CN100430174C

CN100430174C - 大量输入热型焊接的焊接接头及其焊接方法

Info

Publication number: CN100430174C
Application number: CNB021495254A
Authority: CN
Inventors: 木谷靖; 一宫克行; 大井健次; 阪口修一; 安田功一
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2001-11-13
Filing date: 2002-11-13
Publication date: 2008-11-05
Anticipated expiration: 2022-11-13
Also published as: KR20030040067A; KR100709521B1; CN1418751A

Abstract

本发明提供一种焊接接头及其焊接方法，焊接接头通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接来焊接钢板而成，其焊接金属具有以下成分：C 0.03-0.12质量%，Si 0.10-0.80质量%，Mn 0.80-2.50质量%，Ni 0.50-3.00质量%，Cr 0.50质量%以下，Mo0.50质量%以下，Ti 0.01-0.10质量%，稀土元素0.0010-0.0050质量%，焊接接头还含有铁和不可避免的杂质，并且B含量满足下式，f(Q)≤[B]≤0.01，Q是焊接输入热量，f(Q)是Q的函数，[B]是B的含量，当大量输入热型焊接是大量输入热型气电焊时，f(Q)＝0.003×{0.23×ln(Q)-0.5}，而在大量输入热型埋弧焊或大量输入热型电渣焊情况下，f(Q)＝0.003×{0.42×ln(Q)-1.9}，ln(Q)是Q的自然对数。

Description

大量输入热型焊接的焊接接头及其焊接方法

技术领域

本发明涉及通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接来焊接钢板地获得的焊接接头及其焊接方法。

背景技术

近年来，随着钢质结构和船舶的大型化的进展，希望所用钢板的强度更高且厚度更大的要求越来越高。在厚钢板的焊接中，为了提高焊接效率，采用了气电焊、电渣焊、埋弧焊等大量输入热型焊接。但是，当焊接输入热量增加时，因焊接金属和焊接热影响部长时间处于高温下，这引起组织的粗大化，其韧性恶化。

尤其是在造船领域中，随着集装箱船只的大型化，采用了这样的技术，即通过竖直气电焊一次性焊接用于舷侧厚板的且板厚超过60毫米的厚钢板。在通过气电焊一次性焊接这样的板厚超过60毫米的厚钢板的场合下，焊接输入热量增大到不到500千焦/厘米，因而，焊接金属和焊接热影响部长时间处于高温下，这引起了组织的粗大化。结果，焊接金属和焊接热影响部的韧性恶化。

另一方面，在建筑、桥梁等领域中，在埋弧焊中，采用了这样的技术，即为了增加熔融量，使用添加有铁粉的焊剂并且试图增加焊接电极(所谓的串联焊接和三电极焊接等)，结果，可以进行电流高且熔融量高的焊接，能够一次性地焊接高达80毫米厚的钢板。另外，在电渣焊中，也采用了焊接100毫米左右厚的钢板的技术。在通过埋弧焊和电渣焊一次性焊接这样的厚钢板的场合下，焊接输入热量超过500千焦/厘米，因而，焊接金属和焊接热影响部长时间处于高温下，这引起了组织的粗大化。结果，焊接金属和焊接热影响部的韧性恶化。

因此，为了防止焊接金属和焊接热影响部的韧性恶化，知道了这样的技术，即通过使氮化钛细微地分散在钢板中并以氮化钛为铁素体相变芯核来防止由焊接输入热量引起的组织粗大化，并且生成了细微的铁素体。不过，在进行大量输入热型焊接的场合下，由于焊接热影响部长时间处于高温下，所以分散于钢板中的氮化钛分解而产生了氮，结果，焊接热影响部的韧性恶化。

在日本专利申请公开号平6-71447中，揭示了这样的方法，即在进行大量输入热型焊接时，在焊接前后加热焊接部附近并控制焊接热影响部的冷却速度，由此防止了焊接热影响部的组织粗大化。但是，在实际进行大量输入热型焊接时，为了加热大型焊接接头的焊接部，需要花费很大的人力和费用，很难在焊接现场进行这样的加热处理地来控制冷却速度。

另外，在日本专利申请公开号平10-109189号和平10-180488号中，揭示了这样的用于气电电弧焊的加有焊剂的焊丝，即为了改善焊接金属的低温韧性，规定了焊丝的钢制外皮和其内部的焊剂的成分。但是，在进行大量输入热的气电电弧焊(即气电焊)的场合下，由于焊接金属长时间处于高温下，所以即便使用这些加有焊剂的焊丝，仍然引起了焊接金属组织的粗大化。结果，焊接金属的韧性恶化。

