CN103069039B - 电子束焊接接头及电子束焊接用钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种电子束焊接用钢材，其以质量%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%、Mg：0.0003%～0.0027%、Ca：0.0003%～0.0027%，将Al限制在0.015%以下、将P限制在0.015%以下、将S限制在0.010%以下，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；满足0.0006%≤Mg＋Ca≤0.0040%，指标值CeEBB为0.42%～0.65%，在沿着所述钢材的板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径为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7%以上的Mg且当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×103～1×105个/mm2。

Description

电子束焊接接头及电子束焊接用钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过对在坡口面夹持有板状或箔状嵌条的被焊接部照射电子束而进行焊接的电子束焊接用钢材及其制造方法，还涉及通过对在该钢材的坡口面夹持有嵌条的被焊接部照射电子束而形成的电子束焊接接头。
本申请基于2010年11月22日在日本提出申请的特愿2010-260582号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
近年来，为了应对地球环境温暖化的原因之一的CO2气体的削减及石油等化石燃料的未来的枯竭，积极尝试了可再生的自然能源的利用。风力发电也为有望视为可再生能源的一种，正在建设大规模的风力发电成套设备。
最适合风力发电的地域为能够不断地期待强风的地域。因此，海上风力发电正在全世界的规模内被计划、实施（参照专利文献1～4）。
为了在海上建设风力发电用铁塔，需要将铁塔的基础部分打入海底地基。为了充分确保风力发电用的叶轮机的机翼离海水面的高度，基础部分也需要具有足够的长度。
因此，铁塔的基础部分的结构为具有板厚超过50mm例如100mm左右、直径4m左右的大截面的钢管结构。该铁塔的高度达到80m以上。而且，近年来，一直要求在建设现场附近的海岸，通过电子束焊接简便且高效率地组装风力发电用铁塔这样的巨大的钢结构件。
即，要求可在建设现场且高效率地焊接板厚达到100mm的极厚钢板这样的以往没有的技术。
通常，电子束焊接、激光束焊等高能量密度束焊接是高效率的焊接。可是，能够用激光束进行焊接的板厚具有限度。此外，以往的电子束焊接需要维持高真空状态，在真空室内进行。因此，以往，能够用高能量密度束进行焊接的钢板的板厚及尺寸被焊接装置的能力或真空室内的尺寸所限制。
对此，近年来，提出了通过对被焊接部的附近进行减压，能够高效率地在建设现场焊接板厚100mm左右的极厚钢板的电子束焊接方法。例如，英国焊接研究所开发了可在低真空下施工的焊接方法（RPEBW：ReducedPressured Electron Beam Welding：减压电子束焊接）（参照专利文献5）。
如果采用该减压电子束焊接（RPEBW），则在建设风力发电塔用铁塔这样大型结构件时，能够使要焊接的部分局部地处于真空状态，高效率地进行焊接。关于RPEBW法，与真空室内焊接的方法相比，虽是以低真空度的状态焊接的焊接方法，但与以往的电弧焊相比，能够期待提高焊缝金属（WM）的韧性。
通常，作为定量评价焊接结构件的安全性的指标，已知有基于断裂力学的断裂韧性值δc。δc可通过CTOD（Crack Tip Opening Displacement：龟裂端开口位移）试验来求出。由于试验片的大小影响到断裂韧性，所以即使通过以往的V型切口夏氏冲击试验这样的小型试验得到良好的结果，在对大型钢结构件的焊接接头进行的CTOD试验中，在0℃时也未必可得到0.5mm以上的良好的断裂韧性值δc。
此外，电子束焊接法是通过电子束具有的能量使焊接部的母材暂时熔化、凝固而进行焊接的方法，通常，利用电子束焊接法的焊接部的成分组成与母材（钢材）大致同等。另一方面，在气电焊等大线能量电弧焊方法中，通过焊丝等调整焊缝金属的硬度和断裂韧性值δc等机械特性。在通常的电子束焊接法中没有利用焊丝。
因此，为了提高电子束焊接接头的断裂韧性值δc，提出了使焊缝金属（WM）的硬度或清洁度适当化的方法（例如参照专利文献6、7）。在专利文献6中，提出将焊缝金属的硬度规定为超过钢材（母材）的硬度的110%且在220%以下，且将焊缝金属的宽度规定为钢材（母材）的板厚的20%以下。此外，在专利文献7中，提出将焊缝金属中的O量规定为20ppm以上，将粒径2.0μm以上的氧化物的量规定为10个/mm2以下。
现有技术文献
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
发明所要解决的问题
在海上风力发电用铁塔的建设中，在将钢材对接焊接后，不对焊接部实施热处理而直接使用，因此对焊缝金属（WM）及焊接热影响部（HAZ：Heat-Affected Zone。以下简称为“热影响部”），要求优良的韧性。在电子束焊接时，由于不使用焊丝，因此可通过调整母材的成分组成，来控制焊缝金属及热影响部的韧性。
以往，提出了控制焊缝金属中的夹杂物、焊缝金属硬度与母材硬度的关系或控制焊缝金属的宽度的方法，但如果热影响部的韧性不充分，则焊接部整体的断裂韧性下降。
再有，通过将板状或箔状的Ni（嵌条）贴附在焊接面（坡口面）上进行电子束焊接，能够将焊缝金属（WM）的韧性提高到母材的韧性以上。可是，在此种情况下，如果母材的成分组成不合适，则焊缝金属的硬度与热影响部的硬度的差变得显著。于是，硬度差非常大的部分即热影响部的断裂韧性值δc较大地下降。
此外，根据本发明人等的研究，即使在电子束焊接接头不采用嵌条时，适合用于提高韧性的成分组成在焊缝金属和热影响部也未必一致。因此，对于以往的电弧焊用高HAZ韧性钢，即使直接实施电子束焊接，焊缝金属也不能得到高的韧性。另一方面，考虑到通过电子束焊接形成的焊缝金属的韧性，即使使电弧焊用钢材的成分组成最佳化，热影响部也得不到高韧性。
即，电子束焊接和电弧焊在焊接方法及形成的接头结构方面基本不同，所以有关电子束焊接的问题不能用有关电弧焊的问题解决方法来解决。
本发明是鉴于如此的实情而完成的，本发明的目的是提供一种电子束焊接用钢材及其制造方法，所述钢材是构成海上风力发电用铁塔的基础部分的板厚45mm以上的钢材，通过对在坡口面夹持有板状或箔状的嵌条的被焊接部照射电子束，能够形成高强度的、且使焊缝金属（WM）、热影响部（HAZ）、母材（BM：Base Metal）的断裂韧性值适度平衡的焊接接头。本发明的另一目的是提供一种通过对在该钢材的坡口面夹持有板状或箔状的嵌条的被焊接部照射电子束而形成的电子束焊接接头。
用于解决问题的手段
本发明在通过对在坡口面夹持有板状或箔状的嵌条的被焊接部照射电子束而进行焊接的电子束焊接用钢材中，通过添加1.5质量%以上的Mn来确保淬透性。另外，通过在该钢材中同时添加强力的脱氧元素Mg及/或Ca，生成含Mg的微细氧化物，将其作为抑制晶粒生长的钉扎粒子或晶内相变的生成核而利用。由此，使钢材（BM）、热影响部（HAZ）及焊缝金属（WM）的断裂韧性值适度平衡。
特别是，在不使用焊丝的、WM宽度及HAZ宽度窄、线能量低的电子束焊接中，使含Mg的微细氧化物分散在焊缝金属（WM）及热影响部（HAZ）中，可抑制热影响部（HAZ）中的奥氏体晶粒的粗大化，而且非常有助于晶内铁素体的生成，对提高焊接部的断裂韧性有贡献。
另外，在本发明中，作为通过对新导入的电子束焊接淬透性指标式CeEBB、CeEBW进行控制，使钢材（BM）、焊缝金属（WM）及热影响部（HAZ）的断裂韧性适度平衡，使用嵌条而形成的电子束焊接接头整体，可确保所要求的断裂韧性。另外，在本发明中，为了提高淬透性，增大Mn量，另一方面分别降低Cr、Mo、Cu、Ni及/或Nb的量，从而降低电子束焊接用钢材的制造成本。
