬火性并考慮了切實(shí)確保所需的組織的生成而得到的新指標(biāo)。CeEBB=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 I)這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是電子束焊接接頭的母材即電子束焊接接頭所使用的鋼材中各成分的含量(質(zhì)量％)。CeEBff=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 2)這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是電子束焊接接頭的焊接金屬中各成分的含量(質(zhì)量％)。CeEBB值、CeEBff值的單位是質(zhì)量％。另外，在這些成分中的任一種成分未被添加至鋼材中的情況下，在該元素的含量中代入O后使用(式I)及(式2)即可。例如在Cu、N1、Cr、Mo及V均未被含有的鋼材的情況下，CeEBB只要使用下述式子(式P )代替上述式子(式I)即可，CeEBW只要使用下述式子(式2')代替上述式子(式2)即可。CeEBB=C+1/4Mn (式 I')CeEBff=C+1/4Mn (式 2')但是，在Cu、N1、Cr、Mo及V作為不可避免的雜質(zhì)含有的情況下，優(yōu)選通過(式I)及(式2)來計算CeEBB及CeEBW。由上述(式I)定義的CeEBB是基于與硬度相關(guān)的公知的碳當(dāng)量Ceq (=C+l/6Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V)并考慮了 Mn在電子束焊接時會蒸發(fā)而減少、從而使淬火性降低而思考得到的指標(biāo)。另外，對于隔著嵌入金屬而形成的電子束焊接接頭，基于從經(jīng)驗(yàn)上得到的由Mn的減少而引起的淬火性的降低程度，將Mn的系數(shù)設(shè)為1/4。該系數(shù)的值比公知的Ceq式中的Mn的系數(shù)1/6大。指標(biāo)值CeEBB 是為了(I)通過調(diào)整鋼材(母材)的成分從而將使用了含Ni箔的電子束焊接接頭的焊接金屬的淬火性確保在所需的范圍內(nèi)、(2)促進(jìn)該焊接金屬中微細(xì)的鐵素體的生成、且(3)用于對電子束焊接后的熱影響區(qū)中使韌性降低的上貝氏體或高碳馬氏體等的生成進(jìn)行抑制的指標(biāo)。圖4定性地表示電子束焊接接頭中的焊接金屬(WM)及熱影響區(qū)(HAZ)的斷裂韌性值(Sc)與CeEBB之間的關(guān)系。實(shí)線的曲線是焊接金屬的斷裂韌性值(δ cwm)，虛線的曲線是熱影響區(qū)的斷裂韌性值(S cha)。雙點(diǎn)劃線的曲線是在假設(shè)不考慮WM的硬度變化時的熱影響區(qū)的斷裂韌性值(HAZ韌性的預(yù)測值)。這種HAZ韌性的預(yù)測值可以使用實(shí)施了模擬HAZ的熱過程的熱處理后的試驗(yàn)片通過斷裂韌性試驗(yàn)來測定。關(guān)于麗的斷裂韌性值(δ cwm),通過使用嵌入金屬(Ni箔等)，提高至與鋼材(母材)相等。當(dāng)指標(biāo)值CeEBB變大時，對于HAZ，由于高碳馬氏體的增加和HAZ的硬化，HAZ韌性的預(yù)測值降低。另外，當(dāng)指標(biāo)值CeEBB變大時，WM會硬化，受其影響，δ cha降低至低于HAZ韌性的預(yù)測值。另外，在使用Ni箔的情況下，CeEBB即使低，在韌性上也沒有問題，但強(qiáng)度會降低，因此需要規(guī)定下限值。如上所述，可以利用指標(biāo)值CeEBB對焊接金屬及熱影響區(qū)的斷裂韌性進(jìn)行綜合評價。只要將指標(biāo)值CeEBB規(guī)定在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，即可使熱影響區(qū)的斷裂韌性值為點(diǎn)劃線所示的目標(biāo)值以上。在利用后述的釘扎粒子的情況下，根據(jù)釘扎或粒內(nèi)相變的效應(yīng)，S cha會提聞。接著，本發(fā)明者們對鋼材(母材)的C量及指標(biāo)值CeEBB與母材、焊接金屬以及熱影響區(qū)的韌性之間的關(guān)系進(jìn)行了研討。其結(jié)果是，得知優(yōu)選限制鋼材(母材)的C量與CeEBB之比“C/CeEBB”的上限。以下，對“C/CeEBB”比的技術(shù)意義進(jìn)行說明。
“C/CeEBB”比是為了使熱影響區(qū)的淬火性不極端地偏倚的指標(biāo)。在本發(fā)明中，由于使用嵌入金屬，因此由C/CeEBB降低引起的焊接金屬的淬火性的降低可以用Ni來彌補(bǔ)。圖5所示為CeEBB與熱影響區(qū)的斷裂韌性值之間的關(guān)系。CeEBB是淬火性的指標(biāo)，因此當(dāng)CeEBB變大時，在熱影響區(qū)，高碳馬氏體的生成得到促進(jìn)，斷裂韌性值降低。因此，如圖5所示，為了確保斷裂韌性值，優(yōu)選限制C/CeEBB。本發(fā)明者們對隔著含有Ni的嵌入金屬進(jìn)行電子束焊接而得到的焊接接頭的焊接金屬的適當(dāng)?shù)某煞纸M成也進(jìn)行了研討。由于Ni會從含有Ni的嵌入金屬添加到焊接金屬中，因此在確保焊接金屬的韌性的基礎(chǔ)上，需要明確適當(dāng)?shù)腘i量和CeEBB。此外，本發(fā)明者們對改善焊接金屬的斷裂韌性值與熱影響區(qū)的斷裂韌性值的平衡的方法進(jìn)行了研討，得到了以下結(jié)果。(I)電子束焊接由于熱量輸入量低，因此Ti氮化物會更多地殘留。(2)該Ti氮化物在熱影響區(qū)作為釘扎粒子起作用而抑制粒子成長，另外，在焊接金屬中作為粒內(nèi)相變的生成核極有效地起作用而促進(jìn)粒內(nèi)鐵素體的生成。由這些作用的結(jié)果得知:Ti氮化物使夾雜含有Ni的嵌入金屬而形成的電子束焊接接頭的熱影響區(qū)及焊接金屬的斷裂韌性提高。本發(fā)明者們進(jìn)一步就含有Ti氮化物或氧化物的鋼中的夾雜物粒子的尺寸或個數(shù)對電子束焊接接頭的斷裂韌性值的影響進(jìn)行了預(yù)備實(shí)驗(yàn)來進(jìn)行驗(yàn)證。如以下所詳細(xì)描述地那樣，在該預(yù)備實(shí)驗(yàn)中，通過改變鋼中的總氧量或鑄坯的冷卻速度，制作具有不同個數(shù)或尺寸的夾雜物粒子的多個鋼材。使用這些鋼材來制作電子束焊接接頭，檢測斷裂韌性值。在該預(yù)備試驗(yàn)中，氮化物及氧化物等夾雜物粒子的測量以及斷裂韌性值的測量以鋼板的板厚方向中心部為對象來進(jìn)行。