另一方面，在日本专利申请公开号平7-328793号和2000-107885号中，揭示了这样的焊剂和实心焊丝，即它们被用在大量输入热型的埋弧焊中并且获得了韧性强的焊接金属。但是，在焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型埋弧焊的场合下，即便采用这些焊剂和实心焊丝，仍然无法充分地实现焊接金属微观组织的细微化和均匀化，防止焊接金属韧性恶化的效果也不够好。

而且，日本专利申请公开号平10-109189号、平7-328793号、2000-107885号所述的焊接材料是只以提高焊接金属韧性为目的的材料，由于不能防止焊接接头部及焊接热影响部的的韧性的恶化，所以不能实现防止整个焊接接头的韧性恶化。

发明内容

本发明的目的是提供消除上述缺陷的、提高通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接焊接钢板而成的焊接金属和焊接热影响部的低温韧性的焊接接头及其焊接方法。

为此，本发明提供一种通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接焊接钢板而成的焊接金属和焊接热影响部的低温韧性的焊接接头，焊接接头的焊接金属具有以下成分：C 0.03质量％-0.12质量％，Si 0.10质量％-0.80质量％，Mn 0.80质量％-2.50质量％，Ni 0.50质量％-3.00质量％，Cr 0.50质量％以下，Mo 0.50质量％以下，Ti 0.01质量％-0.10质量％，稀土元素0.0010质量％-0.0050质量％，并且B的含量(质量百分比)满足下式(1)，焊接接头还含有铁和不可避免的杂质，

f(Q)≤[B]≤0.01 (1)

Q：焊接输入热量(千焦/厘米)

f(Q)：Q的函数

[B]：B的含量(质量百分比)，

其中，当大量输入热型焊接是大量输入热型气电焊时，f(Q)是根据下式(2)的函数，

f(Q)＝0.003×{0.23×1n(Q)-0.5} (2)

1n(Q)：Q的自然对数，

而当大量输入热型焊接是大量输入热型埋弧焊或者大量输入热型电渣焊时，f(Q)是根据下式(3)的函数，

f(Q)＝0.003×{0.42×1n(Q)-1.9} (3)。

本发明还提供一种焊接方法，它是通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接来焊接钢板的焊接方法，其中，焊接金属具有以下成分：C 0.03质量％-0.12质量％，Si 0.10质量％-0.80质量％，Mn 0.80质量％-2.50质量％，Ni 0.50质量％-3.00质量％，Cr 0.50质量％以下，Mo 0.50质量％以下，Ti 0.01质量％-0.10质量％，稀土元素0.0010质量％-0.0050质量％，并且B的含量(质量百分比)满足下式(1)，焊接接头还含有铁和不可避免的杂质，

f(Q)≤[B]≤0.01 (1)

Q：焊接输入热量(千焦/厘米)

f(Q)：Q的函数

[B]：B的含量(质量百分比)，

f(Q)＝0.003×{0.23×1n(Q)-0.5} (2)

1n(Q)：Q的自然对数，

f(Q)＝0.003×{0.42×1n(Q)-1.9} (3)。

在本发明的焊接接头以及焊接方法中，焊接金属除了上述成分外还含有0.10质量％以下的V和0.10质量％以下的Nb。

附图说明

图1是气电焊接头和坡口的截面图。

图2表示气电焊焊接部的截面和摆锤冲击试验片截取位置。

图3是埋弧焊接头和坡口的截面图。

图4表示埋弧焊焊接部的截面和摆锤冲击试验片截取位置。

图5是电渣焊接头和坡口的截面图。

图6表示电渣焊焊接部的截面和摆锤冲击试验片截取位置。

具体实施方式

本发明人对提高通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型气电焊、大量输入热型埋弧焊或大量输入热型电渣焊等大量输入热型焊接焊接钢板而成的焊接金属和焊接热影响部的低温韧性进行了刻苦研究，结果得到了以下认识。

即，在焊接金属中，在大量输入热型焊接的场合是冷却速度慢的场合，保持在高温下的时间延长，促使析出的铁素体长大，从而使低温韧性恶化。因此，为改善焊接金属的低温韧性，必须调整加入焊接金属中的各种合金元素的数量，在改善焊接金属淬透性的同时，没有得到粗大的铁素体组织，从而使整个焊接金属均匀地成为细微的微观组织。

