CN102753300A - 超高强度焊接接头及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供下述焊接接头以及通过使用激光复合焊接进行单道焊接来制造该焊接接头的方法，所述焊接接头是使用含有马氏体单相组织的焊接金属且板厚为4～12mm的钢板而得到的强度和韧性优异的超高强度焊接接头，其在垂直于焊接方向的截面中，具有钢板表层的焊接金属的宽度W1为2.0mm～7.0mm、距离钢板表层为板厚的3/4的位置的焊接金属的宽度W2为0.5mm～2.4mm的焊接金属的截面形状，并且焊接金属含有C：高于0.09%且为0.24%以下、Si：0.2～1.0%、Mn：0.5～2.5%、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.004～0.08%、Ti：0.005～0.15%、O：0.005～0.05%、Ni：1.0～9%，而且碳当量(Ceq)为0.40～1.00%，由式{([Si]+[Mn])/40+[Al]+[Ti]}所定义的Y为0.07～0.20%。

Description

超高强度焊接接头及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过将抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板使用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接进行单道焊接而得到的超高强度焊接接头及其制造方法，具体而言涉及-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)为27J/cm2以上的强度及韧性优异、且适用于建筑机械和产业机械等的超高强度焊接接头。
背景技术
近年来，建筑物的大型化、高层化的需求增加，为缩短建设工期、削减施工成本，要求建设中使用的起重机等建筑机械和产业机械进一步大型化、高功能化。为满足这种要求，建筑机械、产业机械中使用的钢板的高强度化取得了进展，最近已在使用抗拉强度超过1100MPa的超高强度钢板。
以往，在钢板的焊接中一直使用手工焊接、气体保护弧焊、埋弧焊接等。但是，近年来为了实现钢板焊接的高效率化，探讨使用组合了激光和气体保护弧焊的激光复合焊接。
作为激光复合焊接的方法，有通过气体保护弧焊形成熔池后对其进行激光照射的方法、或者通过照射激光赋予高密度的线能量来使钢板熔融后对其进行气体保护弧焊的方法。
当钢板的焊接采用激光复合焊接时，可获得比以往的焊接更深的熔深，因此，若钢板的板厚在12mm以下即可进行单道焊接，能高效地焊接钢板。
作为使用激光复合焊接来焊接钢板的方法，已提出有专利文献1和专利文献2中记载的技术。
在专利文献1中公开了一种超高强度焊接钢管的制造方法，其使用显微组织为铁素体和回火马氏体和下部贝氏体的混合组织且抗拉强度为800MPa以上的钢板，将该钢板成形至管状后，利用激光复合焊接法将对接部焊接。
另外，在专利文献2中公开了一种超高强度高变形性焊接钢管的制造方法，其使用铁素体+贝氏体、铁素体+马氏体、以及铁素体+贝氏体+马氏体中任一者以面积分率计为90%以上且抗拉强度为900MPa以上的钢板，将该钢管成形至管状后，利用激光复合焊接法将对接部焊接。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008-23569号公报
专利文献2：日本特开2008-248315号公报
发明内容
发明要解决的课题
为了将板厚为4～12mm的钢板高效地焊接，优选使用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接来进行单道焊接。
当钢板的板厚为4mm以上时，除抗拉强度外对韧性也有要求。特别是作为建筑机械和产业机械中使用的焊接接头，大多要求-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)在27J/cm2以上。为此，板厚为4mm以上且应用了激光复合焊接的钢板限于钢板的抗拉强度为1050MPa左右为止，没有对激光复合焊接在抗拉强度为1100MPa以上的超高强度钢中的应用进行探讨的例子。
若对抗拉强度为1100MPa以上的钢进行激光复合焊接，则焊接金属的组织成为马氏体单相，而且由于是单道焊接，因此焊接金属在凝固的状态下被使用，从而很难确保焊接金属的韧性。为此，希望有即使在对抗拉强度为1100MPa以上的钢板进行激光复合焊接的情况下也能满足焊接金属的强度和韧性的技术。
本发明是鉴于上述课题而完成的发明，其目的在于提供即使在将厚度为4～12mm且抗拉强度为1100MPa以上的钢板使用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接进行单道焊接的情况下、也能满足抗拉强度和韧性的焊接金属以及超高强度焊接接头。
用于解决课题的手段
在抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板的焊接中，为了确保焊接接头的抗拉强度，焊接金属必须为马氏体单相的组织。
在激光束单独的焊接中，焊接金属是凝固状态的组织，马氏体的板条块及板条束变粗大，因此很难确保韧性。另一方面，若仅通过气体保护弧焊来进行单道焊接，则需要较高的线能量，因此冷却速度会变慢，很难确保焊接金属和焊接接头整体的抗拉强度。
为此，本发明人们想到了组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接。本发明人认为激光复合焊接利用气体保护弧焊来形成含有氧的焊接金属，对其使用激光束，以较少的线能量使其较深地熔透，与以往的气体保护弧焊相比，能以非常快的冷却速度进行焊接，由此能在焊接金属内使微细的氧化物分散并结晶析出，因此马氏体的组织(板条块或板条束等)微细，即使焊接金属的组织是马氏体单相也能确保充分的韧性。
本发明人们针对通过利用激光复合焊接进行单道焊接而得到的焊接金属以及焊接接头，对能够通过确保可获得强度的淬透性并使氧化物在焊接金属中微细地分散并结晶析出来获得抗拉强度和韧性优异的焊接金属的最佳焊接金属的组成进行了反复研究。其结果发现：通过使C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B的含量分别在规定的范围内，能使焊接金属的组织为马氏体单相，而且，通过使氧量和作为脱氧或氧化物形成元素的Si、Mn、Al、Ti的含量分别在规定的范围内，能在焊接金属内使适量的微细的氧化物分散并结晶析出，可确保焊接金属的强度和韧性。
本发明如下所述。
(1)一种强度和韧性优异的超高强度焊接接头，其特征在于，其是使用含有马氏体单相组织的焊接金属且板厚为4～12mm的钢板而得到的超高强度焊接接头，在垂直于焊接方向的焊接接头的截面中，将钢板表层的焊接金属的宽度设为W1、将距离钢板表层为板厚的3/4处的焊接金属的宽度设为W2，具有W1为2.0mm～7.0mm且W2为0.5mm～2.4mm的焊接金属的截面形状，
上述焊接金属按质量%计含有C：高于0.09%且为0.24%以下、Si：0.2～1.0%、Mn：0.5～2.5%、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.004～0.08%、Ti：0.005～0.15%、O：0.005～0.05%、Ni：1.0～9%，而且，由下述(式1)所定义的碳当量(Ceq)为0.40～1.00%，且由下述(式2)所定义的Y为0.07～0.20%，余量包含不可避免的杂质及Fe。
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14        (式1)
Y=([Si]+[Mn])/40+[Al]+[Ti]        (式2)