其理由如下所述。第一個理由是:如在CTOD試驗(yàn)中被驗(yàn)證的那樣，在電子束焊接接頭中，力學(xué)上約束力最高、易成為斷裂起點(diǎn)的部分是板厚中心部。此外，在鋼板的板厚方向中心部，由于連續(xù)鑄造中的凝固偏析(中心偏析)，溶質(zhì)元素富集而組織容易硬化。因此，第二個理由是板厚方向中心部處于與板厚方向的靠近表層的部分相比在冶金學(xué)上更容易發(fā)生脆性斷裂的狀態(tài)。再說一遍，本發(fā)明的對象即電子束焊接接頭與通常的電弧焊接頭不同，熔合面是與板厚方向大致平行的平面狀，因此受到上述板厚方向的力學(xué)和冶金學(xué)的影響，粗大的夾雜物粒子易成為脆性斷裂的起點(diǎn)。也就是說，電子束焊接接頭的熱影響區(qū)及焊接金屬的斷裂韌性值與通常的電弧焊接頭相比更易受到存在于板厚中心部的夾雜物粒子的尺寸或個數(shù)的較大影響，這是第三個理由。通過后述的預(yù)備實(shí)驗(yàn)，對氧化物、夾雜物粒子的數(shù)量與斷裂韌性值之間的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查，結(jié)果得到了以下見解。在上述夾雜物粒子是含有10%以上Ti的氮化物(以下也簡稱為Ti氮化物)的情況下，當(dāng)其當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上時，以高效率顯示釘扎作用及粒內(nèi)相變促進(jìn)作用，對晶粒的細(xì)?；鞒鲚^大貢獻(xiàn)。另一方面，不管Ti含量如何，粒徑較大的夾雜物粒子也會成為脆性斷裂的起點(diǎn)。當(dāng)夾雜物粒子的當(dāng)量圓直徑超過0.5 μ m時，開始出現(xiàn)成為脆性斷裂的起點(diǎn)的傾向，尤其在當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上時，成為斷裂起點(diǎn)的傾向特別高，因此優(yōu)選盡量限制其個數(shù)。而且，還得知:只要使鋼材適量含有包含10%以上Ti的氮化物，即可在不發(fā)生脆性斷裂的情況下有效地使晶粒細(xì)?；?。在該預(yù)備實(shí)驗(yàn)中，對鋼材內(nèi)的粒子之中下述兩個級別的數(shù)量進(jìn)行了測定:(1)當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m并含有10%以上Ti的氮化物(以下有時簡稱為“微小的Ti氮化物”)、(2)包含當(dāng)量圓直徑為1.0 μ m以上的氧化物和氮化物在內(nèi)的所有非金屬性夾雜物的粒子(以下有時簡稱為“粗大的夾雜物粒子”)。而且，對鋼材內(nèi)的各級別的粒子的數(shù)量與使用了該鋼材的電子束焊接后的接頭的韌性值之間的關(guān)系進(jìn)行了定量驗(yàn)證。在預(yù)備實(shí)驗(yàn)中，使用小型實(shí)驗(yàn)爐，制造按質(zhì)量％計以C:0.07%、S1:0.06%、Mn:
2.0%、P:0.007%、S:0.002%,T1:0.01%,Al:0.04%,N:0.005% 為目標(biāo)的鑄坯。在鑄坯的制造時，為了控制各級別的夾雜物的個數(shù)，對以下2個工序進(jìn)行了控制。(i)通過改變?nèi)廴诮饘俚恼婵彰摎馓幚淼奶幚頃r間來調(diào)整鑄坯的總氧量。(ii)通過在鑄造時調(diào)整用于冷卻鑄坯的冷卻水量，從而將1300 1100°C的溫度區(qū)域的鑄坯的冷卻速度控制在I 30°C /min的范圍內(nèi)。通過該預(yù)備實(shí)驗(yàn)制造的各鑄坯的成分組成與上述成分組成的目標(biāo)值大致一致。另夕卜，制造的各鑄還的總氧量為Ilppm 31ppm。使用得到的鑄還,通過后述的ACC來制造板厚為50mm的鋼板。上述鋼材的粒子的個數(shù)的測定方法遵照后述的實(shí)施例中采用的方法。此外，對這些鋼材實(shí)施電子束焊接，以焊接金屬的Ni濃度達(dá)到2%的方式在坡口面夾入Ni箔，制作I坡口的對焊接頭。該焊接方法的詳細(xì)內(nèi)容遵照后述的實(shí)施例。制作在這些焊接接頭的熔合部(FL)部分形成有缺口的CTOD試驗(yàn)片，在試驗(yàn)溫度為0°C下實(shí)施CTOD試驗(yàn)。其結(jié)果是，當(dāng)?shù)玫降腍AZ的斷裂韌性值、δΗΑΖ為0.2mm以上時，將該樣品定為合格，除此以外的情況為不合格。將該預(yù)備實(shí)驗(yàn)的結(jié)果示于圖7、圖8A、圖8B。在這些圖中，CTOD試驗(yàn)合格的樣品用中空的圖標(biāo)來表示，不合格的樣品用實(shí)心的圖標(biāo)來表示。圖7所示為CTOD試驗(yàn)的結(jié)果與上述微小的Ti氮化物及上述粗大的夾雜物粒子的個數(shù)之間的關(guān)系。圖7中，CTOD試驗(yàn)合格的焊接接頭的圖標(biāo)(中空的圖標(biāo))全部在作為“本發(fā)明的范圍”顯示的虛線的四方范圍內(nèi)。也就是說，HAZ的CTOD值、δΗΑΖ為0.2mm以上的樣品滿足下述條件:(I)在鋼材的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為1.0 μ m以上的粒子(上述粗大的夾雜物粒子)為20個/mm2以下，且(2)在板厚中心部，含有10%以上Ti的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氮化物粒子(上述微小的Ti氮化物粒子)為I X IO3個/mm2以上。接著，對鑄坯在1300 1100°C的溫度區(qū)域中的冷卻速度與上述微小的Ti氮化物粒子的數(shù)量之間的相關(guān)關(guān)系進(jìn)行了研討。如圖8A所示，存在下述傾向:當(dāng)冷卻速度上升時，板厚中心部的微小的Ti氮化物粒子的數(shù)量增加。特別是在鑄坯的冷卻速度為9°C /min以上的情況下，夾雜物粒子的數(shù)量依存于冷卻速度而增加的傾向變得明確。其結(jié)果是，在上述冷卻速度的范圍內(nèi)，將上述微小的Ti氮化物粒子的數(shù)量控制在I X IO3個/mm2以上的范圍內(nèi)。在圖8A中，將該冷卻速度范圍作為“本發(fā)明的范圍”用虛線和箭頭表示。另外，在滿足上述冷卻速度的范圍的所有樣品中，HAZ的CTOD值、δ ΗΑΖ為0.2mm以上(中空的圖標(biāo))。接著，對鑄坯在1300 1100°C的溫度區(qū)域中的冷卻速度與上述粗大的夾雜物粒子的數(shù)量之間的相關(guān)關(guān)系進(jìn)行了研討。如圖8B所示，存在下述傾向:當(dāng)冷卻速度上升時，板厚中心部的粗大的夾雜物粒子的數(shù)量減少。特別是在鑄坯的冷卻速度為9°C /min以上的樣品中，上述粗大的夾雜物粒子的數(shù)量在20個/mm2以下的范圍內(nèi)。在圖SB中，將該冷卻速度范圍作為“本發(fā)明的范圍”用虛線和箭頭表示。