电子束焊接淬透性指标CeEBB、CeEBW，是为了提高采用嵌条形成的电子束焊接接头的断裂韧性，本发明人等新引入的指标。关于指标CeEBB、CeEBW的技术意义，将与一并引入的指标（比）“C/CeEBB”（C为C含量）的技术意义一并后述。
本发明的要旨如下。
（1）本发明的一方式的电子束焊接接头是将钢材用电子束焊接、形成焊缝金属而得到的电子束焊接接头，其中，所述钢材的组成以质量%计，含有C：0.02%～0.10%、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%、Mg：0.0003%～0.0027%、Ca：0.0003%～0.0027%、Nb：0%～0.020%、V：0%～0.030%、Cr：0%～0.50%、Mo：0%～0.50%、Cu：0%～0.25%、Ni：0%～0.50%、及B：0%～0.0030%，将Al限制在0.015%以下、将P限制在0.015%以下、将S限制在0.010%以下，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；所述钢材的组成中的Mg及Ca的以质量%表示的含量满足0.0006%≤Mg＋Ca≤0.0040%，将所述钢材的组成代入下式1求出的指标值CeEBB为0.42%～0.65%，在沿着所述钢材的板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径为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7%以上的Mg且当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×103～1×105个/mm2；所述焊缝金属的组成以质量%计，含有C：0.02%～0.10%、Si：0.03%～0.30%、Mn：1.2%～2.4%、Ni：1.0～2.3%、Ti：0.005%～0.015%、N：0.0020%～0.0060%、O：0.0004%～0.0020%、Mg：0.0003%～0.0027%、Ca：0.0003%～0.0027%、Nb：0%～0.020%、V：0%～0.030%、Cr：0%～0.50%、Mo：0%～0.50%、Cu：0%～0.25%、及B：0%～0.0030%，将Al限制在0.015%以下、将P限制在0.015%以下、将S限制在0.010%以下；所述焊缝金属的组成中的Mg及Ca的以质量%表示的含量满足0.0006%≤Mg＋Ca≤0.0040%，将所述焊缝金属的组成代入下式2求出的指标值CeEBW为0.56%～0.73%；
CeEBB＝C＋1/4Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V    （式1）
式1中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为所述钢材的组成中的各元素的质量%，
CeEBW＝C＋1/4Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V    （式2）
式2中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为所述焊缝金属的组成中的各元素的质量%。
（2）在上述（1）所述的电子束焊接接头中，以质量%表示的所述钢材的C量相对于所述指标值CeEBB的比即C/CeEBB可以为0.02～0.15。。
（3）在上述（1）或（2）所述的电子束焊接接头中，所述钢材的厚度可以为45～150mm。
（4）在上述（1）或（2）所述的电子束焊接接头中，将所述焊缝金属的CTOD值定义为δWM、将焊接热影响部的CTOD值定义为δHAZ、将钢材的CTOD值定义为δBM时，满足：0.8≤δBM/δWM≤1.25、及0.3≤δHAZ/δWM≤1.1。
（5）本发明的另一方式的电子束焊接用的钢材，其特征在于，所述钢材的成分以质量%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%、Mg：0.0003%～0.0027%、Ca：0.0003%～0.0027%、Nb：0%～0.020%、V：0%～0.030%、Cr：0%～0.50%、Mo：0%～0.50%、Cu：0%～0.25%、Ni：0%～0.50%、及B：0%～0.0030%，将Al限制在0.015%以下、将P限制在0.015%以下、将S限制在0.010%以下，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；所述钢材的组成中的Mg及Ca的以质量%表示的含量满足0.0006%≤Mg＋Ca≤0.0040%，将所述钢材的组成代入下式1求出的指标值CeEBB为0.42%～0.65%，在沿着所述钢材的板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径为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7%以上的Mg且当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×103～1×105个/mm2；
CeEBB＝C＋1/4Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V    （式1）
式1中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为所述钢材的组成中的各元素的质量%。
（6）在上述（5）所述的电子束焊接用的钢材中，以质量%表示的所述钢材的C量相对于所述指标值CeEBB的比即C/CeEBB可以为0.02～0.15。
（7）在上述（5）或（6）所述的电子束焊接用的钢材中，所述钢材的厚度可以为45～150mm。
（8）本发明的另一方式的制造方法是上述（5）或（6）所述的电子束焊接用的钢材的制造方法，其具有以下工序：在铸造所述钢材时，以1300～1100℃的温度区的冷却速度达到9℃/min以上的方式对所述钢材进行冷却的工序；和在所述铸造工序后，将所述钢材加热至950～1150℃，然后实施加工热处理的工序。
在电子束焊接接头中，为了确保规定的CTOD值（断裂韧性值），使钢材（BM）、焊缝金属（WM）及热影响部（HAZ）的断裂韧性值适度平衡是重要的。
即，即使钢材（母材）的断裂韧性和热影响部的断裂韧性优良，如果焊缝金属的断裂韧性差，则焊缝金属成为断裂的起点。此外，即使焊缝金属的断裂韧性优良，如果热影响部的断裂韧性差，则断裂以热影响部为起点进行。这样，如果在焊接接头的各部断裂韧性存在偏差，则作为整个焊接接头的断裂韧性劣化。
关于采用电子束焊接的屈服强度355MPa级的钢材的焊接部（焊缝金属及热影响部）的脆性断裂，生成在原奥氏体晶粒周边的粗大的晶界铁素体、以板条状生成在原奥氏体晶粒内部的上贝氏体或侧板条铁素体等成为断裂的起点且生锈。
而且，以上贝氏体或从原奥氏体晶界生成的粗大的铁素体为起点而发生脆性断裂时的断裂面单位依赖于原奥氏体的粒径。所以，通过利用析出物的钉扎效果或晶内相变，减小焊缝金属及热影响部中的原奥氏体的粒径，从而能够改善焊接部的断裂韧性。
因此，在本发明中，通过在钢中同时添加极强力的脱氧元素Mg及Ca，不仅在钢材（母材）中，而且在夹着含Ni嵌条的电子束焊接过的焊接部的焊缝金属及热影响部的原奥氏体晶粒内，也可使含有适当粒径的Mg的微细氧化物适量分散。在线能量低的电子束焊接时，在热影响部（HAZ）残存含Mg的微细氧化物，其作为抑制晶粒生长的钉扎粒子发挥作用，因此抑制热影响部中的晶粒生长，使断裂韧性提高。
此外，微细的含Mg氧化物成为晶内相变的生成核，在热影响部生成晶内铁素体。其结果是，特别是热影响部的组织变得微细，钢材（母材）、热影响部及焊缝金属的断裂韧性提高，而且这3个断裂韧性的平衡提高。
发明效果
根据本发明，对于在屈服强度355MPa级的钢材的焊接部夹着含Ni嵌条通过电子束焊接形成的电子束焊接接头，能够抑制焊缝金属及热影响部的断裂韧性的劣化。此外，能够提供钢材（母材）、热影响部及焊缝金属的断裂韧性适度平衡的电子束焊接接头，而且能够以低成本提供可形成该焊接接头的钢材。