(式1)和(式2)中，带[]的元素表示各元素的含量(质量%)。另外，在(式1)中未含有的元素按含量为0%来计算。
(2)根据上述(1)所述的强度和韧性优异的超高强度焊接接头，其特征在于，上述焊接金属按质量%计还含有Cr：0.1～2.0%、Mo：0.1～1.5%、V：0.005～0.2%、Nb：0.005～0.1%、Cu：0.01～1.0%、B：0.0005～0.01%中的1种或2种以上。
(3)一种超高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，其是使用实芯焊丝并利用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接对抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板进行单道焊接从而制造上述(1)或(2)所述的超高强度焊接接头的方法，
上述钢板按质量%计含有C：0.10～0.25%、Si：0.03～1.0%、Mn：0.5～2.5%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、Al：0.002～0.1%、N：0.001～0.006%、O：0.001～0.004%，还含有Ni：0.01～6.0%、Cr：0.1～2.0%、Mo：0.1～2.0%、V：0.01～0.2%、Ti：0.01～0.20%、Nb：0.005～0.2%、Cu：0.005～1.0%、B：0.0002～0.030%、Ca：0.0006～0.0100%中的1种或2种以上，由下述(式1)所定义的Ceq为0.4～1.2%，余量包含不可避免的杂质及Fe，
对上述钢板进行激光复合焊接时使用的实芯焊丝按质量%计含有C：0.4%以下、Si：1.5%以下、Mn：4.0%以下、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.08%以下，还含有Ti：0.30%以下、Ni：12.0%以下、Cr：3.0%以下、Mo：3.0%以下、V：0.3%以下、Nb：0.30%以下、Cu：1.5%以下、B：0.0150%以下中的1种或2种以上，余量包含不可避免的杂质及Fe，
当使用上述实芯焊丝对上述钢板进行激光复合焊接时，在气体保护弧焊中，作为保护气体，使用在Ar或He气体中混合了2～5%的O2气体或5～25%的CO2气体的混合气体。
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14        (式1)
(式1)中，带[]的元素表示各元素的含量(质量%)。
(4)一种超高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，其是使用药芯焊丝并利用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接对抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板进行单道焊接从而制造上述(1)或(2)所述的超高强度焊接接头的方法，
上述钢板按质量%计含有C：0.10～0.25%、Si：0.03～1.0%、Mn：0.5～2.5%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、Al：0.002～0.1%、N：0.001～0.006%、O：0.001～0.004%，还含有Ni：0.01～6.0%、Cr：0.1～2.0%、Mo：0.1～2.0%、V：0.01～0.2%、Ti：0.01～0.20%、Nb：0.005～0.2%、Cu：0.005～1.0%、B：0.0002～0.030%、Ca：0.0006～0.0100%中的1种或2种以上，由下述(式1)所定义的Ceq为0.4～1.2%，余量包含不可避免的杂质及Fe，
对上述钢板进行激光复合焊接时使用的药芯焊丝作为合金成分按相对于焊丝整体的质量%计含有C：0.4%以下、Si：1.5%以下、Mn：4.0%以下、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.08%以下，还含有Ti：0.30%以下、Ni：12.0%以下、Cr：3.0%以下、Mo：3.0%以下、V：0.3%以下、Nb：0.3%以下、Cu：1.5%以下、B：0.0150%以下中的1种或2种以上，余量包含不可避免的杂质及Fe，
当使用上述药芯焊丝对上述钢板进行激光复合焊接时，在气体保护弧焊中，作为保护气体，使用在Ar或He气体中混合了5%以下的O2气体或25%以下的CO2气体的混合气体、纯Ar气体或者纯He气体中的任一种。
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14    (式1)
(式1)中，带[]的元素表示各元素的含量(质量%)。
发明的效果
本发明是通过利用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接对抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板进行单道焊接而得到的生产率优异的超高强度焊接接头，而且，得到的焊接金属由通过在焊接金属内结晶析出的微细的氧化物进行了微细化后得到的马氏体单相组织构成，因此尽管焊接金属的组织是由马氏体单相构成的凝固状态的组织，但是由于抗拉强度为1100MPa以上且-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)为27J/cm2以上，因此能够用于可能会在寒冷地区使用的建筑机械和产业机械中，产业上的效果非常大。
附图说明
图1是用以说明焊接接头的截面形状的截面图。
图2是用以说明钢板的坡口形状的截面图。
图3是表示-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)与由Y=([Si]+[Mn])/40+[Al]+[Ti]定义的数值的关系的图表。
图4是用以说明在焊接接头的抗拉强度、韧性、焊接金属的组成的测定中使用的焊接接头拉伸试验片、夏比冲击试验片、成分分析试样的采集要领和维氏硬度测定的要领的截面示意图。
具体实施方式
以下详细说明本发明的实施方式。
“超高强度焊接接头”
本发明的超高强度焊接接头是指将由具有抗拉强度为1100MPa～1700MPa且-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)为27J/m2以上的特性的超高强度钢构成、且板厚为4～12mm的钢板进行焊接而形成的超高强度焊接接头，其含有马氏体单相组织的焊接金属。
进而，如图1所示，本发明的超高强度焊接接头在垂直于焊接方向的焊接接头的截面中，将钢板表层(即将配置焊接手段的一侧的钢板表面连结的线上)的焊接金属的宽度设为W1、将距离钢板表层为板厚的3/4处的焊接金属的宽度设为W2，具有W1为2.7～7.0mm且W2为0.5mm～2.4mm的焊接金属的截面形状，由于该焊接金属具有特定的化学组成且由微细化的马氏体单相组织构成，因此焊接接头的抗拉强度为1100MPa以上且-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)为27J/m2以上。
首先，关于焊接金属的化学组成，对各成分的限定理由进行说明。另外，各成分中的%表示质量%。
[C：高于0.09%且为0.24%以下]
C是马氏体组织中对强度表现最为重要的元素。当C的含量少时，无法充分获得焊接金属的抗拉强度，因此必须高于0.09%。但当超过0.24%地过剩地含有C时，焊接金属的韧性劣化。因此，C的含量高于0.09%且为0.24%以下。另外，为了稳定地确保焊接金属的强度和韧性，C的下限可以为0.11%、0.12%或0.14%，C的上限可以为0.20%、0.18%或0.16%。