綜合上述預(yù)備實(shí)驗(yàn)的結(jié)果，發(fā)明人得到了以下見解。通過(I)減少存在于板厚中心部的粗大的夾雜物粒子，(2)將成為粒內(nèi)相變的相變核的微小Ti氮化物粒子的量適當(dāng)?shù)乜刂?，可以提高電子束焊接接頭的熱影響區(qū)及焊接金屬的斷裂韌性。另外，還得知 為了控制夾雜物粒子的尺寸或個數(shù)，(3)將鋼材鑄造時的冷卻速度控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)是有效的。另外，據(jù)認(rèn)為在預(yù)備實(shí)驗(yàn)中得到的鑄坯的必要冷卻速度9°C /min會因進(jìn)行鋼的熔煉及鑄造的制鋼工廠的澆包精煉設(shè)備或鑄造設(shè)備的條件等(例如真空脫氣的真空度、鑄造時的內(nèi)澆道的形狀等)而改變。因此，為了提高CTOD試驗(yàn)效果，只要在規(guī)定的成分范圍內(nèi)得到規(guī)定的夾雜物粒子的數(shù)量即可，不一定要將鑄造時的冷卻速度限定在9°C /min以上。鑒于上述預(yù)備實(shí)驗(yàn)的結(jié)果，在本發(fā)明中，將鋼材(母材)的C量、CeEBB、CeEBW、C/CeEBB及夾雜物粒子的尺寸或個數(shù)控制在合適的范圍內(nèi)，添加適量的Al、Ti等。其結(jié)果是，在對焊接部夾入含有Ni的嵌入金屬進(jìn)行電子束焊接時，微細(xì)的Ti氮化物被利用作為釘扎粒子及粒內(nèi)相變的生成核，可以得到焊接金屬及熱影響區(qū)的斷裂韌性值與鋼材(母材)的斷裂韌性值之比為適宜的范圍且極力抑制了斷裂韌性值δc的不均勻(偏差)的電子束焊接接頭和能夠形成該焊接接頭的鋼材。本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材的組成以質(zhì)量％計至少含有C:0.02% 0.1%、Si:0.03% 0.30%、Mn:1.5% 2.5%、A1:超過 0.004% 且為 0.05% 以下、Ti:0.005% 0.015%、N:0.0020% 0.0060%ο另外，在上述鋼材的組成中含有的不可避免的雜質(zhì)中，需要限制成P:0.015%以下、S:0.010% 以下、O:0.0035% 以下。另夕卜，根據(jù)需要，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%、B:0% 0.0030%、以及 Ca:0% 0.0050%。另外，可以將不可避免的雜質(zhì)中的Mg量限制為0.0002%以下。上述鋼材的組成的余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。在將上述鋼材的焊接部在夾雜含有Ni的嵌入金屬的狀態(tài)下進(jìn)行電子束焊接的情況下，在焊接金屬中，Mn及O減少，Ni增加。其結(jié)果是，焊接金屬的組成以質(zhì)量％計至少含有 C:0.02% 0.1%、Si:0.03% 0.30%、Mn:1.2% 2.4%、Al:超過 0.004% 且為 0.05% 以下、N1: 1.0 2.3%、Ti:0.005% 0.015%、N:0.0020% 0.0060%。另外，上述焊接金屬中含有的不可避免的雜質(zhì)中，需要限制成P:0.015%以下、S:0.010%以下、O:0.0020%以下。另夕卜，根據(jù)需要，可以含有 Nb:0% 0.020%,V:0% 0.030%,Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、B:0% 0.0030%、以及Ca:0% 0.0050%。上述焊接金屬的組成的余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。以下，對各元素的添加理由及添加量進(jìn)行說明。另外，％意味著質(zhì)量％。C是有助于強(qiáng)度提高的元素。為了確保作為焊接結(jié)構(gòu)體的強(qiáng)度，添加0.02%以上。優(yōu)選的下限為0.03%,進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.04%。另一方面，當(dāng)C量超過0.10%時，淬火性過度增大，韌性降低，因此上限設(shè)為0.10%。優(yōu)選的上限為0.08%或0.07%,進(jìn)一步優(yōu)選為
0.06%OSi是脫氧元素，是對確保鋼板的強(qiáng)度也有效的元素。因此，添加0.03%以上。但是，當(dāng)過剩地添加Si時，會大量地生成島狀馬氏體，尤其是焊接金屬及熱影響區(qū)的韌性會降低，因此將上限設(shè)為0.30%。優(yōu)選的上限為0.25%或0.20%，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.15%。Mn是對確保韌性且提高淬火性從而確保鋼板的強(qiáng)度有效的元素。當(dāng)Mn量低于
1.5%時，不能充分確保鋼材的韌性、強(qiáng)度以及淬火性。另外，電子束焊接時，Mn會從焊接金屬蒸發(fā)，焊接金屬的淬火性降低。因此，為了確保鋼材的韌性、強(qiáng)度及淬火性、以及焊接金屬的淬火性，添加1.5%以上的Mn。Mn量的優(yōu)選下限為1.6%或1.7%，進(jìn)一步優(yōu)選為1.8%。但是，當(dāng)Mn量超過2.5%時，淬火性過度增大，特別是熱影響區(qū)的韌性會降低，因此將Mn量的上限設(shè)為2.5%。優(yōu)選的上限為2.4%，進(jìn)一步優(yōu)選為2.3%。P是不可避免的雜質(zhì)，對鋼材(母材、BM)、焊接金屬(麗)以及熱影響區(qū)(HAZ)的韌性帶來不良影響。特別是為了確保熱影響區(qū)(HAZ)的韌性，P優(yōu)選是較少的量，P量限制為0.015%以下。優(yōu)選的P量為0.010%以下或0.006%以下。無需特別限定P量的下限，其下限為0%。從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，低于0.001%的極低P化并不需要，P量可以設(shè)為0.001%以上。