附图说明
图1是定性地表示钢材的强度及韧性与金属组织的关系的图示。
图2A是定性地表示淬透性与焊缝金属的晶体粒径的关系的图示。
图2B是定性地表示淬透性与热影响部的高碳马氏体量的关系的图示。
图3是定性地表示焊缝金属硬度相对于钢材（母材）硬度的比与焊缝金属及热影响部的断裂韧性的关系的图示。
图4是定性地表示CeEBB与焊缝金属及热影响部的断裂韧性值（δc）的关系的图示。
图5是定性地表示热影响部的断裂韧性值与C/CeEBB的关系的图示。
图6是表示导入了切口的试验片的图示。
图7是表示焊接接头的CTOD试验结果与钢材所含的氧化物的个数的关系的图示。
图8A是表示铸坯的冷却速度与钢材中所含的微小的含Mg氧化物粒子的数量的相互关系的图示。
图8B是表示铸坯的冷却速度与钢材中所含的粗大的氧化物粒子的数量的相互关系的图示。
图9是表示钢材中的总氧量与钢材中所含的微小的含Mg氧化物粒子的数量的相互关系的图示。
具体实施方式
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，对焊缝金属及热影响部要求优良的韧性。在本发明中，为了将焊缝金属的韧性提高到与钢材（母材）同等的程度，将含Ni嵌条夹在焊接部进行电子束焊接。
以往，电子束焊接适用于大量含有Cr或Mo的钢（所谓Cr-Mo钢）或不锈钢或者高Ni钢等不需要生成焊缝金属的氧化物的钢材。在不锈钢的热影响部不生成脆化相。此外，在Cr-Mo高强度钢的情况下，热影响部的组织如图1中定性地所示为韧性优良的下贝氏体，可得到非常高的韧性。
本发明的实施方式的电子束焊接接头中所用的钢材的板厚及强度没有特别的限定，但适合使用例如可在海上风力发电用铁塔等中使用的、板厚为45～150mm、YP（屈服点）大约为315MPa～550MPa、TS（抗拉强度）大约为450MPa～690MPa的结构用钢。根据需要，也可以将板厚上限规定为120mm或130mm。也可以将YP下限规定为340MPa或355MPa，将YP上限规定为500MPa、460MPa或420MPa。也可以将TS下限规定为470MPa或490MPa，将TS上限规定为600MPa、570MPa或550MPa。
此种钢材为YP大约355MPa的结构用钢，与Cr-Mo高强度钢相比，强度低，热影响部的组织如图1中定性地所示为韧性低的上贝氏体。如果对此种钢材进行电子束焊接，特别是在热影响部，晶界铁素体或上贝氏体等粗大的组织发达，容易生成高碳马氏体（也称为岛状马氏体或M-A成分）。所以，在对结构用钢进行电子束焊接时，不容易确保热影响部的韧性。
关于组织与韧性的关系，已知：晶体粒径的微细化对于提高焊缝金属的韧性是特别有效的，高碳马氏体尤其使热影响部的韧性降低。此外，关于成分与组织的关系，已知：如果提高淬透性指标Ceq，则如图2A所示焊缝金属的粒径变得微细，如图2B所示热影响部的高碳马氏体增加。
此外，对于提高焊缝金属及热影响部的韧性，焊缝金属的硬度和钢材（母材）的硬度的平衡是重要的。即，如图3所示，对于钢材（母材）的硬度，如果提高焊缝金属的硬度，则焊缝金属的韧性提高。可是，因焊缝金属的硬化的影响变形集中在热影响部，而使热影响部的韧性下降。所以，如果为了防止生成韧性差的上贝氏体而提高淬透性，则引起焊缝金属的硬化，因该影响而出现损害热影响部的韧性的问题。
这样，钢的淬透性与WM的晶体粒径或HAZ的高碳马氏体的关系、WM的硬度相对于钢材（母材）的硬度的比与焊接接头的韧性的关系是定性公知的。可是，以往，不存在根据钢材成分控制焊接接头的断裂韧性的平衡的想法。所以，例如，如果对提高了淬透性的钢材（母材）进行电子束焊接，尽管WM的韧性提高，但出现HAZ的韧性显著下降等问题。
因而，本发明人等为了在夹着嵌件地形成的电子束焊接中确保优良的韧性，研究了表示适合电子束焊接的淬透性的指标，新设想引入“电子束焊接淬透性指标CeEBB、CeEBW”。即，由下述（式1）定义的“钢材的电子束淬透性指标CeEBB”及由下述（式2）定义的“焊缝金属的电子束淬透性指标CeEBW”，是为了进一步提高电子束焊接接头的断裂韧性，着眼于对组织的形成影响较大的淬透性，考虑到确实确保生成所要的组织的新指标。
CeEBB＝C＋1/4Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V    （式1）
式中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为电子束焊接接头的母材即电子束焊接接头所用的钢材中的各成分的含量（质量%）。CeEBB值的单位为质量%。
CeEBW＝C＋1/4Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V    （式2）
式中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为电子束焊接接头的焊缝金属中的各成分的含量（质量%）。CeEBW值的单位为质量%。
再有，在钢材中没有添加这些成分中的任一种时，只要在其元素的含量中代入0，采用（式1）及（式2）即可。
例如，当为Cu、Ni、Cr、Mo及V都不含的钢材时，CeEBB用下式（式1′）取代上式（式1），CeEBW用下式（式2′）取代上式（式2）即可。
CeEBB＝C＋1/4Mn    （式1′）
CeEBW＝C＋1/4Mn    （式2′）
但是，在含有Cu、Ni、Cr、Mo及V作为不可避免的杂质的情况下，优选通过（式1）及（式2）计算CeEBB及CeEBW。
由上述（式1）定义的CeEBB，是以与硬度相关的公知的碳当量Ceq（＝C＋1/6Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V）为基础，考虑到电子束焊接时Mn因蒸发而减少，淬透性下降而作成的指标。再有，在夹着嵌条地形成的电子束焊接接头中，基于通过经验得到的起因于Mn减少的淬透性的下降程度，将Mn的系数规定为1/4。该系数的值比公知的Ceq中的Mn的系数1/6大。
指标值CeEBB是用于以下3方面的指标：（1）通过调整钢材（母材）的成分，按所要求的范围确保采用含Ni箔的电子束焊接后的焊缝金属中的淬透性；（2）在该焊缝金属中促进微细铁素体的生成；及（3）在热影响部对使韧性降低的上贝氏体或高碳马氏体等的生成进行抑制。
图4中定性地示出电子束焊接接头中的焊缝金属（WM）及热影响部（HAZ）的断裂韧性值（δc）与CeEBB的关系。实线的曲线为焊缝金属的断裂韧性值（δcwm），虚线的曲线为热影响部的断裂韧性值（δcha）。两点的点划线的曲线为假想无视WM的硬度影响时的热影响部的断裂韧性值（HAZ韧性的预测值）。如此的HAZ韧性的预测值，是通过采用实施了模拟HAZ的热过程的热处理的试验片来进行断裂韧性试验时等能够测定的断裂韧性值。
WM的断裂韧性值（δcwm）通过使用嵌条（Ni箔等），提高到与钢材（母材）同等的程度。如果指标值CeEBB提高，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。此外，如果CeEBB提高则WM硬化，受其影响，δcha低于HAZ韧性的预测值。再有，在使用Ni箔等时，即使CeEBB低韧性也无问题，但强度下降，因此需要对CeEBB确定下限值。
这样一来，可通过指标值CeEBB综合地评价焊缝金属及热影响部的断裂韧性。只要将指标值CeEBB确定在适当范围，就能够使热影响部的断裂韧性值在用一点的点划线表示的目标值以上。在应用后述的钉扎粒子或晶内相变时，可根据钉扎或晶内相变的效果提高δcha。
接着，本发明人等对钢材（母材）的C量及指标值CeEBB与钢材（母材）、焊缝金属及热影响部的韧性的关系进行了研究。其结果是，得知：优选对钢材（母材）的C量与CeEBB的比“C/CeEBB”的上限进行限制。以下，对“C/CeEBB”比的技术意义进行说明。
“C/CeEBB”比是用于不使热影响部的淬透性极端不平衡的指标。在本发明中，因为使用嵌条，能够通过Ni补偿由C/CeEBB降低导致的焊缝金属的淬透性的下降。图5中示出CeEBB与热影响部的断裂韧性值的关系。