[Si：0.2～1.0%]
Si是脱氧元素，具有减少焊接金属中的氧(O)来提高纯度的作用。另外，焊接金属中残留的Si由于形成氧化物而有助于组织的微细化，因此还具有提高韧性的作用。为了获得这些效果，必须使Si的含量在0.2%以上。另一方面，当焊接金属中的Si含量超过1.0%而过剩时，氧化物变粗大，焊接金属的韧性显著劣化。因此，焊接金属中的Si含量为0.2～1.0%。另外，为了稳定地确保焊接金属的韧性，Si的下限可以为0.25%、0.3%或0.35%，Si的上限可以为0.8%、0.7%或0.6%。
[Mn：0.5～2.5%]
Mn是确保焊接金属的淬透性来提高强度的元素。另外，Mn具有在焊接金属中形成氧化物使组织微细化从而提高韧性的效果。为了获得这些效果，必须使Mn的含量为0.5%以上。另一方面，当焊接金属中Mn的含量超过2.5%时，会在焊接金属中过剩地产生残留奥氏体。其结果是，晶界脆化敏感度提高，焊接金属的韧性及耐焊接裂纹性劣化的可能性提高。因此，焊接金属中的Mn含量为0.5～2.5%。另外，为了稳定地确保焊接金属的强度和韧性，Mn的下限可以为0.7%、0.9%、1.0%或1.1%，Mn的上限可以为2.0%、1.9%、1.8%或1.7%。
[P：0.02%以下]
P是不可避免的杂质元素，由于会损害韧性因此必须尽量减少。当焊接金属中的P的含量为0.02%以下时，对焊接金属的韧性的不良影响是可允许的。因此，焊接金属中P的含量为0.02%以下。为了进一步提高韧性，可将P的上限限制为0.015%或0.010%。
[S：0.02%以下]
S也是不可避免的杂质元素，当在焊接金属中过多存在时会使韧性和延展性均劣化，因此优选尽量减少。当焊接金属中S的含量为0.02%以下时，对韧性、延展性的不良影响是可允许的。因此，焊接金属中S的含量为0.02%以下。为了进一步提高韧性，可将S的上限限制为0.015%、0.010%或0.06%。
[Al：0.004～0.08%]
Al是脱氧元素，与Si同样地具有减少焊接金属中的氧量来提高纯度的效果。另外，Al还具有在焊接金属中形成氧化物使马氏体的组织(板条块或板条束等)变微细的效果。为了发挥这些效果，必须使焊接金属中含有0.004%以上的Al。另一方面，当焊接金属中过剩地含有超过0.08%的Al时，会形成粗大的氧化物，该粗大氧化物会使韧性显著劣化。因此，焊接金属中Al的含量为0.004～0.08%。另外，为了充分获得提高焊接金属的韧性的效果，Al的下限可以为0.010%、0.015%或0.018%，另外，为了抑制粗大氧化物的产生，Al的上限可以为0.06%、0.04%或0.03%。
[Ti：0.005～0.15%]
Ti是焊接金属中有效的脱氧元素，并且是能够将焊接金属中的固溶N以氮化物的方式固定从而缓和固溶N对韧性的不良影响的元素。进而，Ti还具有形成氧化物而使马氏体的组织(板条块或板条束等)变微细的作用。为了利用Ti的这些作用而发挥焊接金属的韧性提高效果，必须使焊接金属中含有0.005%以上的Ti。另一方面，当焊接金属中Ti含量超过0.15%而过剩时，形成粗大的氧化物、以及显著出现因TiC的过度析出所引起的韧性劣化的可能性增大。因此，焊接金属中Ti的含量为0.005～0.15%。另外，为了充分获得焊接金属的韧性提高效果，Ti的下限可以为0.015%、0.025%或0.030%，Ti的上限可以为0.14%、0.12%或0.010%。
[O：0.005～0.05%]
通常O被认为是杂质，优选尽量减少，但在本发明中，为了使马氏体的组织微细化，事先使氧化物微细地分散于焊接金属中。这样的话，当在焊接后的冷却过程中马氏体相变时，氧化物会阻碍组织的生长而使组织(板条块或板条束等)变微细，使焊接金属的韧性得以改善。为了获得由这种氧化物的微细化效果而带来的韧性改善效果，必须使焊接金属中含有0.005%以上的O。另一方面，氧化物会成为延展性断裂的起点而使韧性下降。当含有超过0.05%的O时，与微细化带来的韧性改善相比，氧化物引起的韧性劣化的影响更大。
因此，焊接金属中O含量为0.005～0.05%。另外，为了充分获得氧化物对焊接金属的组织的微细化的有利效果，O含量的下限可以为0.010%、0.015%或0.020%，O的上限可以为0.045%、0.040%或0.035%。
[Ni：1.0～9%]
Ni是在固溶的状态下提高钢的韧性的元素，是唯一能够稳定地提高韧性而不受焊接金属的其它成分、组织影响的元素，特别是在高强度的焊接金属中对确保韧性而言是必需的元素。因此，必须含有1.0%以上的Ni。Ni含量越多对于提高韧性越有利，但当焊接金属中的含量超过9%时，韧性提高效果饱和。
因此，将焊接金属中的Ni含量限定在1.0～9%。另外，为了使Ni的效果确实有助于韧性提高，Ni的下限可以为1.6%、2.1%、2.6%。另外，Ni是高价的元素，可将其上限限制为7.5%、6.0%或5.0%。
含有以上的元素、余量包含不可避免的杂质及Fe的焊接金属是本发明的超高强度焊接接头中含有的焊接金属的基本构成，但在本发明中，为了进一步调节焊接金属的特定的机械性质，在焊接金属中根据需要还可以在以下的范围内进一步含有Cr、Mo、V、Nb、Cu、B中的1种或2种以上。
[Cr：0.1～2.0%]
Cr是通过提高淬透性从而对高强度化有效的元素，因此可以在焊接金属中含有0.1%以上的Cr。另一方面，当含有超过2.0%的Cr时，会使马氏体固化不均而使韧性显著劣化，因此含量的上限为2.0%。为了更稳定地获得Cr的效果，下限可以为0.2%或0.3%。Cr的上限可以为1.5%、1.2%、0.8%或0.5%。
[Mo：0.1～1.5%]
Mo是用于提高焊接金属的抗拉强度TS的淬透性提高元素。为了发挥该效果，可以在焊接金属中含有0.1%以上的Mo。另一方面，即使含有超过1.5%的Mo，高强度化的效果饱和。因此，焊接金属中含有Mo时的含量为0.1～1.5%。为了更稳定地获得Mo的效果，下限可以为0.2%或0.3%。Mo的上限可以为1.2%、1.0%、0.8%或0.6%。
[V：0.005～0.2%]
V是通过形成微细碳化物而利用析出强化来确保焊接金属的强度的有效元素。为了发挥该效果，可以在焊接金属中含有0.005%以上的V。另一方面，当焊接金属中含有超过0.2%的V时，会形成粗大的析出物而使韧性劣化。因此，焊接金属中含有V时的含量为0.005～0.2%。为了更稳定地获得V的效果，下限可以为0.02%、0.04%。根据需要，V的上限可以为0.18%、0.16%、0.12%或0.08%。
[Nb：0.005～0.1%]
Nb是铁素体稳定化元素，对减少残留奥氏体有效，而且对通过形成微细碳化物而利用析出强化来确保焊接金属的强度有效。为了发挥这些效果，可以在焊接金属中含有0.005%以上的Nb。另一方面，当在焊接金属中含有超过0.1%的Nb时，会形成粗大的析出物而使韧性劣化。因此，焊接金属中含有Nb时的含量为0.005～0.1%。为了更稳定地获得Nb的效果，下限可以为0.008%、0.010%。根据需要，Nb的上限可以为0.08%、0.06%、0.04%或0.03%。
[Cu：0.01～1.0%]
Cu是对强度提高有效的元素，为了充分获得焊接金属的强度提高效果，可以在焊接金属中含有0.01%以上的Cu。另一方面，当焊接金属中的Cu含量超过1.0%时，焊接金属的韧性会劣化。因此，焊接金属中含有Cu时的含量为0.01～1.0%。为了更稳定地获得Cu的效果，下限可以为0.05%或0.10%。为了提高韧性，Cu的上限可以为0.8%、0.6%、0.3%或0.2%。
[B：0.0005～0.01%]
B是提高淬透性而有助于提高焊接金属的强度的元素，而且还具有与焊接金属中的固溶N结合而形成BN来提高焊接金属的韧性的作用。为了切实地发挥这些效果，可以在焊接金属中含有0.0005%以上的B。另一方面，当含量超过0.01%时，B过剩，会形成粗大的BN或Fe23(C、B)6等B化合物而使韧性劣化。因此，将焊接金属中含有B时的含量限定为0.0005～0.01%。为了更稳定地获得B的效果，下限可以为0.0008%、0.0010%。为了提高韧性，B的上限可以为0.008%、0.006%、0.004%、0.003%或0.002%。