S是不可避免的雜質(zhì)，會形成MnS。MnS以TiN等微細(xì)的Ti氮化物粒子為核而析出，形成Mn稀薄區(qū)域，從而促進(jìn)粒內(nèi)鐵素體的生成(粒內(nèi)相變)。為了促進(jìn)粒內(nèi)相變，優(yōu)選含有0.0001%以上的S。優(yōu)選的S量的下限為0.001%。根據(jù)需要，可以將S量的下限設(shè)為0.002%。另外，沒有限定S量的下限，可以將下限設(shè)為0%。另一方面，當(dāng)過剩地含有S時，尤其是熱影響區(qū)(HAZ)的韌性會降低，因此將S量抑制在0.010%以下。優(yōu)選的S量的上限設(shè)為0.007%以下或0.005%以下。Al是本發(fā)明中重要的脫氧元素。Al由于抑制Ti氧化物的過剩生成而使微細(xì)的TiN析出，因此添加超過0.004%ο優(yōu)選的下限為0.010%或0.020%。另一方面，當(dāng)超過0.05%時，會生成成為斷裂起點(diǎn)的Al氧化物，韌性降低，因此將上限設(shè)為0.05%。從提高熱影響區(qū)(HAZ)的韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，上限優(yōu)選為0.04%或0.03%。Ti是本發(fā)明中極為重要的元素。Ti會與N結(jié)合而形成微細(xì)的Ti氮化物(TiN)。在該Ti氮化物中可以含有除T1、N以外的元素。在熱量輸入量低的電子束焊接接頭中，由于微細(xì)的Ti氮化物的釘扎效應(yīng)，熱影響區(qū)(HAZ)中的奧氏體粒的粗大化得到抑制。另外，微細(xì)的TiN作為粒內(nèi)相變的生成核起作用，有助于熱影響區(qū)(HAZ)的韌性的提高。

為了充分獲得這樣的添加效果，Ti添加0.005%以上。Ti量的下限優(yōu)選為0.007%或0.009%。另一方面，當(dāng)Ti量過剩時，會生成粗大的含Ti夾雜物粒子，韌性反而會劣化，因此Ti量的上限設(shè)為0.015%。優(yōu)選的Ti量的上限為0.014%或0.012%。N是與Ti結(jié)合而形成微細(xì)的Ti氮化物的極為重要的元素。通過利用微細(xì)的Ti氮化物的釘扎效應(yīng)來防止粒徑的粗大化、或利用粒內(nèi)相變來進(jìn)行粒徑的微細(xì)化，尤其可提高熱影響區(qū)的韌性。因此，將N量的下限設(shè)為0.0020%。優(yōu)選的N量的下限為0.0030%或0.0035%。另一方面，當(dāng)N過剩時，會對鋼材(母材)及熱影響區(qū)的韌性帶來不良影響，因此將N量的上限設(shè)為0.0060%ο優(yōu)選的N量的上限為0.0050%或0.0040%。O是雜質(zhì)，優(yōu)選為較少的量。當(dāng)O量過剩時，會過剩地生成成為斷裂起點(diǎn)的氧化物，對鋼材及熱影響區(qū)的韌性帶來不良影響，因此將O量的上限設(shè)為0.0035%。當(dāng)在組成或制造工序等條件下在鋼材中容易生成過剩的氧化物時，可以將O量的上限設(shè)為0.0032%以下、0.0029%以下、或0.0025%以下。無需規(guī)定O量的下限，可以是0%。另一方面，在脫氧元素Al少的情況下，通過含有適量的O會生成微細(xì)的Ti氧化物，作為熱影響區(qū)中的粒內(nèi)相變時的生成核起作用，韌性提高，因此O量的下限優(yōu)選為0.0010%。另外，當(dāng)按照本發(fā)明的實(shí)施方式在一般的條件下進(jìn)行電子束焊接時，在其過程中，對于焊接金屬，多數(shù)情況下鋼材的O量之中約一半左右會消失。例如，當(dāng)鋼材的O量為0.0035%以下時，在焊接后的接頭中，多數(shù)情況下焊接金屬中的O量為約0.0020%以下。因此，鋼材(母材)的O量的下限優(yōu)選為0.0015%，更優(yōu)選為0.0020%。本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材可以進(jìn)一步出于以下理由在一定的限度內(nèi)含有Nb和/或V。Nb是對提高鋼材(母材)的淬火性從而提高強(qiáng)度有效的元素，并非必須添加，可以根據(jù)需要而添加。為了獲得添加效果，添加0.001%以上、優(yōu)選添加0.003%以上的Nb。但是，當(dāng)過剩地添加時，尤其是熱影響區(qū)(HAZ)的韌性會降低，因此將Nb量的上限設(shè)為0.020%。優(yōu)選的上限為0.012%，進(jìn)一步優(yōu)選為0.010%，特別是在要求高韌性的情況下，上限為0.004%。無需特別限定Nb量的下限，Nb量可以為0%。V是具有少量添加即可提高淬火性和抗回火軟化性的作用的元素，并非必須添加，可以根據(jù)需要而添加。為了獲得添加效果，添加0.005%以上、優(yōu)選添加0.010%以上的V。但是，當(dāng)過剩地添加時，尤其是熱影響區(qū)(HAZ)的韌性會降低，因此將V量的上限設(shè)為0.030%。優(yōu)選的上限為0.025%，進(jìn)一步優(yōu)選為0.020%。無需特別限定V的下限，V量可以為0%。本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材根據(jù)需要可以進(jìn)一步含有Cr、Mo、Cu、N1、及B中的I種或2種以上。這些元素的添加并不是必須的，但添加這些元素對韌性及強(qiáng)度的提高有效。為了獲得該效果，分別添加0.05%以上Cr、Mo、Cu、Ni中的I種或2種以上。B是少量添加即可大大提高淬火性的元素，因此在難以確保冷卻速度的情況下等可以根據(jù)需要以0.0030%為上限進(jìn)行添加。為了獲得淬火性提高效果，添加0.0002%以上的B。為了避免因B的添加而引起的鋼材的開裂等，可以將B量的上限限制成0.0020%、0.0017%或0.0014%。但是，Cr,Mo,Cu及Ni由于價格高，因此從經(jīng)濟(jì)性觀點(diǎn)出發(fā)，添加量設(shè)為Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、 Cu:0.25%以下、N1:0.50%以下。特別是對于Mn量提高了的本發(fā)明的鋼材而言，當(dāng)過剩地添加這些元素時，淬火性變得過高，有時會損害韌性的平衡。因此，優(yōu)選將Cr、Mo、Cu和/或Ni的合計量設(shè)為0.70%以下。更優(yōu)選將該合計量設(shè)為0.50%以下。