另一方面，在焊接热影响部中，作为不可避免的杂质而包含在钢板中的氮和因为细化组织而添加进来的氮化钛的分解而产生的氮是使低温韧性恶化的起因。因此，为改善焊接热影响部的低温韧性，必须使存在于焊接热影响部中的氮与其它元素化合并以氮化物的形式被固定下来。

因此，本发明人的着眼点在于，在焊接金属和焊接热影响部被长时间保持在高温下的大量输入热型焊接中，B从焊接金属中扩散到焊接热影响部中，其扩散程度依赖于焊接输入热量。

即，使焊接金属含有B地提高焊接金属的淬透性并提高焊接金属的低温韧性。另外，B从焊接金属扩散到焊接热影响部并且存在于焊接热影响部中的氮以氮化硼的形式固定下来，这样一来，能够提高焊接热影响部的低温韧性。而且，在焊接热影响部中，也显示出氮化硼成核地生成细微铁素体的效果，因此，B是有效提高焊接金属和焊接热影响部的低温韧性的元素。本发明人认识到了添加能够发挥以上效果的数量的B的优点。

在本发明中，说明限定通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型气电焊、大量输入热型埋弧焊或大量输入热型电渣焊等大量输入热型焊接而得到的焊接接头的焊接金属成分的理由。

C：0.03质量％-0.12质量％

C是确保焊接金属强度并提高淬透性所需的元素。C含量不到0.03质量％，在无法获得足够高的淬透性。另一方面，如果超过0.12质量％，则不仅在焊接金属中产生高温开裂，而且形成马氏体相地使低温韧性恶化。因此，C必须满足0.03质量％-0.12质量％的范围。最好满足0.05质量％-0.10质量％。

Si：0.10质量％-0.80质量％

Si除了具有脱氧作用外，它还是提高焊接金属强度元素。如果Si含量不到0.10重量％，则焊接金属的流动性差，并且容易出现坡口未熔合等焊接缺陷，焊接作业的效率降低。另一方面，如果超过0.80重量％，则在焊接金属中发生高温开裂。因此，Si必须满足0.10重量％-0.80重量％的范围。最好是0.15重量％-0.50重量％。

Mn：0.80重量％-2.50重量％

Mn是确保焊接金属强度并提高淬透性的元素。如果Mn含量不到0.80重量％，则不能获得足够高的淬透性。另一方面，如果超过2.50重量％，则不仅出现焊接金属的高温开裂现象，而且生成上贝氏体或马氏体相，从而使低温韧性恶化。因此，Mn必须满足0.80重量％-2.50重量％的范围。最好是1.00重量％-2.00重量％。

Ni：0.50重量％-3.00重量％

Ni是提高焊接金属的强度和韧性的元素。如果Ni含量不到0.50重量％，饿无法获得强度足够高的焊接接头。另一方面，如果超过3.00重量％，则不仅在焊接金属中出现高温开裂现象，而且生成上贝氏体或马氏体相，从而使低温韧性恶化。因此，Ni含量必须满足0.50重量％-3.00重量％的范围。最好是0.50重量％-2.00重量％。

Cr：0.50重量％以下

Cr是提高焊接金属的强度和韧性的元素。为获得这样的效果而必须添加0.02重量％以上的Cr。如果Cr含量超过0.50重量％，则不仅发生焊接金属的高温开裂现象，而且生成上贝氏体或马氏体相，从而使低温韧性恶化。因此，Cr取0.50重量％以下。最好是0.05重量％-0.40重量％。

Mo：0.50重量％以下

Mo与V、Nb一样都是在大量输入热型焊接中提高焊接金属强度并使组织细化地提高低温韧性的元素。为获得这样的效果，必须添加0.02重量％以上的Mo。如果Mo含量超过0.50重量％，则发生焊接金属的高温开裂。因此，Mo取0.50重量％以下。最好是0.10重量％-0.45重量％。

V：0.10重量％以下

V和Mo、Nb一样都是在大量输入热型焊接中提高焊接金属强度并使组织细化地提高低温韧性的元素。为获得这样的效果，必须添加0.005重量％以上的V。如果V含量超过0.10重量％，则发生焊接金属的高温开裂。因此，在含有V的场合下，优选0.10重量％以下的含量。最好是0.01重量％-0.07重量％。

Nb：0.10重量％以下

Nb和Mo、V一样都是在大量输入热型焊接中提高焊接金属强度并使组织细化地提高低温韧性的元素。为获得这样的效果，必须添加0.005重量％以上的Nb。如果Nb含量超过0.10重量％，则发生焊接金属的高温开裂。因此，在含有Nb的场合下，优选0.10重量％以下的含量。最好是0.01重量％-0.07重量％。