CeEBB是淬透性的指标，因此如果CeEBB提高，则在热影响部促进高碳马氏体的生成，使断裂韧性值下降。另一方面，在热影响部，因C量增加而促进高碳马氏体的生成。因此，如图5所示，要确保热影响部的断裂韧性值，优选限制C/CeEBB。
本发明人等还对夹着含Ni嵌条进行电子束焊接而成的焊接接头的焊缝金属的适当的成分组成进行了研究。关于焊缝金属，由于从含Ni嵌条添加Ni，所以在确保焊缝金属韧性方面，需要明确适当的Ni量和CeEBW。
另外，本发明人等对改善焊缝金属的断裂韧性值与热影响部的断裂韧性值的平衡的方法进行了研究。其结果是，得知：如果同时添加适量的Mg及Ca，生成作为钉扎粒子及晶内相变的生成核发挥作用的含Mg的微细氧化物，则夹着嵌条形成的电子束焊接接头的热影响部及焊缝金属的韧性提高。
通过后述的预备实验对氧化物粒子的数量与断裂韧性值的关系进行了调查，结果得到以下的见识。含有7%以上Mg的氧化物粒子在其当量圆直径为0.05μm以上时，以高效率显示出钉扎作用及促进晶内相变的作用，对晶粒的细粒子化贡献大。另一方面，粒径比较大的氧化物（包括含Mg氧化物的全部氧化物）的粒子也成为脆性断裂的起点。尤其是，当量圆直径为1.0μm以上的氧化物成为断裂起点的倾向特别高，因而优选尽可能限制其个数。而且，判明：只要在钢材中适量含有当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的含有7%以上Mg的氧化物粒子，就不会发生脆性断裂，且能够使晶粒有效地细粒化。
在该预备实验中，在钢材内的氧化物粒子中，对（1）当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm、含有7%以上Mg的氧化物粒子（以下有时简称为“微小的含Mg氧化物”）、（2）当量圆直径为1.0μm以上的全部氧化物（以下有时简称为“粗大的氧化物”）这两个级别的氧化物的数量进行了测定。而且，对钢材内的各级别的氧化物粒子的数量与采用该钢材的电子束焊接后的接头的韧性值的关系进行了定量的验证。
在预备实验中，采用小型实验炉，制造以质量%计含有C：0.07%、Si：0.06%、Mn：2.0%、P：0.007%、S：0.002%、Ti：0.009%、Al：0.004%、Mg：0.0009%、Ca：0.0007%、N：0.005%为目标的铸坯。在铸坯的制造时，为了控制各级别的氧化物的个数，对以下的两个工序进行了控制。（i）通过改变熔融金属的真空脱气处理的处理时间调整了铸坯的总氧量。（ii）在铸造时，通过调整用于冷却铸坯的冷却水量，将1300～1100℃的温度区的铸坯的冷却速度控制在1～30℃/min的范围内。该预备实验中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。此外，制造的各铸坯的总氧量为11ppm～39ppm。采用得到的铸坯，通过后述的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按照后述的实施例中采用的方法。
另外，对这些钢材实施电子束焊接，为使焊缝金属的Ni浓度达到2%而在坡口面夹着Ni箔，制作I坡口的对焊接头。该焊接方法的细节遵照后述的实施例。制作在这些焊接接头的熔合部（FL）部分形成有切口的CTOD试验片，在试验温度0℃下实施了CTOD试验。由该结果得到的HAZ的断裂韧性值、δHAZ为0.3mm以上时，将该试样视为合格，在上述值以外时视为不合格。图7～9中示出该预备实验的结果。在图7～9中，CTOD试验中合格的试样用中空的图示表示，不合格的试样用被填充的图示表示。此外，钢中的氧量为0.0035%以下的试样用菱形的图示表示，氧量超过0.0035%的试样用三角形的图示表示。
图7示出CTOD试验的结果与上述微小的含Mg氧化物及上述粗大的氧化物的个数的关系。图7上，CTOD试验中合格的焊接接头的图示（中空的菱形）全部位于作为“本发明的范围”示出的虚线的四方的范围内。也就是说，HAZ的CTOD值、δHAZ为0.3mm以上的条件，为（1）在钢材的板厚中心部，当量圆直径1.0μm以上的氧化物（上述粗大的氧化物）为20个/mm2以下，且（2）在板厚中心部，含有7%以上Mg的当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物（上述微小的含Mg氧化物）为1×103～1×105个/mm2。
接着，研究了铸坯的1300～1100℃的温度区的冷却速度与上述微小的含Mg氧化物粒子的数量的相互关系。如图8A所示，如果冷却速度上升，则有板厚中心部的微小的含Mg氧化物的数量增加的倾向。特别是在通过真空脱气工序使钢中总氧量在0.0035%以下的试样（菱形的图示）中，在铸坯的冷却速度为9℃/min以上时，氧化物数量的增加依靠冷却速度的倾向变得明确。其结果是，在上述的总氧量及冷却速度的范围内，将上述微小的含Mg氧化物的数量控制在1×103～1×105个/mm2的范围。在图8A上，作为“本发明的范围”用虚线和箭头表示该冷却速度范围。此外，在满足上述的总氧量及冷却速度的范围的所有试样中，HAZ的CTOD值、δHAZ为0.3mm以上（菱形的中空的图示）。
接着，研究了铸坯的1300～1100℃的温度区的冷却速度与上述粗大的氧化物粒子的数量的相互关系。如图8B所示，如果冷却速度上升，则有板厚中心部的粗大的氧化物的数量减少的倾向。特别在通过脱气工序使钢中总氧量在0.0035%以下的试样（菱形的图示）中，在铸坯的冷却速度为9℃/min以上时，上述粗大的含Mg氧化物的数量在20个/mm2以下的范围。在图8B上，作为“本发明的范围”用虚线和箭头表示该冷却速度范围。
接着，研究了钢中总氧量与上述微小的含Mg氧化物粒子的数量的相互关系。如图9所示，如果总氧量上升，则有板厚中心部的上述微小的含Mg氧化物粒子的数量增加的倾向。如果总氧量超过0.0035%，则即使将铸坯的冷却速度规定为9℃/min以上，有时也不能将上述微小的含Mg氧化物的数量控制在1×105个/mm2以下。此时，认为过剩的氧化物粒子成为脆性断裂的起点，使CTOD试验值恶化。在图9上，作为“本发明的范围”用虚线和箭头表示总氧量为0.0035%（35ppm）以下的范围。在该氧量的范围内，将铸坯的冷却速度规定为9℃/min以上的全部试样都显示出0.3mm以上的δHAZ值（菱形的中空的图示）。
综合上述预备实验的结果，发明人等得到以下的见识。通过（1）减少存在于板厚中心部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Mg氧化物的量，能够提高电子束焊接接头的热影响部及焊缝金属的断裂韧性。此外，得知：为了控制夹杂物粒子的大小及个数，（3）将钢材中的总氧浓度控制在适当的范围、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。再有，认为通过预备实验得到的铸坯的必要的冷却速度9℃/min根据进行钢的熔炼及铸造的炼钢厂的浇包精炼设备或铸造设备的条件等（例如真空脱气的真空度、铸造时的内浇口的形状等）而变化。因此，为了提高CTOD试验结果，只要在规定的成分范围得到规定的氧化物粒子的数目即可，不需要一定将铸造时的冷却速度限定在9℃/min以上。
鉴于上述预备实验的结果，本发明将钢材（母材）的C量、CeEBB、C/CeEBB及氧化物粒子的大小或个数控制在适当的范围内，添加适量的Mg及/或Ca。然后，在将含Ni嵌条夹在焊接部进行电子束焊接时，焊缝金属及热影响部的断裂韧性值相对于钢材（母材）的断裂韧性值的比提高，能够尽量抑制断裂韧性值δc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%、Mg：0.0003%～0.0027%、Ca：0.0003%～0.0027%。上述钢材的组成中的Mg及Ca的含量需要满足0.0006%≤Mg＋Ca≤0.0040%。此外，在上述钢材的组成中所含的不可避免的杂质中，需要将P限制在0.015%以下，将S限制在0.010%以下，将Al限制在0.015%以下。
此外，上述钢材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%及B：0%～0.0030%。
上述钢材的组成的剩余部分由铁及不可避免的杂质组成。