另外，在本发明中，为了确保超高强度焊接接头的焊接金属的抗拉强度(TS)，使下述(式1)所示的日本焊接协会标准(WES)中定义的淬火硬度的指标即碳当量(Ceq)为0.40～1.00%。
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14    (式1)
另外，(式1)中，带[]的元素表示各元素的含量(质量%)。另外，未含有的元素以含量为0%来计算。
上述(式1)所定义的Ceq表示焊接金属的淬火硬度。焊接金属为了确保目标抗拉强度，必须对焊接金属中的C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V的含量进行限定以使上述(式1)所定义的Ceq为0.40%以上。当Ceq低于0.40%时，由于淬火硬度不足而无法满足目标的抗拉强度(TS)1100MPa。另外，虽然上述(式1)所定义的Ceq越大淬火硬度越高，但当超过1.00%而过剩时，焊接金属的韧性会劣化。基于以上的理由，将上述(式1)所定义的Ceq限定在0.40～1.00%。为了提高焊接金属的抗拉强度，Ceq的下限可以为0.50%、0.60%、0.65%。为了减少焊接金属的韧性的劣化，Ceq的上限可以为0.90%、0.85%、0.80%。
另外，在本发明中，在焊接金属内使微细的氧化物结晶析出而使马氏体的组织(板条块或板条束等)微细化，确保高强度焊接接头的焊接金属的韧性。为了获得该效果，以下述(式2)所定义的Y值为0.07～0.20%的范围的方式来限定焊接金属中的Si、Mn、Al以及Ti的含量。
Y=([Si]+[Mn])/40+[Al]+[Ti]        (式2)
另外，(式2)中，带[]的元素表示各元素的含量(质量%)。
这里，用附图来说明上述(式2)所定义的Y与韧性的关系。
作为大型的建筑机械和产业机械中使用的焊接接头，优选-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)为27J/cm2以上。
为了达到此目标，本发明人认为，在焊接接头的焊接金属内使微细的氧化物结晶析出来使马氏体组织微细化，由此可提高韧性，对有助于氧化物的结晶析出的Si、Mn、Al以及Ti的含量与vE-40的关系进行了反复研究。
其结果是，Si、Mn、Al以及Ti均是使微细的氧化物结晶析出的元素，但在与氧结合而使微细的氧化物结晶析出的功能上存在较大的差异。
为此，本发明人基于它们的差异发现了限定Si、Mn、Al以及Ti的组成比的上述(式2)，并对上述(式2)所定义的Y与vE-40的关系进行了分析。
其结果如图3所示，可知当上述(式2)所定义的Y的值低于0.07%时或超过0.20%时，vE-40很难得到27J/cm2以上的值。其原因在于，当Y的值低于0.07%时，焊接金属内的氧化物的数量不足从而无法充分获得使马氏体微细化的效果，而当超过0.20%时，氧化物带来的马氏体组织的微细化效果饱和，而且氧化物的增加会使延展断裂特性的劣化加剧，任一情况下vE-40均不充分。
因此，将上述(式2)所定义的Y的值限定在0.07～0.20%的范围。另外，为了稳定地获得将马氏体微细化的效果，Y的下限可以为0.08%、0.09%、0.10%或0.12%，Y的上限可以为0.18%、0.17%、0.16%或0.15%。
接着，对垂直于焊接方向的焊接接头的截面形状的限定理由进行说明。
在本发明中，图1所示的截面形状中将钢板表层的焊接金属的宽度设为W1，将距离钢板表层为板厚的3/4处的焊接金属的宽度设为W2。此时，W1为2.0～7.0mm，且W2为0.5mm～2.4mm。这种形状的焊接金属可以通过将4～12mm的钢板使用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接进行单道焊接来得到。
通过在4～12mm的钢板的单道焊接中使用激光复合焊接，与使用气体保护弧焊进行单道焊接相比，可以大幅减少投入的线能量。通过大幅减少线能量，可获得较快的冷却速度，可在焊接金属中使氧化物微细地结晶析出，因此有助于马氏体的微细化，可提高焊接金属的韧性。
当W1低于2.0mm时，需要减少气体保护弧焊的熔敷量，为了减少熔敷量，必须大幅降低电流或电压以降低线能量。当电流、电压过低时，弧状态变得不稳定，因此容易产生焊接缺陷。另一方面，当W1超过7.0mm时，必须将气体保护弧焊的线能量设定地较高，冷却速度变慢，因此在焊接金属中使氧化物微细地结晶析出的量减少，导致韧性提高效果降低，因而不优选。
因此，W1的范围为2.0～7.0mm。根据需要，W1的下限可以为2.5mm或3.0mm，W1的上限可以为6.0mm、5.5mm或5.0mm。
当W2低于0.5mm时，在距离钢板表层为板厚的3/4处形成的焊接金属不含气体保护弧焊的焊丝成分及O的可能性提高，无法获得该部分的韧性提高效果，因而不优选。另外，当W2超过2.4mm时，需要大幅提高激光输出功率，由此金属蒸气的产生也会增加，焊接变得不稳定，因此产生焊接缺陷的可能性提高。
因此，在本发明中，W2的范围为0.5～2.4mm。根据需要，W2的下限可以为0.7mm或0.9mm，W2的上限可以为2.2mm、2.0mm或1.8mm。
另外，在本发明中，作为判断焊接金属的组织为马氏体单相组织的方法，采用下述方法：若从后述的焊接金属的维式硬度测定结果减去(式4)中求得的马氏体组织的硬度后得到的值在-20以上，则认为得到的焊接金属为马氏体单相。
“超高强度焊接接头的制造方法”
在制造本发明的超高强度焊接接头时，首先准备抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板作为母材钢板。
通过使用抗拉强度为1100MPa以上的钢板，得到作为大型的建筑机械和产业机械中使用的材料具有充分的强度的焊接接头。
另外，通过使钢板的厚度在4～12mm的范围内，能使用激光复合焊接来进行单道焊接，与进行多道焊接的情况相比，可得到优异的生产率。当钢板的厚度低于4mm时，无需使用激光复合焊接即可进行单道焊接。另外，当钢板的厚度超过12mm时，有时无法通过激光复合焊接来进行单道焊接。
接着，对母材钢板的组成中各成分的限定理由进行说明。另外，各成分中的%表示质量%。
[C：0.10～0.25%]
C是获得抗拉强度的重要元素，为了使钢板的抗拉强度为1100MPa以上，必须含有0.10%以上的C。但是，当含有超过0.25%的C时，韧性和耐低温裂纹性的劣化显著，因此将C含量限定为0.10～0.25%。根据需要，C的上限可以为0.20%、0.18%或0.16%，C的下限可以为0.11%或0.12%。
[Si：0.03～1.0%]
Si是脱氧元素，有助于保持钢的完善性、以及通过因焊接引起的母材稀释而使焊接金属中含有Si来提高焊接金属的韧性。因此，必须在钢板中含有最低为0.03%的Si。但是，当过剩地含有超过1.0%的Si时，强度提高，使韧性和低温裂纹性劣化而不优选，因此将Si的含量限定为0.03～1.0%。为了切实地进行脱氧，Si的下限可以为0.10%或0.15%。Si的上限可以为0.5%、0.4%或0.3%。
[Mn：0.5～2.5%]
Mn是用于确保淬透性来提高强度所必须的元素。另外，还是有助于通过因焊接引起的母材稀释而使焊接金属中含有Mn来提高焊接金属的韧性的元素。为了获得该效果，必须含有0.5%以上的Mn。另一方面，当含有超过2.5%的Mn时，晶界脆化敏感度增加而韧性劣化、耐低温裂纹性劣化的可能性提高，因此将Mn含量限定为0.5～2.5%。根据需要，Mn的下限可以为1.0%、1.2%或1.5%，Mn的上限可以为2.3%、2.1%或1.9%。
[P：0.02%以下]