Ti：0.01重量％-0.10重量％

Ti具有通过在焊接金属中形成氧化物并以该氧化物为芯核地生成细微铁素体相而提高焊接金属的低温韧性的效果。如果Ti含量不足0.01重量％，则因氧化物形成量不够而得不到提高地温韧性的效果。另一方面，如果超过0.10重量％，则焊接金属硬化并引起低温韧性恶化。因此，Ti必须满足0.01重量％-0.10重量％的范围。最好是0.02重量％-0.06重量％。

稀土元素：0.0010重量％-0.0050重量％

稀土元素是属于周期表第三族的元素的总称，它们与焊接金属中的S结合地使硫化物弥散析出并具有防止由S引起的焊接金属韧性降低的效果。如果稀土元素的含量不到0.0010重量％，则没有充分地生成硫化物，S的固定不够，所以低温韧性恶化。另一方面，如果超过0.0050重量％，则焊接金属硬化而引起低温韧性的恶化。因此，稀土元素必须满足0.0010重量％-0.0050重量％。最好是0.0020重量％-0.0040重量％。在本发明中，虽然稀土元素不限定于特定元素，但优选Ce、La、Nd等容易低价买到的元素。

此外，B含量(重量％)必须相对B的扩散距离D_B(μm)地满足下式(1)。

f(Q)≤[B]≤0.01 (1)

Q：焊接输入热量(kJ/cm)

f(Q)：Q的函数

[B]：B的含量(质量百分比)。

B具有提高焊接金属和焊接热影响部的强度以及提高低温韧性的效果，它是构成本发明的最重要的元素。即，由于B是提高淬透性的元素，所以，通过在焊接金属中存在B来提高焊接金属的淬透性，结果，低温韧性提高了。而且，B也如此具有进一步提高焊接金属的低温韧性的效果，即在焊接金属中抑制粗大的一次铁素体的生长并生成细微铁素体相。

此外，B从焊接金属中扩散到焊接热影响部。这样，通过使B从焊接金属扩散到焊接热影响部，提高了焊接热影响部的淬透性，结果，低温韧性提高。此外，B与作为不可避免的杂质含于钢板中的N和为细化组织而添加的TiN因焊接热量输入而分解产生的N结合地形成BN，由此固定了N并进而防止低温韧性的恶化。而且，由于以BN为芯核地生成细微的铁素体，存在进一步提高焊接热影响部的低温韧性的效果。

本发明的B的主要功能是从焊接金属中扩散到热影响部并在靠近焊接金属的热影响部中作为BN地固定下固溶N。而固溶N是作为不可避免的杂质存在于钢中的物质以及钢中析出物的TiN溶解形成的物质。该功能与焊接方法武官，如果B的扩散距离增大，则为了在扩散范围内确保一定的B浓度，考虑必须增加B含量。因此，能够假定焊接金属中的所需B量与扩散距离D_B(μm)成比例。

B的扩散距离D_B(μm)由焊接时的冷却方式(即冷却经历)决定。在钢中的B扩散被认为是紧接在焊接金属凝固后发生的，因此，对从1500℃到1100℃的冷却过程进行研究。就是说，为每种焊接方法决定板厚和坡口形状并且大致确定焊接输入热量Q(即单位焊接长度的输入热量(kJ/cm))，热影响部的冷却方式对应于该焊接输入热量Q(kJ/cm)地变化。因此，在由各焊接方法形成的实际焊接接头中，实际测量温度，求出从1500℃到1100℃的冷却时间、冷却速度并能够有扩散方程式算出B的扩散距离D_B(μm)。在这样算出的扩散距离D′_B(μm)与焊接输入热量Q之间有着良好的相互关系，这用根据按经验求出的关系式来表示。不过，当焊接方法不同时，焊接输入热量Q(kJ/cm)即便相同，从1500℃到1100℃的冷却速度是不同的，因此，B的计算扩散距离D′_B(μm)与焊接输入热量Q(kJ/cm)的关系式必须按照每种焊接方法来设定。

就是说，在焊接输入热量为100kJ/cm以上的大量输入热型气电焊的场合下，计算扩散距离D′_B(μm)用下式(4)表示。

D′_B＝0.23×1n(Q)-0.5 (4)