根據(jù)需要，可以將該合計量限制成0.40%,0.30%或0.20%。無需特別限定Cr、Mo、Cu、Ni及B的下限，各自的添加量可以為0%。對于本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材，在進(jìn)行了電子束焊接的情況下，焊接金屬的Mn量及O量變得比鋼材(母材)的Mn量及O量更少。這是因?yàn)?當(dāng)在真空中進(jìn)行電子束焊接時，在焊接金屬中，Mn的一部分蒸發(fā)，且氧化物從焊接金屬上浮而被排出。因此，將焊接金屬的Mn量及O量分別以質(zhì)量％計設(shè)為Mn: 1.2 2.4%及O:0.0020%以下。焊接金屬的Mn量的下限可以為1.4%或1.6%,上限可以為2.0%或1.8%ο另外，當(dāng)按照本發(fā)明的實(shí)施方式在一般的條件下進(jìn)行電子束焊接時，在其過程中，對于焊接金屬而言，多數(shù)情況下鋼材的O量之中約一半左右會消失。例如，當(dāng)鋼材的O量為0.0035%以下時，在焊接后的接頭中，多數(shù)情況下焊接金屬中的O量為約0.0020%以下?？梢詫⒑附咏饘俚腛量設(shè)為低于20ppm、19ppm以下、18ppm以下或17ppm以下。無需設(shè)置焊接金屬的O量的下限,可以設(shè)為4ppm以上、8ppm以上、IOppm以上、12ppm以上或14ppm以上。對于本發(fā)明的鋼材，在形成電子束焊接接頭時，為了提高焊接金屬的韌性，在被焊接部(坡口對接部)的坡口面夾入含有Ni的嵌入金屬，向焊接金屬添加Ni。為了顯著提高焊接金屬的韌性、優(yōu)選使焊接金屬的斷裂韌性值為鋼材(母材)的0.8倍以上，需要將焊接金屬的Ni量設(shè)為1.0%以上。焊接金屬的Ni量的下限可以為1.3%或1.6%。另一方面，當(dāng)Ni量變得過剩時，焊接金屬的硬度上升，對熱影響區(qū)的斷裂韌性帶來不良影響。特別是為了確保熱影響區(qū)的韌性，將Ni量的上限設(shè)為2.3%以下。另外，當(dāng)焊接金屬的Ni過剩時，有時容易生成高碳馬氏體，焊接金屬的硬度上升，斷裂韌性會降低。焊接金屬的Ni量的上限可以為2.2%或2.0%。當(dāng)為了利用釘扎效應(yīng)來提高焊接金屬的韌性而添加的Ti及N的量少時，優(yōu)選增加焊接金屬的Ni量。作為嵌入金屬,可以使用Ni合金或純Ni。使用純Ni很簡便。對于本發(fā)明的實(shí)施方式的電子束焊接接頭，將鋼材(母材)的組成代入下述(式I)來求出指標(biāo)值CeEBB，將該指標(biāo)值CeEBB設(shè)為0.42% 0.65%。對于本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材，以將該鋼材的組成同樣地代入(式I)中求出的指標(biāo)值作為CeEBB，將該指標(biāo)值CeEBB設(shè)為0.42% 0.65%。另外，%是指質(zhì)量％。CeEBB=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 I)這里，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是鋼材成分的含量(質(zhì)量％)。CeEBB值的單位
是質(zhì)量％。關(guān)于電子束焊接淬火性 指標(biāo)CeEBB，對于通過在焊接部夾入含有Ni的嵌入金屬而形成的電子束焊接接頭的焊接金屬，考慮將Ni量設(shè)為1.0 2.3%來制作。為了確保鋼材(母材)的強(qiáng)度，鋼材(母材)的電子束焊接淬火性指標(biāo)值CeEBB的下限設(shè)為0.42%。CeEBB優(yōu)選為0.45%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.48%以上。另一方面，當(dāng)CeEBB超過0.65%時，熱影響區(qū)的斷裂韌性變得不充分，因此將上限設(shè)為0.65%。優(yōu)選的上限為0.60%，進(jìn)一步優(yōu)選為0.58%ο在本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材的沿板厚方向的截面的板厚中心部中，當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上的夾雜物粒子(粗大的夾雜物粒子)的數(shù)量設(shè)為20個/mm2以下。另外，同樣在板厚中心部，含有10%以上Ti的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氮化物粒子(微小的Ti氮化物粒子)的數(shù)量設(shè)為I X IO3個/mm2以上。當(dāng)上述粗大的夾雜物粒子的數(shù)量超過20個/mm2時，該夾雜物粒子成為斷裂的起點(diǎn)，熱影響區(qū)及焊接金屬的斷裂韌性變得不充分。當(dāng)上述微小的Ti氮化物粒子的數(shù)量低于I X IO3時，由Ti氮化物粒子產(chǎn)生的釘扎作用變得不充分，會對熱影響區(qū)及焊接金屬的韌性帶來不良影響。另一方面，關(guān)于0.05μπι以上且低于0.5 μ m的Ti氮化物的數(shù)量，其上限沒有特別規(guī)定，但當(dāng)微小的Ti氮化物過多時，這有時會成為脆性斷裂的起點(diǎn)。因此，為了使熱影響區(qū)的韌性更穩(wěn)定，板厚中心部的微小的Ti氮化物數(shù)的上限優(yōu)選為低于5X IO4個/mm2、更優(yōu)選為4X IO4個/mm2以下。另外，作為上述粗大的夾雜物粒子數(shù)的測定方法，例如使用鋼材的板厚方向的中央部的截面試樣，通過 FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope:場發(fā)射掃描電鏡)進(jìn)行測定。另外，作為上述微小的Ti氮化物粒子的數(shù)量的測定方法，例如使用鋼材的板厚方向的中央部的截面試樣，通過FE-TEM(場發(fā)射掃描電鏡)進(jìn)行測定。進(jìn)而，制作抽取復(fù)制膜，用 TEM 進(jìn)行觀察，對于用 EDX 法(Energy Dispersive X-ray Spectrometry:能量色散 X 射線光譜)測定的Ti的重量比為10%以上的粒子，判定為含有10%以上Ti的氮化物粒子。鋼材(母材)的C量與鋼材(母材)的電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEBB之比(C/CeEBB)是表示焊接金屬的淬火性和熱影響區(qū)及鋼材(母材)的淬火性的平衡的指標(biāo)。C/CeEBB優(yōu)選取0.15以下的值。當(dāng)C量相對于Mn、Cu、N1、Cr、Mo和/或V的量過剩、C/CeEBB超過