P是不可避免的杂质元素，由于会损害母材及焊接热影响部的韧性，因此必须尽量减少，但当钢板中P的含量为0.02%以下时，对韧性的不良影响是可允许的，因此P的含量为0.02%以下。为了提高韧性，P的上限可以为0.015%、0.012%或0.010%。
[S：0.01%以下]
S也是不可避免的杂质元素，当在钢板中过多存在时会使韧性和延展性均劣化，因此优选尽量减少。当S的含量为0.02%以下时，对韧性、延展性的不良影响是可允许的，因此S的含量为0.02%以下。为了提高韧性和延展性，S的上限可以为0.008%、0.006%或0.005%。
[Al：0.002～0.1%]
Al是脱氧元素，与Si同样地具有减少钢板中的氧量来提高钢的纯度的效果。另外，有助于通过因焊接引起的母材稀释而使焊接金属中含有Al从而在焊接金属中形成氧化物来提高韧性。因此，必须在钢板中含有0.002%以上的Al。另一方面，当过剩地含有超过0.1%的Al时，会形成粗大的氧化物，会损害韧性，因此Al含量为0.002～0.1%。为了切实地进行脱氧，Al的下限可以为0.010%或0.015%。为了避免生成粗大的氧化物，Al的上限可以为0.081%、0.070%、0.060%或0.050%。
[N：0.001～0.006%]
N在微量的情况下在钢板的加热时形成微细的氮化物使加热奥氏体粒径微细化而有助于韧性。因此，钢板中的含量必须为0.001%以上。另一方面，当含有超过0.006%的N时，固溶N量增加而使韧性劣化，因此N的含量为0.001～0.006%。为了提高韧性，N的上限可以为0.005%或0.0045%。
[O：0.001～0.004%]
氧(O)是不可避免的杂质，在钢板中形成氧化物。通常钢板中的氧化物粗大，是使韧性劣化的主要原因，因此优选尽量减少。当钢板中的O为0.004%以下时可忽略对韧性的不良影响。另外，为了将O减少至0.001%以下，在炼钢工序中除去O的成本提高。因此，O的含量为0.001～0.004%。为了提高韧性，O的上限可以为0.003%或0.0025%。
含有以上的元素、余量由不可避免的杂质及Fe构成的组成是本发明的超高强度焊接接头中使用的钢板的基本组成，在本发明中，为了调节钢板的特定的机械性质，根据需要可以在以下的含量范围内进一步含有Ni、Cr、Mo、V、Ti、Nb、Cu、B、Ca中的1种或2种以上。
[Ni：0.01～6.0%]
Ni是唯一有助于提高淬透性来提高强度的同时提高韧性的元素。为了获得提高强度和韧性的效果，可以在钢板中添加0.01%以上的Ni。Ni添加越多，越有助于韧性的提高，但当添加量增加时，钢板的制造过程中产生的氧化皮难以剥离，剥离该氧化皮的成本提高，因此Ni的添加量限制在6.0%以下。因此，当在钢板中含有Ni时，其含量为0.01～6.0%。为了降低成本，可以将Ni的上限限制为4.0%、3.0%、2.0%或1.0%。
[Cr：0.1～2.0%]
Cr是通过淬透性提高、析出强化而对钢板的强度提高有效的元素。为了获得该效果，可以添加0.1%以上。另一方面，当含有超过2.0%的Cr时，钢板的韧性劣化，因此含有Cr时为0.1～2.0%的范围。根据需要，可以将Cr的上限限制为1.0%、0.8%或0.5%。
[Mo：0.1～2.0%]
Mo是通过淬透性提高、析出强化而对钢板的强度提高有效的元素。为了获得该效果，可以添加0.1%以上。另一方面，当含有超过2.0%的Mo时，钢板的韧性劣化，因此含有Mo时为0.1～2.0%的范围。根据需要，Mo的上限可以为1.0%、0.6%、0.4%或0.2%。
[V：0.01～0.2%]
V是通过析出强化而对钢板的强度提高有效的元素。为了获得该效果，可以添加0.01以上。另一方面，当含有超过0.2%的V时，钢板的韧性劣化，因此当含有V时为0.01～0.2%的范围。根据需要，可以将V的上限限制为0.1%、0.06%或0.04%。
[Ti：0.01～0.20%]
Ti是通过析出强化而对钢板的强度提高有效的元素。另外，还是即使在高温下也能形成稳定的TiN而抑制加热奥氏体粒径的粗大化从而有助于韧性提高的元素。为了获得该效果，可以添加0.01%以上。另一方面，当含有超过0.20%的Ti时，会形成粗大的析出物而使韧性劣化，因此当含有Ti时为0.01～0.20%的范围。根据需要，可以将Ti的上限限制为0.16%、0.12%、0.06%或0.04%。另外，为了提高强度，优选添加Ni或Ti中的任一种。
[Nb：0.005～0.2%]
Nb是通过析出强化和淬透性提高来提高钢板的强度的有效元素。为了明确地发挥该效果，可以添加0.005%以上的Nb。另一方面，当含有超过0.2%的Nb时，韧性的劣化加剧，因而不优选。因此，当含有Nb时为0.005～0.20%的范围。根据需要，可以将Nb的上限限制为0.12%、0.08%、0.05%或0.02%。
[Cu：0.005～1.0%]
Cu是主要通过淬透性提高和固溶强化、以及析出强化来提高钢板的强度的有效元素。为了发挥该效果，可以含有0.005%以上的Cu。另一方面，当超过1.0%时，热加工性会产生问题，因而不优选。因此，当含有Cu时为0.005～1.0%的范围。根据需要，可以将Cu的上限限制为0.5%、0.3%或0.2%。
[B：0.0002～0.030%]
B可以通过以固溶状态在奥氏体晶界偏析从而以微量即可提高淬透性，因此是对于提高强度有效的元素。为了发挥淬透性提高效果，可以含有0.0002%以上的B。另一方面，当在钢板中含有超过0.030%的B时，会产生粗大的析出物而使韧性显著劣化，因此当含有B时限定在0002～0.030%的范围。根据需要，可以将B的上限限制为0.010%、0.005%、0.003%或0.002%。
[Ca：0.0006～0.0100%]
Ca对抑制钢中的硫化物在热轧中的延伸来提高延展特性是有效的。另外，通过氧化物的微细化以及形成合适的氧化物组成，对焊接热影响部的韧性的提高也有效。为了获得该效果，可以含有0.0006%以上的Ca。另一方面，当过剩地含有超过0.0100%的Ca时，会形成粗大的夹杂物，是使韧性劣化的主要原因，因而不优选。因此，当含有Ca时限定在0.0006～0.0100%的范围。根据需要，Ca的上限可以为0.0050%、0.0030%或0.0020%。
另外，Ca通常不会滞留于焊接金属中。这是因为Ca与氧的结合力强，在焊接中的熔融池内与氧结合后，上浮而被排到炉渣中。
[Ceq：0.4～1.2%]
在本发明中，为了获得钢板的强度，除了限定各个元素以外，还需要限定淬透性的指标即(式1)所示的Ceq。为了获得钢板的强度，Ceq必须在0.40%以上。Ceq越高强度越高，但当超过1.2%时，韧性的劣化加剧，因此在本发明中Ceq限定为0.40～1.2%。根据需要，Ceq的下限可以为0.45%、0.50%或0.55%，Ceq的上限可以为1.0%、0.80%或0.70%。
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14    (式1)
另外，(式1)中，带[]的元素表示各元素的含量(质量%)。
作为钢板，只要是具有上述组成的抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板即可获得满足本发明特性的焊接接头，因此可以是使用以往的任何方法制造的任意的钢板，而不限于特定的钢板，作为可在本发明的制造方法中优选使用的钢板，例如可举出WEL-TEN950系列(商品名、新日本制铁株式会社制)或WELDOX(商品名、SSAB瑞典钢铁公司制)。
另外，本发明中制造的超高强度焊接接头的形状根据用途等来决定，没有特殊限制。因此，待焊接的钢板的形状也可以根据焊接后的用途等来适当地决定，没有特殊限制，例如可以是将钢板成形至管状等规定的形状后的钢板。
另外，待焊接的钢板的形状优选为以几乎在同一平面内的方式配置待焊接的钢板且将待焊接的钢板的端面彼此对接而成的形状。激光复合焊接的焊接条件只要以能得到W1、W2的范围的形状的方式来选择合适的条件即可。优选的钢板的坡口形状是坡口角度为20°～50°、坡口深度为1/3t～2/3t、根部间隙为0mm～1.0mm。