在将含Ni嵌条夹在上述钢材的焊接部进行电子束焊接时，在焊缝金属中，Mn及O减少，增加Ni。其结果是，焊缝金属以质量%计至少含有C：0.02%～0.10%、Si：0.03%～0.30%、Mn：1.2%～2.4%、Ni：1.0%～2.3%、Ti：0.005%～0.015%、N：0.0020%～0.0060%、O：0.0004%～0.0020%、Mg：0.0003%～0.0027%、Ca：0.0003%～0.0027%。上述焊缝金属的组成中的Mg及Ca的含量需要满足0.0006%≤Mg＋Ca≤0.0040%。此外，在上述焊缝金属的组成所含的不可避免的杂质中，需要将Al限制在0.015%以下，将P限制在0.015%以下，将S限制在0.010%以下。
此外，上述焊缝金属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%及B：0%～0.0030%。
上述焊缝金属的组成的剩余部分由铁及不可避免的杂质组成。
以下，对各元素的添加理由及添加量进行说明。其中，%是指质量%。
C是有助于提高强度的元素。为了确保作为焊接结构件的强度而添加0.02%以上。C量的优选的下限为0.03%，更优选为0.04%。另一方面，如果C量超过0.10%则淬透性增大，韧性下降，因此将上限规定为0.10%以下。优选的上限为0.08%或0.07%，更优选为0.06%。
Si是脱氧元素，对于确保钢板的强度也是有效的元素。因此，添加0.03%以上。可是，如果过剩地添加Si，则大量生成岛状马氏体，特别是焊缝金属及热影响部的韧性下降，因此将Si量上限规定为0.30%。Si量的优选的上限为0.25%或0.20%，更优选为0.15%。
Mn对于确保韧性，且通过提高淬透性确保钢板的强度是有效的元素。在Mn量低于1.5%时，不能充分确保钢材的韧性、强度及淬透性。此外，在电子束焊接时，Mn从焊缝金属蒸发，损失一部分。所以，为了确保钢材的韧性、强度及淬透性以及焊缝金属的淬透性，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，特别是热影响部的韧性下降，因此将Mn量的上限规定为2.5%。优选的上限为2.4%，更优选为2.3%。
P是不可避免的杂质，对钢材（BM）、焊缝金属（WM）及热影响部（HAZ）的韧性产生不良影响。特别是为了确保热影响部（HAZ）的韧性，优选P较少，将其限制在0.015%以下。优选的P量为0.010%以下或0.006%以下。P量的下限不需要特别的限定，其下限为0%。可是，从制造成本的观点出发，低于0.001%的P极低化是不必要的，可以将P量规定为0.001%以上。
S是不可避免的杂质，形成MnS。MnS以微细的TiN或含Mg的氧化物为核析出，形成Mn稀薄的区域，促进晶内铁素体的生成（晶内相变）。因此，优选含有0.0001%以上的S。优选的S量下限为0.001%。根据需要，也可以将S量下限规定为0.002%。在不需要上述效果时，不限定S量下限，也可以将下限规定为0%。另一方面，如果过剩地含有S，则特别是热影响部（HAZ）的韧性下降，因此将S量上限限制在0.010%以下。优选的S量上限为0.007%或0.005%以下。
Ti与N或O结合，形成有助于晶粒微细化的微细的氮化物（TiN）或氧化物。在线能量低的电子束焊接接头中，在热影响部（HAZ）残存微细的TiN，作为晶内相变的生成核发挥作用。
为了通过抑制晶粒生长或通过晶内相变提高特别是热影响部（HAZ）的韧性，添加0.005%以上的Ti。优选的Ti量下限为0.007%以上。另一方面，如果Ti量过剩，则生成粗大的TiN，反而使韧性劣化，因此将Ti量上限规定为0.015%。优选的Ti量上限为0.012%。
N是与Ti结合形成微细氮化物的元素。N通过钢材（母材）晶粒的微细化，或通过利用钉扎效果防止热影响部中的粒径的粗大化，或通过晶内相变导致的粒径的微细化，来提高特别是热影响部（HAZ）的韧性。为了得到此效果，将N量下限规定为0.0020%。优选的N量下限为0.0030%。
另一方面，如果N量过剩，则对钢材（母材）及热影响部的韧性产生不良影响，因此将N量上限规定为0.0060%。N量的优选的上限为0.0050%。
O生成含Mg的微细氧化物。为了得到此添加效果而添加0.0010%以上的O。再有，如果按照本发明的实施方式在一般条件下进行电子束焊接，则在该过程中，在焊缝金属中多损失钢材O量内的大约一半左右的O。因此，钢材（母材）的O量下限优选为0.0015%以上。更优选为0.0020%以上。
可是，如果O过剩，则氧化物变得粗大，成为断裂的起点，对钢材（母材）或热影响部的韧性产生不良影响。因此，将钢材（母材）的O量上限规定为0.0035%。在按组成或制造工序等条件容易在钢材生成过剩的氧化物时，也可以将O量上限规定为0.0032%、0.0029%或0.0025%。
Mg在本发明中是非常重要的元素。Mg形成微细的氧化物，有助于促进晶内相变。为了使用Mg氧化物作为钉扎粒子，添加0.0003%以上的Mg。为了促进晶内相变，优选Mg量为0.0005%或0.0007%以上。
另一方面，如果超过0.0027%地添加Mg，则容易生成粗大的氧化物，使钢材（母材）及热影响部的韧性下降，因此将上限规定为0.0027%。更优选的Mg量上限为0.0025%、0.0023%或0.0021%。
Ca是强力的脱氧元素，为了通过抑制Mg氧化物的粗大化来确保微细的Mg氧化物，添加Ca0.0003%以上。此外，Ca生成CaS，对于抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成也是有用的。为了改善钢材的板厚方向的特性，特别是耐层状撕裂性，优选添加0.0005%或0.0007%以上的Ca。
另一方面，如果Ca超过0.0027%，则容易生成粗大的氧化物，使钢材（母材）及热影响部的韧性下降。所以，将Ca量上限规定为0.0027%。更优选的Ca量上限为0.0025%或0.0023%。
在本发明中，同时添加Mg及Ca。这是为了通过添加Ca强化脱氧，抑制Mg氧化物的粗大化。即，Ca与Mg相比优先形成氧化物，因此通过抑制Mg氧化物的粗大化，促进含Mg微细氧化物的生成。
微细的Mg氧化物作为钉扎粒子及晶内相变核发挥作用，还成为TiN的生成核。为了增强原奥氏体晶内的铁素体的核生成，谋求原奥氏体晶内组织的微细化，抑制粗大奥氏体的生成，将Mg和Ca合计添加0.0006%以上。也可以将Mg和Ca的合计量的下限规定为0.0010%或0.0015%。
另一方面，如果Mg和Ca的合计量过剩，则氧化物凝聚、粗大化，对钢材（母材）及热影响部的韧性产生不良影响，因此将合计量的上限规定为0.0040%。Mg和Ca的合计量的上限优选为0.0030%，更优选为0.0025%。
本发明的实施方式的钢材基于以下的理由可以在一定限度内进一步含有Al、Nb及/或V。
Al是根据需要添加的选择性元素，添加量也可以为0%。在添加时，通过脱氧及显微组织的微细化，具有提高钢材（母材）的韧性的效果。为了得到该添加效果，优选添加0.001%以上的Al。更优选的Al量为0.003%以上或0.005%以上。
但是，Al氧化物由于铁素体相变核生成能力小、几乎不有助于晶内相变，所以在添加Al时、或作为不可避免的杂质混入Al时，将Al量上限限制在0.015%以下。如果Al氧化物变得粗大，则成为断裂的起点，因此优选的上限为0.012%。更优选为0.010%以下。
Nb对于提高淬透性，提高钢板的强度是有效的。因此，根据需要也可以添加0.001%以上的Nb。优选添加0.003%以上的Nb。但是，如果过剩地添加Nb，则特别降低热影响部（HAZ）的韧性，因此将Nb量上限规定为0.020%。优选的Nb量上限为0.012%，更优选为0.010%。Nb的添加不是必须的，添加量也可以为0%。
V的添加不是必须的，V量也可以为0%，但在根据需要少量添加时，具有提高淬透性及回火软化阻力的效果。为了得到该添加效果，添加0.005%以上的V。优选添加0.010%以上的V。但是，如果过剩地添加V，则特别降低热影响部（HAZ）的韧性，因此将V量上限规定为0.030%。优选的V量上限为0.025%。在要求更稳定的淬透性时，也可以将V量限制在低于0.020%或0.018%以下。