此外，在焊接输入热量为100kJ/cm以上的大量输入热型埋弧焊的场合下，计算扩散距离D′_B(μm)用下式(5)表示。

D′_B＝0.42×1n(Q)-1.9 (5)

此外，在电渣焊的场合下，由于焊接时的热周期与埋弧焊焊一样，所以与(5)一样的关系也成立。

随后，根据接头的热影响部的韧性和B的扩散距离的实测值，按照经验得到比例系数0.003。即，焊接金属中的B含量(重量％)的下限用0.003×D′_B表示。

就是说，在B含量(重量％)不到用下式(6)算出的指标α的值的场合下，得不到提高焊接金属和焊接热影响部的低温韧性的效果。

α＝0.003×D′_B (6)

D′_B是B的计算扩散距离(μm)。

另一方面，如果B含量0.01重量％，则焊接金属和热影响部的淬透性过高，不仅发生焊接金属和焊接热影响部的高温开裂，而且因生成马氏体相而使低温韧性恶化。

因此，B含量(重量％)必须满足下式(1)。

f(Q)≤[B]≤0.01 (1)

Q：焊接输入热量(kJ/cm)

f(Q)：Q的函数

[B]：B的含量(重量％)。

在这里，在焊接输入热量为100kJ/cm以上的大量输入热型气电焊的场合下，计算扩散距离D′_B(μm)能够用上述式(4)精确地算出，由此成为：

f(Q)＝0.003×{0.23×1n(Q)-0.5} (2)

而在焊接输入热量为100kJ/cm以上的大量输入热型埋弧焊的场合下，计算扩散距离D′_B(μm)能够用上述式(5)精确地算出，由此成为：

f(Q)＝0.003×{0.42×1n(Q)-1.9} (3)

在电渣焊的场合下，和式(3)一样的关系也成立。

为了把焊接金属调节到上述规定的适当范围内，必须为每种焊接方法考虑所焊接的钢板成分、焊丝和焊剂的成分。

在本发明中，说明优选的钢材。

从确保焊接热影响部的韧性的观点出发，作为用于大量输入热型焊接的钢材，优选抑制合金元素添加量的钢材。例如，优选利用TMCP(热机理控制法)的低碳钢(Ceq≤0.45％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15)。例如，代表的钢板的成分为：C 0.03重量％-0.15重量％，Si 0.05重量％-0.50重量％，Mn 0.5重量％-2.5重量％，P 0.006重量％以下，S 0.006重量％以下，Al 0.005重量％-0.06重量％，Ni 1.50重量％以下。此外，为防止热影响部组织变粗大，我们认为优选添加Ti 0.01重量％-0.04重量％和N 0.003重量％-0.008重量％并使TiN颗粒分散于钢中的钢材。在本发明所用的钢板中，为确保钢材强度，如果需要，最好添加：Ni 3.0重量％以下，Nb 0.1重量％以下，V 0.10重量％以下，Cr 1.0重量％以下，Cu 1.5重量％以下，Mo 0.8重量％以下，B 0.0003重量％-0.0040重量％，为了防止热影响部组织变粗大，添加Ca 0.0005重量％-0.0040重量％和/或稀土元素(REM)0.001重量％-0.020重量％。除了TiN外，也可以是Ca和REM的氧化物及硫化物弥散于钢中。

以下，在本发明中说明优选用于每种焊接方法的焊丝和焊剂。

在气电焊的情况下，从焊接效率、作业性的观点出发，采用细焊丝(1.6毫米左右)即管状焊丝(FCW)，为了增加熔融量，最好在焊剂中大量加入以铁粉为主的合金粉。气电焊的焊接金属成分调整主要因在FCW的焊剂中添加了合金而容易进行。例如，优选Ni、Cr、稀土元素等以各自粉末的形式、Mn、Nb等以FeMn、FeNb等铁合金形式、B等以B203等氧化物形式并按照所需量被添加在焊剂中的方法。另外，必须考虑钢板向焊接金属的稀释地决定添加量。

在埋弧焊的情况下，从确保焊接效率、作业性、焊接金属的机械特性等的观点出发，使用粗细为4.0毫米-6.4毫米的实心焊丝和烧结焊剂。尤其是，在一次性大量输入热型焊接中，为增加熔融量，最好采用多电极化(即串联电极焊接、三电极焊接)和含铁粉的焊剂。在埋弧焊中，尽管都可以对焊丝、焊剂添加合金并由此进行焊接金属成分调节，但在焊丝的场合下，最好选择考虑了拉伸加工性的合金添加法，而在焊剂的场合下，最好选择考虑了焊接作业性等的合金添加法。