接着，将满足上述条件的钢板通过使用焊丝并利用激光复合焊接进行单道焊接，制造含有马氏体单相组织的焊接金属的超高强度焊接接头。
作为焊丝，使用实芯焊丝或者在钢制外皮的内部填充有焊剂的药芯焊丝。使用的实芯焊丝或药芯焊丝作为合金成分以相对于焊丝整体的质量%计含有C：0.4%以下、Si：1.5%以下、Mn：4.0%以下、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.08%以下；进一步含有Ti：0.30%以下、Ni：12.0%以下、Cr：3.0%以下、Mo：3.0%以下、V：0.3%以下、Nb：0.30%以下、B：0.0050%以下中的1种或2种以上；余量包含不可避免的杂质及Fe，上述成分的焊丝中，考虑到焊接引起的钢板的成分稀释，使用能得到上述组成的焊接金属的焊丝即可。另外，各成分中的%表示质量%。
对焊丝的组成中的各成分的限定理由进行说明。另外，各成分中的%表示质量%。
[C：0.4%以下]
C是提高焊接金属的抗拉强度所需的元素，但当C的含量超过0.4%时，焊接金属的C过剩，因此韧性和耐低温裂纹性的劣化加剧。因此，焊丝的C为0.4%以下。为了提高韧性等，可以将C的上限限制为0.30%、0.27%、0.25%、0.22%或0.20%。为了提高强度，C的下限可以为0.10%、0.13%或0.15%。
[Si：1.5%以下]
Si是脱氧元素，可减少焊接金属中的氧(O)来提高纯度，但当Si的含量超过1.5%时，焊接金属中的Si量过剩，在焊接金属中产生粗大的氧化物，焊接金属的韧性显著劣化。因此，焊丝中的Si含量为1.5%以下。为了提高韧性等，可以将Si的上限限制为1.0%、0.8%、0.6%、0.5%或0.45%。为了提高强度，Si的下限可以为0.10%、0.15%或0.20%。
[Mn：4.0%以下]
Mn是确保焊接金属的淬透性来提高强度的元素。另外，Mn还是对于使组织微细化来提高韧性也有效的元素。当焊丝的Mn的含量超过4.0%时，焊接金属中的Mn量过剩，在焊接金属中产生过剩的残留奥氏体，晶界脆化敏感度增加而焊接金属的韧性劣化、耐焊接裂纹性劣化的可能性提高。因此，在本发明中焊丝中的Mn含量为4.0%以下。为了提高韧性等，可以将Mn的上限限制为3.0%、2.5%、2.2%或2.0%。为了提高强度，Mn的下限可以为0.5%、1.0%或1.4%。
[P：0.02%以下]
P是不可避免的杂质元素，由于会损害韧性因此必须尽量减少。当焊丝中P的含量为0.02%以下时，对焊接金属的韧性的不良影响是可允许的。因此，在本发明中焊丝中P的含量为0.02%以下。为了提高韧性，P的上限可以为0.015%或0.013%。
[S：0.02%以下]
S也是不可避免的杂质元素，当在焊接金属中过多存在时会使韧性和延展性均劣化，优选尽量减少。当焊丝中S的含量为0.02%以下时，对焊接金属的韧性、延展性的不良影响是可允许的。因此，焊丝中S的含量为0.02%以下。为了提高韧性和延展性，S的上限可以为0.015%、0.013%或0.010%。
[Al：0.08%以下]
Al是脱氧元素，与Si同样地具有减少焊接金属中的氧量来提高纯度的效果。另外，Al具有在焊接金属中形成氧化物而使马氏体的组织(板条块或板条束等)变微细的效果。当焊丝中含有超过0.08%的Al时，焊接金属中的Al量过剩，会形成粗大的氧化物，该粗大氧化物会使韧性显著劣化。因此，焊丝中Al的含量为0.08%以下。根据需要，Al的上限可以为0.06%、0.05%、0.04%或0.03%。根据需要，Al的下限可以为0.001%、0.005%、0.008%或0.010%。
[Ti：0.30%以下]
Ti在焊接金属中作为脱氧元素是有效的，并且是能够将焊接金属中的固溶N以氮化物的方式固定从而缓和固溶N对韧性的不良影响的元素。此外，Ti还具有形成氧化物使马氏体的组织变微细的作用。但是，当焊丝中的Ti含量超过0.30%而过剩时，会在焊接金属中形成粗大的氧化物、或者因TiC的过度析出而显著出现韧性劣化的可能性加大。因此，焊丝中Ti的含量为0.30%以下。另外，Ti的上限可以为0.2%、0.15%或0.10%。V的下限无需特殊限制，可以为0.01%或0.03%。
[Ni：12.0%以下]
Ni是在固溶的状态下提高钢的韧性的元素，是唯一能够稳定地提高韧性而不受焊接金属的其他成分、组织的影响的元素，特别是在高强度的焊接金属中对于确保韧性而言是必须的元素。当焊丝中的含量超过12.0%时，焊接金属的韧性提高效果饱和，因此将焊丝中的Ni含量限定为12.0%以下。Ni是高价的元素，Ni的上限可以为9.0%、6.0%、4.0%或3.5%。另外，Ni的下限可以为1.0%、1.5%或2.0%。
[Cr：3.0%以下]
Cr是通过提高淬透性来实现高强度的有效元素，但当焊丝中含有超过3.0%的Cr时，焊接金属中的Cr量过剩，使马氏体固化不均而使韧性显著劣化。因此，当焊丝中含有Cr时，焊丝中Cr的含量可以为3.0%以下。另外，Cr的上限可以为1.5%、1.0%、0.5%或0.3%。Cr的下限无需特殊限制，可以为0.05%或0.1%。
[Mo：3.0%以下]
Mo是对提高焊接金属的抗拉强度有效的元素，但当焊丝中含有超过3.0%的Mo时，焊接金属中的Mo量过剩而韧性劣化。因此，当含有Mo时，其含量可以为3.0%以下。另外，Mo的上限可以为1.5%、1.0%、0.5%或0.3%。Mo的下限无需特殊限制，可以为0.05%或0.1%。
[V：0.30%以下]
V是对提高焊接金属的抗拉强度有效的元素，但当焊丝中含有超过0.3%的V时，焊接金属中的V量过剩而韧性劣化。因此，当含有V时，其含量可以为0.30%以下。另外，V的上限可以为0.2%、0.15%、0.10%或0.06%。V的下限无需特殊限制，可以为0.01%或0.02%。
[Nb：0.30%]
Nb是铁素体稳定化元素，对减少残留奥氏体有效，而且对通过形成微细碳化物而利用析出强化来确保焊接金属的强度有效。但是，当焊丝中含有超过0.3%的Nb时，焊接金属中的Nb量过剩，会在焊接金属中形成粗大的析出物而使韧性劣化。因此，含有Nb时的含量可以为0.30%以下。另外，Nb的上限可以为0.2%、0.15%、0.10%或0.08%。Nb的下限无需特殊限制，可以为0.01%或0.02%。
[Cu：1.5%以下]
Cu是对提高焊接金属的抗拉强度有效的元素。但是，当焊丝中的Cu含量超过1.5%时，焊接金属中的Cu量过剩而焊接金属的韧性劣化。因此，含有Cu时的含量可以为1.5%以下。另外，Cu的上限可以为1.0%、0.6%或0.4%。Cu的下限无需特殊限定，可以为0.01%或0.03%。另外，焊丝中Cu的含量也包含焊丝周围的铜镀层的Cu。
[B：0.0150%以下]
B是有助于提高淬透性来提高焊接金属的强度的元素，另外还具有与焊接金属中的固溶N结合形成BN来提高焊接金属的韧性的作用。但是，当焊丝中的B含量超过0.015%时，焊接金属中的B过剩，会形成粗大的BN或Fe23(C、B)6等B化合物反而使韧性劣化。因此，含有B时的含量可以为0.015%以下。另外，B的上限可以为0.0100%、0.0050%或0.0030%。B的下限无需特殊限定，可以为0.0001%或0.0003%。
另外，作为使用上述那样的焊丝的激光复合焊接，采用组合了激光束和气体保护弧焊的焊接方法。
作为提供激光束的激光，没有特殊限制，可以使用YAG(钇铝石榴石)激光、CO2激光、纤维激光等。
另外，激光复合焊接中的电流、电压、焊接速度、线能量、预热温度等条件没有特殊限定，可以根据钢板的厚度等以能得到马氏体单相组织的焊接金属的方式来适当决定。例如，线能量可以为2.7～4.6kJ/cm、焊接速度可以为100～120cm/min。
另外，当在激光复合焊接中使用实芯焊丝作为焊丝时，在气体保护弧焊中，作为保护气体，使用由含有2～5%的O2气体或5～25%的CO2气体的Ar气体或He气体构成的混合气体。这样的话，从保护气体中含有的O2气体或CO2气体向焊接金属中提供氧，因此在焊接后可得到含有0.005～0.05%的O的焊接金属。