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及Ni中的1种或2种以上。这些元素是对提高韧性有效的元素，为了得到添加效果，添加0.05%以上的Cr、Mo、Cu及/或Ni。这些各元素的添加不是必须的，添加量也可以为0%。
此外，Cr、Mo、Cu及Ni价格高，因此从经济的观点出发，规定为Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.25%以下、Ni：0.50%以下。特别是，在提高Mn量的本发明的实施方式的钢材中，如果过剩地添加这些元素，则淬透性过于提高，有时损害韧性的平衡。所以，优选将Cr、Mo、Cu及/或Ni的合计量规定为0.70%以下，更优选将这些元素的合计量规定为0.50%以下。
本发明的实施方式的钢材根据需要也可以进一步含有B。B的添加不是必须的，B量也可以为0%，但如果少量添加B则淬透性较大地提高。因此，在难以确保冷却速度等时，根据需要，也可以以0.0030%为上限添加B。为了得到提高淬透性的效果，可添加0.0002%以上的B。
在本发明的实施方式的钢材中，在电子束焊接时，焊缝金属中的Mn量及O量比钢材（母材）中的Mn量及O量少。这是因为当在真空中进行电子束焊接时，焊缝金属中Mn的一部分蒸发，而且氧化物从焊缝金属上浮被排出。所以，将焊缝金属的Mn量及O量以质量%计分别规定为Mn：1.2%～2.4%及O：0.0004%～0.0020%。焊缝金属的Mn量的下限也可以为1.4%或1.6%，上限也可以为2.0%或1.8%。
再有，如果按照本发明的实施方式在一般的条件下进行电子束焊接，则在该过程中，焊缝金属中多损失钢材O量内的大约一半左右的O量。例如，在钢材的O量为0.0035%以下时，在焊接后的接头中，焊缝金属中的O量多为大约0.0020%以下。也可以将焊缝金属的O量规定为低于20ppm、19ppm以下、18ppm以下或17ppm以下。没有必要一定设定焊缝金属的O量下限，但规定为4ppm以上、8ppm以上、10ppm以上、12ppm以上或14ppm以上也可以。
在本发明的实施方式的钢材中，在形成电子束焊接接头时，为了提高焊缝金属的韧性，而在被焊接部（坡口对接部）的坡口面，夹着含Ni嵌条，向焊缝金属中添加Ni。要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钢材（母材）的0.8倍以上，需要使焊缝金属的Ni在1.0%以上。焊缝金属的Ni量的下限也可以为1.3%或1.6%。
另一方面，如果Ni量过剩，则焊缝金属的硬度上升，对热影响部的断裂韧性产生不良影响。特别是，为了确保热影响部的韧性，将Ni量上限规定为2.3%以下。再有，如果焊缝金属的Ni过剩，则容易生成高碳马氏体，有时焊缝金属的硬度上升，断裂韧性下降。焊缝金属的Ni量的上限也可以为2.2%或2.0%。
在为了通过钉扎效果提高焊缝金属的韧性而添加的Mg和Ca的量少时，优选增加焊缝金属的Ni量。作为嵌条，能够使用Ni合金或纯Ni。如果使用纯Ni则简便。
在本发明的实施方式的电子束焊接用钢材中，将钢材（母材）的组成代入下述（式1），求出电子束焊接淬透性指标值即CeEBB，将该指标值CeEBB规定为0.42%～0.65%。其中，%是指质量%。
CeEBB＝C＋1/4Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V    （式1）
式中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo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淬透性指标CeEBB的（式1），是考虑到在通过将含Ni嵌条夹持在被焊接部的坡口面而形成的电子束焊接接头的焊缝金属中，将Ni量规定为1.0%～2.3%而制作的。
为了确保钢材（母材）的强度而将钢材的电子束焊接淬透性指标值CeEBB的下限规定为0.42%。CeEBB优选规定为0.45%以上，更优选规定为0.48%以上。另一方面，如果CeEBB超过0.65%，则热影响部的断裂韧性变得不充分，因而将上限规定为0.65%。优选的上限可以为0.60%，更优选为0.58%。
在本发明的实施方式的钢材的沿着板厚方向的断面的板厚中心部，将当量圆直径1.0μm以上的全部氧化物粒子（粗大的氧化物粒子）的数量规定为20个/mm2以下。此外，同样在板厚中心部，将含有7%以上的Mg且当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物粒子（微小的含Mg粒子）的数量规定为1×103～1×105个/mm2。如果上述粗大的氧化物粒子的数量超过20个/mm2，则该氧化物粒子成为断裂的起点，使热影响部及焊缝金属的断裂韧性变得不充分。如果上述微小的含Mg粒子的数量低于1×103，则含Mg粒子的钉扎作用变得不充分，对热影响部及焊缝金属的韧性产生不良影响。如果上述微小的含Mg粒子的数量超过1×105，则过剩的含Mg粒子成为断裂起点的倾向增高，热影响部及焊缝金属的断裂韧性变得不充分。
再有，作为上述粗大的氧化物粒子的数量测定方法，例如，采用钢材的板厚方向的中央部的断面试样，采用FE-SEM（场发射扫描电子显微镜，Field Emission Scanning Electron Microscope）进行测定。
此外，作为上述微小的含Mg氧化物的数量测定方法，例如，采用钢材的板厚方向的中央部的断面试样，利用FE-TEM（场发射透射电子显微镜，Field Emission Transmission Electron Microscope）进行测定。另外，制作抽样复制膜，用TEM观察，将用EDX法（能量色散X射线光谱法，EnergyDispersive X-ray Spectrometry）测定的Mg的重量比为7%以上的粒子，判定为是含有7%以上的Mg的氧化物粒子。
C量相对于电子束焊接淬透性指标CeEBB的比（C/CeEBB），是表示焊缝金属的淬透性与热影响部和钢材（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、Ni、Cr、Mo及/或V的量过剩，C/CeEBB超过0.15，则热影响部的断裂韧性有时下降。更优选的C/CeEBB的上限为0.13，进一步优选为0.11。
另一方面，在将含Ni嵌条夹持在焊接部的坡口面进行电子束焊接时，钢材（母材）的C/CeEBB的下降造成的焊缝金属的淬透性下降可由Ni来补足。所以，没有规定C/CeEBB的下限，但C量取下限的值，在Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V的量取上限的值时，实质上为C/CeEBB的下限，在本发明中为0.02。
再有，如果增加C量，降低Cu、Ni、Cr、Mo及/或V的量，则能够削减合金成本，因此C/CeEBB的下限更优选规定为0.04以上，进一步优选规定为0.06以上。
另外，在本发明的实施方式的通过将含Ni嵌条夹持在焊接部的坡口面而形成的电子束焊接接头中，将焊缝金属的组成代入下述（式2），求出焊缝金属的电子束焊接淬透性指标值即CeEBW，将该指标值CeEBW规定为0.56%～0.73%。其中，%是指质量%。
CeEBW＝C＋1/4Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V    （式2）
式中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为焊缝金属中的成分的含量（质量%）。CeEBW值的单位为质量%。
为了确保焊缝金属的淬透性，将焊缝金属的CeEBW规定为0.56%以上。更优选将焊缝金属的CeEBW的下限规定为0.60%。另一方面，如果焊缝金属的CeEBW超过0.73%，则焊缝金属硬化，焊接接头的断裂韧性变得不充分。焊缝金属的CeEBW的上限更优选为0.70%。
在采用本发明的实施方式的钢材、通过电子束焊接形成的焊接接头中，优选焊缝金属的CTOD值：δWM、热影响部的CTOD值：δHAZ及钢材（母材）的CTOD值δBM满足下述（式3）和（式4）。
0.8≤δBM/δWM≤1.25    （式3）
0.3≤δHAZ/δWM≤1.1    （式4）