0.15時，有時熱影響區(qū)的斷裂韌性會降低。進(jìn)一步優(yōu)選的C/CeEBB的上限為0.13，更優(yōu)選為 0.11。另一方面，當(dāng)在焊接部的坡口面夾入含有Ni的嵌入金屬進(jìn)行電子束焊接時，由鋼材(母材)的C/CeEBB降低引起的焊接金屬的淬火性的降低可以用Ni來彌補(bǔ)。因此，雖然C/CeEBB的下限沒有規(guī)定，但C量取下限的值而Mn、Cu、N1、Cr、Mo和/或V的量取上限的值的情況實(shí)質(zhì)上成為C/CeEBB的下限，在本發(fā)明中為0.02。另外，當(dāng)增加C量、降低Cu、N1、Cr、Mo和/或V的量時，可以削減合金成本，因此C/CeEBB的下限進(jìn)一步優(yōu)選為0.04以上，更優(yōu)選為0.06以上。對于在焊接部的坡口面夾入含有Ni的嵌入金屬而形成的電子束焊接接頭，由上述式(2)求出的焊接金屬的淬火性指標(biāo)值CeEBW設(shè)為0.56% 0.73%。為了確保焊接金屬的淬火性，焊接金屬的CeEBW設(shè)為0.56%以上。焊接金屬的CeEBW的下限進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為
0.60%。另一方面，當(dāng)焊接金屬的CeEBW超過0.73%時，焊接金屬硬化，焊接接頭的斷裂韌性變得不充分。焊接金屬的CeEBW的上限進(jìn)一步優(yōu)選為0.70%。對于使用本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材通過電子束焊接形成的焊接接頭，焊接金屬的CTOD值:δΜ、熱影響區(qū)的CTOD值:δωζ、以及鋼材(母材)的CTOD值:δΒΜ優(yōu)選滿足下述(式3)和(式4)。0.8 ^ δ ΒΜ/ δ M ^ 1.25 (式 3)0.15 ^ ShazZSwm^ 1.1 (式 4)
其中，δ Μ、δ ΗΑΖ以及δ ΒΜ是在O°C下進(jìn)行了 6次三點(diǎn)彎曲CTOD試驗(yàn)時的CTOD值的最低值。當(dāng)CTOD值為1.0mm以上時，視為發(fā)生了延性斷裂，將CTOD值設(shè)為1.0mm來進(jìn)行上述計算。當(dāng)δ ΒΜ/ δ麗低于0.8和/或δ ΗΑΖ/ δ Μ低于0.1δ時，δ通、δ麗以及δ mz的平衡變得極差，焊接部的斷裂韌性大大降低。因此，3胃/6_的下限設(shè)為0.8，下限設(shè)為0.15。由于δΜ優(yōu)選為6服的0.8倍以上，因此δΒΜ/δΜ的上限設(shè)為1.25以下。δΜ進(jìn)一步優(yōu)選與δΜ大致相同，δΒΜ/δΜ的優(yōu)選上限為1.1。同樣地，δΗΑΖ優(yōu)選與Swm大致相等，將Shaz7^wm的上限設(shè)為1.1以下。在如本發(fā)明那樣將利用微細(xì)的TiN等Ti氮化物粒子的鋼使用嵌入金屬進(jìn)行電子束焊接的情況下，很難將HAZ的斷裂韌性提高至與鋼材(母材)相等。因此，尤其是在需要提高鋼材(母材)及麗的斷裂韌性的情況下，δ J δ Μ的優(yōu)選上限為0.40，進(jìn)一步優(yōu)選為0.3。S卩，根據(jù)本發(fā)明 的鋼材，可以將電子束焊接后的焊接接頭的焊接金屬的斷裂韌性提高至與鋼材(母材)相等，熱影響區(qū)的斷裂韌性與鋼材(母材)的斷裂韌性相比沒有顯著劣化，可以得到各部分的斷裂韌性適度平衡的焊接接頭。電子束焊接可以在用簡易的設(shè)備即可實(shí)現(xiàn)的低真空度、例如IOPa以下的減壓下進(jìn)行。真空度的下限雖然也取決于設(shè)備的能力，但優(yōu)選為10_2Pa。關(guān)于焊接條件，在加速電壓為130 180V、電子束電流為100 130mA、焊接速度為100 250mm/分鐘的范圍內(nèi)，根據(jù)裝置的性能或鋼材的厚度來決定。例如在厚度為80_的情況下，推薦加速電壓為175V、電子束電流為120A、以及焊接速度為125mm/分鐘左右。
在進(jìn)行電子束焊接時，在被焊接部的坡口面之間夾入含有Ni的嵌入金屬。作為含有Ni的嵌入金屬，可以使用Ni基合金箔、N1-Fe合金箔、純Ni箔。當(dāng)使用Ni箔時，由鋼材的Ni量和作為目標(biāo)的焊接金屬中的Ni量以及鋼材的尺寸和焊接金屬的寬度即可簡便地計算制成目標(biāo)的Ni量所需的嵌入金屬的厚度。關(guān)于純Ni箔，可以準(zhǔn)備所需的厚度的箔，也可以將薄的箔多張重疊以達(dá)到所需的厚度。例如，在想要使用Ni量為0%的鋼材(母材)來制成Ni量為2%的焊接金屬的焊接接頭的情況下，首先通過預(yù)備實(shí)驗(yàn)等調(diào)查電子束焊接后的焊接金屬的寬度。其結(jié)果是，在得知焊接金屬的寬度為4.0mm的情況下，若夾入厚度為0.08mm的Ni箔進(jìn)行電子束焊接，則可以得到Ni量為約2%的焊接金屬的電子束焊接接頭。接著，對本發(fā)明的鋼材的制造方法進(jìn)行說明。在本發(fā)明的方法中，通過在鑄造板坯(鋼坯)等鋼材的鑄造工序中例如以9°C /min以上的速度進(jìn)行冷卻，可以將上述粗大的夾雜物粒子的數(shù)量限制在20個/mm2以下，同時可以確保上述微小的Ti氮化物粒子為IXlO3以上。

鋼材(鋼坯)的制造方法在產(chǎn)業(yè)上優(yōu)選連續(xù)鑄造法。根據(jù)連續(xù)鑄造法，可以提高鑄造后的冷卻速度，將生成的氧化物和Ti氮化物進(jìn)行微細(xì)化，因此從韌性提高的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選連續(xù)鑄造法。在連續(xù)鑄造中，作為將鑄坯的冷卻速度提高至9°C /min以上的具體手段，可舉出連續(xù)鑄造機(jī)內(nèi)的冷卻帶的高壓化以及高水量化、鑄型厚度的減厚化、由鑄坯未凝固層的壓下引起的板坯厚度減少等。當(dāng)使用這些手段時，鑄坯的冷卻速度的上限一般為30°C/min左右。通常，高M(jìn)n鋼與碳鋼或低合金鋼相比熱加工性劣化，因此需要在適當(dāng)?shù)臈l件下實(shí)施加工熱處理。在本發(fā)明的方法中，首先將鑄造后的上述成分組成的鋼材(鋼坯)加熱至950 1150°C。當(dāng)加熱溫度低于950°C時，熱軋時的抗變形性變大，生產(chǎn)率降低。