当保护气体中含有的O2气体的含量低于2%、或CO2气体的含量低于5%时，焊接金属中的O的含量不足，由焊接金属中的氧化物引起的马氏体的微细化不充分，无法充分得到韧性改善效果。另外，当保护气体中含有的O2气体超过5%时、或CO2气体超过25%时，氧化物在焊接金属中过剩地结晶析出，该氧化物会成为延展性断裂的起点，由此引起的韧性下降的影响变大。
另外，当在激光复合焊接中使用药芯焊丝作为焊丝时，在气体保护弧焊中，作为保护气体，使用在Ar或He气体中混合有5%以下的O2气体或25%以下的CO2气体的混合气体、或者纯Ar气体或纯He气体。
当使用药芯焊丝时，从焊剂中含有的氧化铁等金属氧化物向焊接金属中供给氧，因此无需像使用实芯焊丝时那样从保护气体向焊接金属中供给氧，也可以在焊接后得到含有0.005～0.05%的O的焊接金属。因此，在气体保护弧焊中，作为保护气体，可以单独使用不含氧的Ar气体、He气体。
接着，对使用上述钢板和上述焊丝来得到本发明的焊接金属的组成的方法进行说明。
焊接金属的组成由焊丝的成分和钢板的成分的稀释来决定。该稀释的比例根据板厚、坡口的形状、气体保护弧焊的线能量而不同。例如当使用图2所示的截面形状的坡口(坡口角度为30度的Y型坡口、根部间隙为0.5mm)进行激光复合焊接时，关于焊丝的稀释率，当板厚为4mm时为约65%、当板厚为8mm时为约70%、当板厚为12mm时为约75%，各剩余的部分为钢板的稀释率。
另外，焊丝的C、Si、Mn、Ti会氧化消耗，因此这些元素并非100%转移到焊接金属中。关于转移到焊接金属的比例，C和Ti为约60%、Si和Mn为约80%。其它的合金元素几乎100%转移到焊接金属中。
将它们的关系用式子来表示时，焊接金属的组成如下述(式3)所示。为了对应于待焊接的钢板的组成来得到本发明的焊接金属的组成，使用该(式3)所示的计算方法来选择所用焊丝的组成。
[焊接金属的组成]=α×β×[焊丝的组成]+(1-α)×[钢板的组成]    (式3)
这里，α=0.65(板厚：4mm)、α=0.70(板厚：8mm)、α=0.75(板厚：12mm)，β=0.6(C、Ti)、β=0.8(Si、Mn)、β=1.0(P、S、Al、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Cu、B)。
[]表示形成焊丝或钢板的元素的各自的含量(质量%)。
实施例1
通过以下所示的制造方法来制造焊接接头，并进行了评价。
首先，准备表1所示的板厚、组成(合金成分)、屈服强度、抗拉强度、韧性(vE-40)的钢板，安装到焊接位置。如图2所示，待焊接的钢板的坡口是坡口角度为30度、坡口深度为钢板板厚的1/2、根部间隙为0.5mm的Y型坡口。
接着，使用表2～表4所示的组成(合金成分)的W1～W108的焊丝，在表5～表7所示的条件(电流、电压、焊接速度、线能量、预热温度、保护气体的组成、激光束的输出功率)下，使用组合了激光束照射和气体保护弧焊的激光复合焊接进行单道焊接。其结果是，制得具有贯穿板厚方向的焊接金属的焊接接头。
另外，作为激光，使用YAG激光。另外，在表2～表4中“SW”表示实芯焊丝，“FCW”表示药芯焊丝。
Figure BDA00001995715000241
Figure BDA00001995715000251
Figure BDA00001995715000261
Figure BDA00001995715000271
Figure BDA00001995715000281
Figure BDA00001995715000291
对如此得到的编号为1～108的焊接接头，分析了焊接金属的组成(合金成分)、屈服强度、抗拉强度、韧性(vE-40)、焊接金属的维氏硬度。其结果如表8～表13的编号1～108所示。
关于焊接金属的成分分析，如图4(c)所示那样在钢板表层与距离钢板表层为板厚的1/4处的深度的部分之间、从焊接金属的宽度中央处采集分析试样，测定焊接金属的组成。
关于屈服强度(YS)和抗拉强度(TS)，根据JIS Z 3121“对接焊接接头的拉伸试验方法”来进行，按照图4(b)的要领来采集1A号试验片来进行评价。接头拉伸试验的抗拉强度为1100MPa以上的为合格。
另外，关于韧性(vE-40)，根据JIS Z3128“焊接接头的冲击试验方法”来进行，从焊接接头采集夏比冲击试验片，进行-40℃下的夏比冲击试验来测定吸收能。图4(a)所示为用于焊接接头的韧性测定中的夏比冲击试验片的截面。如图4(a)所示，夏比冲击试验片将贯穿焊接金属的板厚方向的部分作为缺口位置，作为缺口，设有深度为2mm的V字槽(省略图示)。因板厚而无法采集实际尺寸的夏比冲击试验片时，制成小尺寸试验片。用小尺寸试验片测得的吸收能换算成每1平方厘米后进行评价。在本实施例中，板厚为12mm时采用10mm的实际尺寸的夏比冲击试验片，板厚为8mm时采用5mm的小尺寸夏比冲击试验片，板厚为4mm时采用2.5mm的小尺寸夏比冲击试验片。-40℃下的夏比冲击试验中得到的吸收能为27J/cm2以上的为合格。
关于焊接金属的维氏硬度，如图4(d)所示，在距离钢板表层为板厚的1/8深的位置、对焊接金属的宽度中央处以载荷10kg进行测定。
作为判断通过激光复合焊接而得到的焊接金属是否为马氏体单相的方法，这里采用使用公知的(式4)所示的淬火状态下的100%马氏体组织的硬度式来进行判定的方法。低合金钢的淬火状态下的马氏体组织的硬度已知基本由C量来决定，其他合金元素的影响小。只要由该式求得的硬度和测得的焊接金属的硬度之差小，即可判断为马氏体单相。
另外，在实际的焊接金属中，会在马氏体组织的板条间产生数%的残留奥氏体。当残留奥氏体的比例高时，硬度的下降显著，若是数%程度，则与由100%马氏体组织的硬度式求出的硬度几乎没有差别，因此含有不会产生硬度差的程度的残留奥氏体的情况也被认为是马氏体单相组织。只要从焊接金属的维式硬度测定结果减去(式4)中求得的马氏体组织的硬度后的值为-20以上，得到的焊接金属即可判断为马氏体单相，为合格。
马氏体组织的硬度=884×[C]×(1-0.3×[C]2)+294        (式4)
[]表示元素的含量(质量%)。
Figure BDA00001995715000331
Figure BDA00001995715000341
Figure BDA00001995715000351
Figure BDA00001995715000361
Figure BDA00001995715000371
Figure BDA00001995715000381
如表8～表11所示，本发明的实施例即编号为1～76的焊接接头的抗拉强度为1100MPa以上且-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)为27J/cm2以上。另外，得到的焊接金属被判断为是马氏体单相组织。
与此相对，如表12、表13所示，比较例即编号为77～108的焊接接头由于成分、Ceq、Y中的任一者不满足本发明的范围，因此抗拉强度低于1100MPa和/或-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)低于27J/cm2，为不合格。
实施例2
使用表1中记载的钢板S1至S12，使用以下所示成分的实芯焊丝和药芯焊丝，在以下所示的条件下，通过利用组合了激光束(YAG激光)和气体保护弧焊的激光复合焊接进行单道焊接，制得含有贯穿板厚方向的焊接金属的共计103个焊接接头。
作为实芯焊丝和药芯焊丝，使用按质量%计含有C：0.4%以下、Si：1.5%以下、Mn：4.0%以下、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.8%以下、Ti：0.30%以下、Ni：12%以下、Cr：3.0%以下、Mo：3.0%以下、V：0.3%以下、Nb：0.3%以下、Cu：1.5%以下、B：0～0.0150%以下的焊丝。