在电渣焊的场合下，从工作效率、施工方便性考虑而广泛采用使用细(1.6毫米左右)的实心焊丝和熔融型焊剂的非自耗电极型电渣焊。在非自耗型电渣焊中，焊接金属的成分调节主要是通过往实心焊丝中添加合金来进行的，必须考虑钢板向焊接金属的稀释地决定添加量。

另外，本发明适用的焊接方法除气电焊、埋弧焊和电渣焊外也能适用于气体保护电弧焊。

不过，为了利用焊接金属中的B向焊接热影响部的扩散，而扩散效果在采用焊接热影响部的韧性显著恶化且冷却速度慢的大量输入热型焊接的场合中明显，所以尤其是在焊接输入热量在100千焦/厘米以上的场合下，获得显著效果。

这样一来，通过在焊接金属中添加适量的B，能够提高通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接焊接钢板而成的焊接接头的焊接金属及焊接热影响部的低温韧性。

实施例1

进行焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型气电焊并制造钢板的焊接接头。

钢板的厚度和成分如表1所示。此外，用于所用的气电焊的含焊剂的焊丝(以下称为焊丝)的成分如表2所示。表2所示的各元素含量(重量％)表示占焊丝总质量(即钢制外皮与焊剂的合计质量)的比例。

焊接条件如表3所示。在制造钢板B(厚40毫米)和钢板C(厚60毫米)的焊接接头时，为防止焊接缺陷，一边在板厚方向上使焊丝振动，一边进行焊接。

这样，使钢板A-C与焊丝1-31以各种方式组合起来，在100千焦/厘米以上的焊接输入热量下进行气电焊，由此制成其形状如图1所示的焊接接头。制造各焊接接头时的焊接输入热量(kJ/cm)和所获得的焊接金属的成分(重量％)如表4所示。

另外，如图2所示，在磨削掉各焊接接头的表面1毫米后，分别从焊接金属和焊接热影响部上切出三片焊接试验片(JIS4号的2毫米V切口试验片)，按照JIS Z 2242的规定进行处理并进行摆锤冲击试验。切口位置取焊接金属中央部和熔融线与切口相交的焊接热影响部(所谓的接合部)。-40℃的摆锤吸收能vE_-40(J)是试验片三个的平均值并如表4所示。表4中的α值是用(2)式算出的值。

以下，说明表4。发明例1-12是焊接输入热量(kJ/cm)及焊接金属成分(重量％)满足本发明范围的例子。

比较例1-6是B含量在(1)式范围外的例子。比较7、8是碳含量在本发明范围外的例子。比较例9是硅含量在本发明范围外的例子。而比较例10、11是锰含量在本发明范围外的例子，比较例12、13是镍含量在本发明范围外的例子。而比较例14是铬含量在本发明范围外的例子，比较例15是钼含量在本发明范围外的例子。而且，比较例16是钒含量在本发明范围外的例子，比较例17、18是钛含量在本发明范围外的例子，比较例19、20是稀土元素含量在本发明范围外的例子。

在发明例1-12中，焊接金属和焊接热影响部的-40℃的吸收能为80焦耳以上，在此获得了有出色的低温韧性的焊接接头。另一方面，在比较1、3、5中，由于B含量小于(1)式的范围下限，所以焊接金属中的一次铁素体的抑制和焊接热影响部的氮的固定不充分，焊接金属和焊接热影响部的低温韧性恶化。

在比较例2、4中，因为B含量超过(1)式的范围上限，所以在焊接金属中发生开裂并且不能取样。另外，在比较例6中，由于B含量超过(1)式的范围上限，所以生成马氏体相并由此使焊接金属和焊接热影响部的低温韧性恶化。

在比较例7、10、12、17、19中，由于碳、锰、镍、钛和稀土元素的含量分别小于本发明范围的下限，所以焊接金属的低温韧性恶化。

在比较例8、13中，由于碳、镍含量分别超过本发明的上限，所以在焊接金属中产生开裂并不能取样。

在比较例9、11、14、15、16、18、20中，由于硅、锰、铬、钼、钒、钛和稀土元素的含量分别超过本发明范围的上限，所以焊接金属的低温韧性恶化。

而在本发明中，能够确认，可以提高通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接焊接钢板而成的焊接接头的焊接金属及焊接热影响部的低温韧性。