另一方面，當(dāng)超過1150°C進(jìn)行加熱時，有時鋼材(鋼坯)的Ti氮化物變粗大，鋼材(母材)或熱影響區(qū)的韌性降低。將鋼材(鋼坯)加熱至950 1150°C后，為了獲得所需的鋼材的強(qiáng)度或韌性，實(shí)施加工熱處理(TMCP:Thermo-Mechanical Controlled Processing)。加工熱處理對提高鋼材的強(qiáng)度及韌性有效，例如有下述方法:(I)控制軋制(CR:Controlied RoIling)、(2)控制軋制-加速冷卻(ACC Accelerated Cooling)、(3)軋制后直接淬火-回火處理(DQT:DirectQuenching and Tempering)等。在本發(fā)明中，從斷裂韌性提高的方面來看,優(yōu)選(2)控制軋制-加速冷卻以及(3)軋制后直接淬火-回火處理。在未再結(jié)晶溫度區(qū)域(約900°C以下)進(jìn)行的控制軋制將鋼材的組織微細(xì)化，對強(qiáng)度及韌性的提高有效。在本發(fā)明中，為了防止加工鐵素體的生成，優(yōu)選在Ar3相變點(diǎn)以上的溫度下結(jié)束控制軋制。特別是在進(jìn)行控制軋制的情況下，當(dāng)繼續(xù)進(jìn)行加速冷卻時，會生成貝氏體或馬氏體等硬質(zhì)相，從而強(qiáng)度提高。為了確保強(qiáng)度及韌性，加速冷卻的停止溫度優(yōu)選為400 600°C。軋制后的直接淬火是在比控制軋制的溫度區(qū)域更高的溫度區(qū)域下進(jìn)行熱軋后通過水冷等進(jìn)行淬火的方法。根據(jù)該方法，通常強(qiáng)度會過剩地上升，因此進(jìn)行回火來確保韌性?；鼗饻囟葍?yōu)選為400 650°C。
實(shí)施例接著，對本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說明，但實(shí)施例中的條件是為了確認(rèn)本發(fā)明的實(shí)施可能性及效果而采用的一個條件例，本發(fā)明不限于該一個條件例。只要不脫離本發(fā)明的主旨且能夠?qū)崿F(xiàn)本發(fā)明的目的，本發(fā)明可以采用各種條件。(實(shí)施例)使用表I及表2所示的成分組成的鋼材，在表3及表4所示的條件下制造鋼材。從鋼材采集試驗(yàn)片，進(jìn)行抗拉試驗(yàn)及CTOD試驗(yàn)，測定鋼材(母材)的抗拉強(qiáng)度及斷裂韌性值。關(guān)于鋼材(母材)的強(qiáng)度，從板厚1/2部以軋制方向作為長度方向采集試驗(yàn)片，根據(jù)JIS Z2241進(jìn)行測定。對鋼材實(shí)施電子束焊接，制作I坡口的對焊接頭。電子束焊接采用RPEBW法，使用純Ni箔作為嵌入金屬，在Imbar左右的真空下，在電壓為175V、電流為120mA、焊接速度為125mm/分鐘左右的條件下進(jìn)行。焊道寬度為3.0 5.5_。從焊接金屬采集試樣,分析成分組成。結(jié)果不于表5及表6。另外,在(a)板厚低于60mm的情況下,從焊接接頭采集6個t (板厚)X2t的尺寸的試驗(yàn)片，在(b)板厚為60mm以上的情況下，從焊接接頭采集6個t (板厚)Xt的尺寸的試驗(yàn)片。對于試驗(yàn)片，在焊接金屬(WM)的中央、熔合部(FL)以及鋼材(母材、BM)的各個位置導(dǎo)入50%疲勞龜裂作為缺口。將導(dǎo)入了缺口的試驗(yàn)片示于圖6。在試驗(yàn)溫度為0°C下實(shí)施CTOD試驗(yàn)，求出斷裂韌性值Sc值。當(dāng)CTOD值為1.0以上時，視為發(fā)生了延性斷裂，將CTOD值作為1.0進(jìn)行上述計算。將各缺口位置處6個最低值分別作為斷裂韌性值δΜ、δωζ、δΒΜ。另外，在電子束焊接接頭中，由于熱影響區(qū)的寬度窄，因此使用在焊接金屬中導(dǎo)入了缺口的試驗(yàn)片測定熱影響區(qū)的CTOD值δωζ。表7及表8示出 了基于焊接接頭的焊接金屬(麗)的CTOD值δ Μ、熱影響區(qū)(HAZ)的CTOD值δ ΗΑΖ、鋼材(母材、BM)的CTOD值δ ΒΜ的δ ΒΜ/ δ麗以及δ ΗΑΖ/ δ麗。鋼材的夾雜物粒子的個數(shù)用以下方法來測定。由各鋼材制作板厚方向的中央部的截面試樣，對于當(dāng)量圓直徑為1.0ym以上的夾雜物粒子(粗大的夾雜物粒子)，使用FE-SEM(場發(fā)射掃描電鏡)進(jìn)行觀察，測定該粒子尺寸和個數(shù)。對于當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的夾雜物粒子(微小的Ti氮化物粒子)，同樣從板厚方向的中央采集試樣，由用SPEED 法(Selective Potentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution ;選擇性恒電位電解侵蝕法)進(jìn)行了電解研磨的試樣制作抽取復(fù)制膜，用10000 1000000倍的FE-TEM(場發(fā)射掃描電鏡)進(jìn)行觀察。將通過EDX法(能量色散X射線光譜)由特性X射線求得的Ti的重量比為10%以上的夾雜物粒子判斷為Ti氮化物粒子。根據(jù)這些結(jié)果，測定Ti氮化物粒子的尺寸和個數(shù)。對各試樣的板厚中心部進(jìn)行20個視野以上的觀察，計算每單位面積的夾雜物粒子(上述微小的Ti氮化物粒子及上述粗大的夾雜物粒子)的個數(shù)的平均值。
權(quán)利要求
1.一種電子束焊接接頭，其是通過用電子束對鋼材進(jìn)行焊接而形成有焊接金屬的電子束焊接接頭，其特征在于，所述鋼材的組成以質(zhì)量％計含有C:0.02% 0.10%、S1:0.03% 0.30%、Mn:1.5% 2.5%、 Al:超過0.004%且為0.05%以下、T1:0.005% 0.015%、N:0.0020% 0.0060%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、Ni:0% 0.50%、 B:0% 0.0030%、以及Ca:0% 0.0050%， P:限制為0.015%以下， S:限制為0.010%以下， O:限制為0.0035%以下， 余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 將所述鋼材的組成代入下述式I而求出的指標(biāo)值CeEBB為0.42% 0.65%， 