关于气体保护弧焊，作为保护气体，使用由含有2～5%的O2气体或5～25%的CO2气体的Ar气体构成的混合气体，焊接条件范围为电流为230～270A、电压为24～28V、焊接速度为100～120cm/min、线能量为2.76～4.54kJ/cm、预热温度为100～125℃，使用的YAG激光的输出功率为5～11kW的范围，根据使用的钢板选择条件来进行气体保护弧焊。
关于得到的焊接金属，按质量%计含有C：高于0.09%且为0.24%以下、Si：0.2～1.0%、Mn：0.5～2.5%、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.004～0.08%以下、Ti：0.005～0.15%、O：0.005～0.05%、Ni：1.0～9.0%，当进一步添加有以下元素时，还在Cr：0.1～2.0%、Mo：0.1～1.5%、V：0.005～0.2%、Nb：0.005～0.1%、Cu：0.01～1.0%、B：0.0005～0.01%的范围内含有1种或2种以上的元素。
由如此得到的焊接接头的焊接金属的成分来算出下述(式2)所定义的Y的值。
Y=([Si]+[Mn])/40+[Al]+[Ti]        (式2)
另外，与上述编号为1～72的焊接接头同样地对焊接接头的韧性(vE-40)进行了分析。其结果如图3所示。
在图3中，纵坐标取-40℃下的2mmV型缺口夏比冲击试验中的吸收能(vE-40)的值，横坐标取上述(式2)所定义的Y的值。
由图3可知，当Y的值在0.07～0.20%的范围内时，vE-40为27J/cm2以上。另外，当Y的值为0.08～0.18%时，得到优异的韧性，进而为0.10～0.17%时，可得到更稳定的优异的韧性。
另外，还可知当Y的值低于0.08%或超过0.20%而过剩时，vE-40不充分。

Claims (4)

1.一种强度和韧性优异的超高强度焊接接头，其特征在于，其是使用含有马氏体单相组织的焊接金属且板厚为4～12mm的钢板而得到的超高强度焊接接头，在垂直于焊接方向的焊接接头的截面中，将钢板表层的焊接金属的宽度设为W1、将距离钢板表层为板厚的3/4处的焊接金属的宽度设为W2，具有W1为2.0mm～7.0mm且W2为0.5mm～2.4mm的焊接金属的截面形状，
并且，所述焊接金属按质量%计含有C：高于0.09%且为0.24%以下、Si：0.2～1.0%、Mn：0.5～2.5%、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.004～0.08%、Ti：0.005～0.15%、O：0.005～0.05%、Ni：1.0～9%，
而且，由下述式1所定义的碳当量即Ceq为0.40～1.00%，且由下述式2所定义的Y为0.07～0.20%，余量包含不可避免的杂质及Fe，
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14    式1
Y=([Si]+[Mn])/40+[Al]+[Ti]    式2
式1和式2中，带[]的元素表示各元素的以质量%计的含量。
2.根据权利要求1所述的强度和韧性优异的超高强度焊接接头，其特征在于，所述焊接金属按质量%计还含有Cr：0.1～2.0%、Mo：0.1～1.5%、V：0.005～0.2%、Nb：0.005～0.1%、Cu：0.01～1.0%、B：0.0005～0.01%中的1种或2种以上。
3.一种超高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，其是使用实芯焊丝并利用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接对抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板进行单道焊接从而制造权利要求1或2所述的超高强度焊接接头的方法，
所述钢板按质量%计含有C：0.10～0.25%、Si：0.03～1.0%、Mn：0.5～2.5%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、Al：0.002～0.1%、N：0.001～0.006%、O：0.001～0.004%，还含有Ni：0.01～6.0%、Cr：0.1～2.0%、Mo：0.1～2.0%、V：0.01～0.2%、Ti：0.01～0.20%、Nb：0.005～0.2%、Cu：0.005～1.0%、B：0.0002～0.030%、Ca：0.0006～0.0100%中的1种或2种以上，由下述式1所定义的Ceq为0.4～1.2%，余量包含不可避免的杂质及Fe，
对所述钢板进行激光复合焊接时使用的实芯焊丝按质量%计含有C：0.4%以下、Si：1.5%以下、Mn：4.0%以下、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.08%以下，还含有Ti：0.30%以下、Ni：12.0%以下、Cr：3.0%以下、Mo：3.0%以下、V：0.3%以下、Nb：0.3%以下、Cu：1.5%以下、B：0.0150%以下中的1种或2种以上，余量包含不可避免的杂质及Fe，
当使用所述实芯焊丝对所述钢板进行激光复合焊接时，在气体保护弧焊中，作为保护气体，使用在Ar或He气体中混合了2～5%的O2气体或5～25%的CO2气体的混合气体，
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14    式1
式1中，带[]的元素表示各元素的以质量%计的含量。
4.一种超高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，其是使用药芯焊丝并利用组合了激光束和气体保护弧焊的激光复合焊接对抗拉强度为1100MPa以上且厚度为4～12mm的钢板进行单道焊接从而制造权利要求1或2所述的超高强度焊接接头的方法，
所述钢板按质量%计含有C：0.10～0.25%、Si：0.03～1.0%、Mn：0.5～2.5%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、Al：0.002～0.1%、N：0.001～0.006%、O：0.001～0.004%，还含有Ni：0.01～6.0%、Cr：0.1～2.0%、Mo：0.1～2.0%、V：0.01～0.2%、Ti：0.01～0.20%、Nb：0.005～0.2%、Cu：0.005～1.0%、B：0.0002～0.030%、Ca：0.0006～0.0100%中的1种或2种以上，由下述式1所定义的Ceq为0.4～1.2%，余量包含不可避免的杂质及Fe，
对所述钢板进行激光复合焊接时使用的药芯焊丝作为合金成分按相对于焊丝整体的质量%计含有C：0.4%以下、Si：1.5%以下、Mn：4.0%以下、P：0.02%以下、S：0.02%以下、Al：0.08%以下，还含有Ti：0.30%以下、Ni：12.0%以下、Cr：3.0%以下、Mo：3.0%以下、V：0.3%以下、Nb：0.3%以下、Cu：1.5%以下、B：0.0150%以下中的1种或2种以上，余量包含不可避免的杂质及Fe，
当使用所述药芯焊丝对所述钢板进行激光复合焊接时，在气体保护弧焊中，作为保护气体，使用在Ar或He气体中混合了5%以下的O2气体或25%以下的CO2气体的混合气体、纯Ar气体或者纯He气体中的任一种，
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14    式1
式1中，带[]的元素表示各元素的以质量%计的含量。
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