实施例2

进行焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型埋弧焊并制作钢板的焊接接头。

钢板的成分和厚度如表5所示。在焊接中，使用了粗细为6.4毫米的实心焊丝和含铁粉的焊剂(相当于JIS Z 3352的FS-BT1)并且进行双电极的埋弧焊(所谓的串联埋弧焊)。其焊接条件如表6所示。

这样，在100千焦/厘米以上的大量输入热的情况下进行埋弧焊，用钢板D-F制造其形状如图3所示的焊接接头。制造各焊接接头时的焊接输入热量(千焦/厘米)和所获得焊接金属的成分(重量％)如表7所示。

另外，如图4所示，在削掉各焊接接头的表面1毫米后，分别从焊接金属和焊接热影响部(接合部)上切出试验片(JIS4号的2毫米V切口试验片)，按照JIS Z 2242的规定进行处理并进行摆锤冲击试验。切口位置取焊接金属中央部和熔融线与切口相交的焊接热影响部(所谓的接合部)。-40℃的吸收能vE_-40(J)是试验片三个的平均值并如表7所示。表7中的α值是用(3)式算出的值。

以下，说明表7。发明例13-24是焊接输入热量(千焦/厘米)和焊接金属成分(重量％)满足本发明范围的例子。

比较例21-26是B含量在(1)式范围外的例子。而比较例27、28是碳含量在本发明范围外的例子。比较例29是硅含量在本发明范围外的例子。比较例30、31是锰含量在本发明范围外的例子，比较例32、33是镍含量在本发明范围外的例子。而且，比较例34是铬含量在本发明范围外的例子，比较例35是钼含量在本发明范围外的例子。此外，比较例36是钒和铌的含量在本发明范围外的例子，比较例37、38是钛含量在本发明范围外的例子，比较例39、40是稀土元素含量在本发明范围外的例子。

在发明例13-24中，焊接金属和焊接热影响部的-40℃的吸收能为80焦耳以上，在此获得具有出色的低温韧性的焊接接头。

另一方面，在比较例21、23、25中，由于B含量小于(1)式范围的下限，所以焊接金属中的一次铁素体的抑制和焊接热影响部的氮固定不够强，焊接金属和焊接热影响部的低温韧性恶化。

在比较例22、24中，由于B含量超过(1)式范围的上限，所以在焊接金属中出现开裂并不能取样。另外，在比较例26中，由于B含量超过(1)式范围的上限，所以生成上贝氏体和马氏体相并由此使焊接金属和焊接热影响部的低温韧性恶化。

在比较例28、33中，由于碳、镍含量分别超过本发明范围的上限，所以在焊接金属中发生开裂并不能取样。

在比较例29、31、34、35、36、38、40中，由于硅、锰、铬、钼、钒、钛和稀土元素的含量超过本发明范围的上限，焊接金属的低温韧性恶化。

实施例3

进行焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型电渣焊并制作钢板的焊接接头。

钢板的成分和厚度如表8所示。在焊接中，使用了粗细为1.6毫米的实心焊丝和相当于JIS Z 3353的FS-FG3的焊剂，进行非自耗电极型电渣焊。其焊接接头的形状如图5所示，接合表9所示的3块钢板并在焊接条件下制造焊接接头。

在制造焊接接头时，为获得完好熔合，一边在薄板厚度方向上使焊丝振动，一边进行焊接。在侧板上使用了相当于JIS-SN490的扁钢。

在制造各焊接接头时的焊接输入热量(千焦/厘米)和所获得的焊接金属的成分(重量％)如表10所示。

另外，如图6所示，分别在各焊接接头的焊接金属宽度最大部位上从焊接金属和焊接热影响部(接合部)上切出试验片(JIS4号的2毫米V切口试验片)，按照JIS Z 2242的规定进行处理并进行摆锤冲击试验。切口位置取焊接金属中央部和与表面板侧的熔融线相连的焊接热影响部(接合部)。-20℃的吸收能vE_-20(J)是三个试验片的平均值并如表10所示。表10中的α值是用(3)式算出的值。

以下，说明表10。发明例1-12是焊接输入热量和焊接金属成分(重量％)满足本发明范围的例子。

比较例1-6是B含量在(1)式范围外的例子，而比较例7、8是碳含量在本发明范围外的例子。比较例9是硅含量在本发明范围外的例子。比较例10、11是锰含量在本发明范围外的例子，比较例12、13是镍含量在本发明范围外的例子。而比较例14是铬含量在本发明范围外的例子，比较例15是钼含量在本发明范围外的例子。而比较例16是钒含量在本发明范围外的例子，比较例17、18是钛含量在本发明范围外的例子，比较例19、20是稀土元素含量在本发明范围外的例子。