其中，δWM、δHAZ及δBM是0℃下6次进行三点弯曲CTOD试验时的CTOD值的最低值。在CTOD值为1.0mm以上时视作发生了延性断裂，以CTOD值为1.0mm进行上述计算。
如果δBM/δWM低于0.8及/或δHAZ/δWM低于0.3，则δBM、δWM及δHAZ的平衡变得极差，焊接部的断裂韧性大大下降。因此，将δBM/δWM的下限规定为0.8，将δHAZ/δWM的下限规定为0.3。关于δBM/δWM的上限，由于优选δWM为δBM的0.8倍以上，因此规定为1.25以下。
更优选δWM与δBM大致同等，δBM/δWM的优选的上限为1.1。同样，优选δHAZ与δWM大致同等，将δHAZ/δWM的上限规定为1.1以下。
如本发明所述，在对利用微细的含Mg氧化物的钢进行电子束焊接时，难以将HAZ的断裂韧性提高到与钢材（母材）同等的程度。所以，特别是在需要提高钢材（母材）及WM的断裂韧性时，δHAZ/δWM的优选的上限为0.6，更优选为0.5。
即，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及热影响部的断裂韧性与钢材（母材）的断裂韧性相比劣化少，能够得到各部的断裂韧性适度平衡的焊接接头。
电子束焊接能够在可用简易设备实现的低真空度下，例如在10Pa以下的减压下进行。真空度的下限依据设备的能力而不同，但优选10－2Pa。焊接条件在加速电压130～180V、射束电流100～130mA、焊接速度100～250mm/分钟的范围内，根据装置的性能及钢材的厚度来决定。例如，在厚度为80mm时，推荐加速电压175V、射束电流120mA、焊接速度125mm/分钟左右。
在进行电子束焊接时，在被焊接部的坡口面之间夹持含Ni嵌条。作为含Ni嵌条，能够使用Ni基合金箔、Ni-Fe合金箔、纯Ni箔。
如果使用Ni箔，则能够从钢材的Ni量和作为目标的焊缝金属中的Ni量及钢材的尺寸和焊缝金属的宽度，简便地计算作为目标的Ni量所需的嵌条的厚度。如果使用纯Ni箔，可以准备所需厚度的箔，也可以重叠多片薄的箔，来达到所需的厚度。
例如，在打算采用Ni量为0%的钢材（母材），形成成为Ni量为2%的焊缝金属的焊接接头时，首先通过预备实验等调查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时，如果夹着厚度0.08mm的Ni箔进行电子束焊接，则可得到Ni量大约为2%的焊缝金属的电子束焊接接头。
接着，对本发明的实施方式的钢材的制造方法进行说明。在本发明的实施方式的方法中，在铸造板坯（钢坯）等钢材的铸造工序中，通过例如以9℃/min以上的速度进行冷却，能够将上述粗大的氧化物的数量限制在20个/mm2以下。同时，能够确保上述微小的含Mg氧化物在1×103以上。
钢材（钢坯）的制造方法在工业上优选连续铸造法。通过连续铸造法，能够提高铸造后的冷却速度，使生成的氧化物和Ti氮化物微细化。因此，从提高韧性的方面出发，优选连续铸造法。
在连续铸造中，作为将铸坯的冷却速度提高到9℃/min以上的具体的手段，可列举出连续铸造机内的冷却带的高压化及高水量化、铸型厚度的减厚化、压下铸坯未凝固层的板坯减厚等手段。在采用上述手段时，铸坯的冷却速度的上限一般为30℃/min左右。
通常，高Mn钢与碳钢或低合金钢相比较，热加工性差，因此需要在适当的条件下实施加工热处理。在本发明的方法中，将铸造的上述成分组成的钢材（钢坯）加热到950～1150℃。如果加热温度低于950℃，则热轧时的变形阻力增大，使生产率下降。另一方面，如果加热超过1150℃，则钢材（钢坯）的Ti氮化物粗大化，有时钢材（母材）或热影响部的韧性下降。
在将钢材（钢坯）加热到950～1150℃后，为了得到必要的钢材的强度或韧性，实施加工热处理（TMCP：Thermo-Mechanical ControlledProcessing）。加工热处理对于提高钢材的强度及韧性是有效的，例如，有（1）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：Direct Quenchingand Tempering）等方法。在本发明中，在提高断裂韧性这点上，优选（2）控制轧制-加速冷却法及（3）轧制后直接淬火-回火处理。
在未再结晶温度区（大约900℃以下）进行的控制轧制使钢材的组织微细化，对于提高强度及韧性是有效的。在本发明中，为了防止生成加工铁素体，优选在Ar3相变点以上的温度下结束控制轧制。
特别是，在进行控制轧制时，如果接着进行加速冷却，则生成贝氏体或马氏体等的硬质相，强度提高。为了确保强度及韧性，加速冷却的停止温度优选为400～600℃。轧制后的直接淬火是在比控制轧制的温度区更高的温度区进行了热轧后，通过水冷等进行淬火的方法。根据该方法，通常强度上升，因而通过回火来确保韧性。回火温度优选为400～650℃。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该一个条件例。本发明可在不脱离本发明的要旨、实现本发明目的的范围内，采用多种条件。
（实施例）
采用具有表1及表2所示的成分组成的钢材，根据表3及表4所示的条件，制造钢材。从钢材采集试验片，进行拉伸试验及CTOD试验，测定钢材（母材）的抗拉强度及断裂韧性值。关于钢材（母材）的强度，从板厚1/2部以轧制方向为长度方向采集试验片，基于JIS Z2241进行测定。再有，将屈服应力为355～420MPa的钢材评价为良好。
对钢材实施电子束焊接，制作I坡口的对焊接头。关于电子束焊接，采用RPEBW法，使用纯Ni箔作为嵌条，在1mbar左右的真空下，在电压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。从焊缝金属采集试样，分析成分组成。结果示于表5及表6。
此外，从焊接接头，（a）在板厚低于60mm时，采集6根t（板厚）×2t的尺寸的试验片，（b）在板厚为60mm以上时，采集6根t（板厚）×t的尺寸的试验片。在试验片上，作为切口将50%疲劳裂纹导入焊缝金属（WM）的中央、熔合部（FL）及钢材（母材、BM）的各位置。图6中示出导入了切口的试验片。
在试验温度0℃下实施CTOD试验，求出断裂韧性值δc。在各切口位置，将6根的最低值分别作为断裂韧性值δWM、δHAZ、δBM。再有，在电子束焊接接头中，由于热影响部的宽度窄，所以采用在熔合部导入了切口的试验片测定了热影响部的CTOD值δHAZ。在CTOD值为1.0mm以上时，视作为发生了延性断裂，以CTOD值为1.0mm进行上述计算。
表7及表8中示出基于焊接接头的焊缝金属（WM）的CTOD值δWM、热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ、钢材（母材、BM）的CTOD值δBM的δBM/δWM及δHAZ/δWM。
钢材的氧化物粒子的个数用以下的方法进行了测定。从各钢材制作板厚方向的中央部的断面试样，关于当量圆直径1.0μm以上的氧化物粒子（粗大的全部氧化物粒子），采用FE-SEM（Field Emission Scanning ElectronMicroscope）进行了观察，测定了该粒子的大小和个数。关于当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的含Mg氧化物粒子（微小的含Mg氧化物粒子），同样从板厚方向的中央部采集试样，从用SPEED法（Selective PotentiostaticEtching by Electrolyic Dissolution）电解研磨的试样制作抽样复制膜，用10000～1000000倍的FE-TEM（Field Emission Transmission ElectronMicroscope）观察。利用EDX法（Energy Dispersive X-ray Spectrometry），将从特性X射线求出的Mg的重量比为7%以上的夹杂物粒子判定为含Ti夹杂物粒子。从这些结果，测定含Ti夹杂物粒子的大小和个数。在各试样的板厚中心部进行20个视场以上的观察，计算单位面积的夹杂物粒子（上述微小的含Mg氧化物粒子及上述粗大的夹杂物粒子）的个数的平均值。
[表1]
空栏表示没有有意添加合金元素。
[表2]
下划线表示在本发明的范围外或在优选的范围外。空栏表示没有有意添加合金元素。