在所述鋼材的沿板厚方向的截面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上的夾雜物粒子的數(shù)量為20個/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有10%以上Ti的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氮化物粒子的數(shù)量為I X IO3個/mm2以上， 所述焊接金屬的組成以質(zhì)量％計含有 C:0.02% 0.10%、S1:0.03% 0.30%、Mn:1.2% 2.4%、 Al:超過0.004%且為0.05%以下、N1:1.0% 2.3%、T1:0.005% 0.015%、N:0.0020% 0.0060%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、 B:0% 0.0030%、以及Ca:0% 0.0050%, P:限制為0.015%以下， S:限制為0.010%以下， ` O:限制為0.0020%以下， 余量由鐵及不可避免的雜 質(zhì)構(gòu)成， 將所述焊接金屬的組成代入下述式2而求出的指標(biāo)值CeEBW為0.56% 0.73%， CeEBB=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 I) 其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是所述鋼材的組成中各元素的質(zhì)量％, CeEBff=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 2) 其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是所述焊接金屬的組成中各元素的質(zhì)量％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的電子束焊接接頭，其特征在于，以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量與所述指標(biāo)值CeEBB之比C/CeEBB為0.02 0.15。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的電子束焊接接頭，其特征在于，所述鋼材的厚度為45 150mmo
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的電子束焊接接頭，其特征在于，將焊接金屬的CTOD值定義為Swm、將熱影響區(qū)的CTOD值定義為δωζ、以及將所述鋼材的CTOD值定義為δΒΜ時，滿足下述式3及式4，0.8 ^ δ ΒΜ/ δ M ^ 1.25 (式 3)0.15 ^ δ ΗΑΖ/ δ Μ ^ 1.1 (式 4)。
5.一種電子束焊接用鋼材，其是電子束焊接接頭用鋼材，其特征在于，所述鋼材的組成以質(zhì)量％計含有C:0.02% 0.10%、S1:0.05% 0.30%、Mn:1.5% 2.5%、 Al:超過0.004%且為0.05%以下、T1:0.005% 0.015%、N:0.0020% 0.0060%、Nb:0% 0.020%、V:0% 0.030%、Cr:0% 0.50%、Mo:0% 0.50%、Cu:0% 0.25%、Ni:0% 0.50%、 B:0% 0.0030%、以及 Ca:0% 0.0050%， P:限制為0.015%以下， S:限制為0.010%以下， ` O:限制為0.0035%以下， 余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，將所述鋼材的組成代入下述式I而求出的指標(biāo)值CeEBB為0.42% 0.65%， 在所述鋼材的沿板厚方向的截面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為Ι.Ομπι以上的夾雜物粒子的數(shù)量為20個/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有10%以上Ti的當(dāng)量圓直徑為0.05 μ m以上且低于0.5 μ m的氮化物粒子的數(shù)量為I X IO3個/mm2以上， CeEBB=C+l/4Mn+l/15Cu+l/15Ni+l/5Cr+l/5Mo+l/5V (式 I) 其中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別是所述鋼材的組成中各元素的質(zhì)量％。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的電子束焊接用鋼材，其特征在于，C量與所述電子束焊接淬火性指標(biāo)CeEBB之比C/CeEBB為0.02 0.15以下。
7.根據(jù)權(quán)利要求5或6所述的電子束焊接用鋼材，其特征在于，所述鋼材的厚度為45 150mmo
8.一種電子束焊接用鋼材的制造方法，其特征在于，其是權(quán)利要求5或6所述的電子束焊接用鋼材的制造方法，其具有: 在鑄造所述鋼材時，以1300 1100°C的溫度區(qū)域內(nèi)的冷卻速度達(dá)到9°C /min以上的方式將所述鋼材冷卻的工序；和 在所述鑄造工序后，將 所述鋼材加熱至950 1150°C，然后實(shí)施加工熱處理的工序。
全文摘要
一種電子束焊接接頭用鋼材，其以質(zhì)量%計至少含有C0.02%～0.10%、Si0.05%～0.30%、Mn1.5%～2.5%、Al超過0.004%且為0.05%以下、Ti0.005%～0.015%、N0.0020%～0.0060%，P限制為0.015%以下，S限制為0.010%以下，O限制為0.0035%以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，指標(biāo)值CeEBB為0.42%～0.65%，其中在上述鋼材的沿板厚方向的截面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為1.0μm以上的夾雜物粒子的數(shù)量為20個/mm2以下，在上述板厚中心部，含有10%以上Ti的當(dāng)量圓直徑為0.05μm以上且低于0.5μm的氮化物粒子的數(shù)量為1×103個/mm2以上。
文檔編號C22C38/14GK103210107SQ201180055522
公開日2013年7月17日 申請日期2011年10月27日 優(yōu)先權(quán)日2010年11月22日
發(fā)明者本間龍一, 植森龍治, 石川忠, 兒島明彥, 星野學(xué) 申請人:新日鐵住金株式會社