在发明例1-12中，焊接金属和焊接热影响部的-20℃的吸收能为80焦耳以上，在此获得了具有出色的低温韧性的焊接接头。

另一方面，在比较例1、3、5中，由于B含量小于(1)式范围的下限，所以焊接金属中的一次铁素体的抑制和焊接热影响部的氮固定不充分，焊接金属和焊接热影响部的低温韧性恶化。

在比较例2、4中，由于B含量大于(1)式范围的上限，所以硼在焊接金属和焊接热影响部中过剩，生成上贝氏体和马氏体并使韧性恶化。

在比较例7、10、12、17、19中，由于碳、锰、镍、钛、稀土元素的含量分别小于本发明范围的下限，所以焊接金属的低温韧性恶化。

在比较例8、9、11、13、14、15、16、18、20中，由于碳、锰、铬、镍、钼、钒、铌、钛和稀土元素的含量超过本发明范围的上限，所以焊接金属的韧性恶化。

在本发明中，能够提高通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接焊接钢板而成的焊接接头的焊接金属及焊接热影响部的低温韧性。

表2

表3

钢板编号	板厚(mm)	坡口形状	坡口角度(°)	对接间隙(mm)	焊丝外径(mm)	电流(A)	电压(V)	振幅(mm)	次数	焊接姿势
钢板编号	板厚(mm)	坡口形状	坡口角度(°)	对接间隙(mm)	焊丝外径(mm)	电流(A)	电压(V)	振幅(mm)	次数	焊接姿势	A	19	V	20	5	1.6	380	35	-	1	竖立
B	40	V	25	5	1.6	400	40	25	1	竖立	A	19	V	20	5	1.6	380	35	-	1	竖立
B	40	V	25	5	1.6	400	40	25	1	竖立	C	60	V	20	8	1.6	420	42	40	1	竖立

Claims

1、焊接接头，它是通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接来焊接钢板而成的焊接接头，其特征在于，所述焊接接头的焊接金属具有以下成分：C 0.03质量％-0.12质量％，Si 0.10质量％-0.80质量％，Mn 0.80质量％-2.50质量％，Ni 0.50质量％-3.00质量％，Cr 0.50质量％以下，Mo 0.50质量％以下，Ti 0.01质量％-0.10质量％，稀土元素0.0010质量％-0.0050质量％，并且B的含量(质量百分比)满足下式(1)，所述焊接接头还含有铁和不可避免的杂质，

f(Q)≤[B]≤0.01 (1)

Q：焊接输入热量(千焦/厘米)

f(Q)：Q的函数

[B]：B的含量(质量百分比)，

其中，当所述大量输入热型焊接是大量输入热型气电焊时，f(Q)是根据下式(2)的函数，

f(Q)＝0.003×{0.23×1n(Q)-0.5} (2)

1n(Q)：Q的自然对数，

而当所述大量输入热型焊接是大量输入热型埋弧焊或者大量输入热型电渣焊时，f(Q)是根据下式(3)的函数，

f(Q)＝0.003×{0.42×1n(Q)-1.9} (3)。

2、如权利要求1所述的焊接接头，其特征在于，所述焊接接头的焊接金属除了上述成分外还含有0.10质量％以下的V和0.10质量％以下的Nb。

3、焊接方法，它是通过焊接输入热量在100千焦/厘米以上的大量输入热型焊接来焊接钢板的焊接方法，其特征在于，焊接金属具有以下成分：C 0.03质量％-0.12质量％，Si 0.10质量％-0.80质量％，Mn 0.80质量％-2.50质量％，Ni 0.50质量％-3.00质量％，Cr 0.50质量％以下，Mo 0.50质量％以下，Ti 0.01质量％-0.10质量％，稀土元素0.0010质量％-0.0050质量％，并且B的含量(质量百分比)满足下式(1)，所述焊接接头还含有铁和不可避免的杂质，

f(Q)≤[B]≤0.01 (1)

Q：焊接输入热量(千焦/厘米)

f(Q)：Q的函数

[B]：B的含量(质量百分比)，

f(Q)＝0.003×{0.23×1n(Q)-0.5} (2)

1n(Q)：Q的自然对数，

f(Q)＝0.003×{0.42×1n(Q)-1.9} (3)。

4、如权利要求3所述的焊接方法，其特征在于，所述焊接金属除了上述成分外还含有0.10质量％以下的V和0.10质量％以下的Nb。