在以下的表3、表4、7、8中，加工热处理栏的凡例如下。
CR：控制轧制（在最适合强度及韧性的温度下进行轧制）
ACC：加速冷却（控制轧制后水冷到400～600℃的温度区）
DQT：轧制后立即进行淬火-回火处理
在韧性值（CTOD值）为1.0mm以上时，视作钢材发生了延性断裂，以韧性值为1.0mm进行计算。
[表3]
[表4]
下划线表示比较例的钢材或数值在优选的范围之外。
[表5]
[表6]
下划线表示比较例的钢材，或在本发明的范围之外或在优选的范围之外。空栏表示没有有意添加该合金元素。
[表7]
下划线表示在本发明的范围之外或在优选的范围之外。
[表8]
下划线表示比较例的钢材，或在优选的范围之外。
如表1、表5及表7所示，发明例的接头No.1～31中，钢材（母材）及焊缝金属的成分组成、CeEBB及C/CeEBB都在本发明的范围内，钢材（BM）、热影响部（HAZ）、焊缝金属（WM）的断裂韧性值δc的比即δBM/δWM及δHAZ/δWM示出良好的值。
与此相对，如表2、表6及表8所示，比较例的接头No.32因C量少，Mn量多，而使CeEBB增高，热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ下降，δHAZ/δWM不充分。
接头No.33（比较例）因C量多，而使热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ下降，δHAZ/δWM不充分。
接头No.35（比较例）因钢材的Mn量少，CeEBB低，而使钢材（母材）的强度低，焊缝金属（WM）的CTOD值（δWM）下降，δBM/δWM及δHAZ/δWM增大。
接头No.34（比较例）因Si量多，而在热影响部（HAZ）生成脆化相，使HAZ的CTOD值δHAZ低，δHAZ/δWM不充分。接头No.36（比较例）因钢材的Mn量多，CeEBB高，而使热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ降低，δHAZ/δWM不充分。
接头No.37及38（比较例）分别因P量、S量多，而使热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ低，δHAZ/δWM不充分。接头No.39及40（比较例）分别因Nb量、V量多，而使热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ低，δHAZ/δWM不充分。
接头No.41（比较例）的Ti量多，接头No.42（比较例）的Al量多，接头No.43（比较例）的N量多。因此，起因于氧化物或氮化物，热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ下降，δHAZ/δWM不充分。
接头No.44（比较例）因钢材的O量少，接头No.45（比较例）因钢材的O量多，而使热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ下降，δHAZ/δWM不充分。接头No.46～50（比较例）为Mg量、Ca量不合适的例子，热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ低，δHAZ/δWM不充分。
接头No.51（比较例）中，钢材的CeEBB低，钢材（母材）的强度下降。接头No.52（比较例）因钢材的CeEBB高，而使热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ下降，δHAZ/δWM不充分。接头No.53（比较例）因钢材的C/CeEBB高，而使热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ低，δHAZ/δWM不充分。
接头No.54（比较例）因添加到焊缝金属（WM）中的Ni量少，接头No.56（比较例）因焊缝金属（WM）的CeEBW低，而使WM的CTOD值δWM低，δBM/δWM增大。
接头No.55（比较例）因添加到焊缝金属（WM）中的Ni量大，接头No.57（比较例）因焊缝金属（WM）的CeEBW高，而使热影响部（HAZ）的CTOD值δHAZ低，δHAZ/δWM不充分。
产业上的可利用性
根据本发明，在屈服强度355MPa级的钢材的电子束焊接接头的焊缝金属及热影响部，与钢材（母材）的断裂韧性相比较，断裂韧性的劣化小。因此，能够廉价地提供各部的断裂韧性适度平衡的电子束焊接接头和能够形成该焊接接头的、适用于海上风力发电用铁塔的基础部分的建设的钢材。因而，本发明在大型钢结构件建设产业中的可利用性高。

Claims (16)

1.一种电子束焊接接头，其特征在于，其是将钢材用电子束焊接、形成焊缝金属而得到的电子束焊接接头，其中，所述钢材的组成以质量％计含有：
C：0.02％～0.10％、
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％、
Mg：0.0003％～0.0027％、
Ca：0.0003％～0.0027％、
Nb：0％～0.020％、
V：0％～0.030％、
Cr：0％～0.50％、
Mo：0％～0.50％、
Cu：0％～0.25％、
Ni：0％～0.50％、及
B：0％～0.0030％，
将Al限制在0.006％以下、
将P限制在0.015％以下、
将S限制在0.010％以下，
剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
所述钢材的组成中的Mg及Ca的以质量％表示的含量满足0.0006％≤Mg+Ca≤0.0040％，
将所述钢材的组成代入下式1求出的指标值CeEBB为0.42％～0.65％，
在沿着所述钢材的板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径为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7％以上的Mg且当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×103～1×105个/mm2；
所述焊缝金属的组成以质量％计含有：
C：0.02％～0.10％、
Si：0.03％～0.30％、
Mn：1.2％～2.4％、
Ni：1.0～2.3％、
Ti：0.005％～0.015％、
N：0.0020％～0.0060％、
O：0.0004％～0.0020％、
Mg：0.0003％～0.0027％、
Ca：0.0003％～0.0027％、
Nb：0％～0.020％、
V：0％～0.030％、
Cr：0％～0.50％、
Mo：0％～0.50％、
Cu：0％～0.25％、及
B：0％～0.0030％，
将Al限制在0.006％以下、
将P限制在0.015％以下、
将S限制在0.010％以下；
所述焊缝金属的组成中的Mg及Ca的以质量％表示的含量满足0.0006％≤Mg+Ca≤0.0040％，
将所述焊缝金属的组成代入下式2求出的指标值CeEBW为0.56％～0.73％；
CeEBB＝C+(1/4)Mn+(1/15)Cu+(1/15)Ni+(1/5)Cr+(1/5)Mo+(1/5)V(式1)
式1中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为所述钢材的组成中的各元素的质量％，
CeEBW＝C+(1/4)Mn+(1/15)Cu+(1/15)Ni+(1/5)Cr+(1/5)Mo+(1/5)V(式2)
式2中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo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的比即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45～150mm。
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，将所述焊缝金属的CTOD值定义为δWM、将焊接热影响部的CTOD值定义为δHAZ、将钢材的CTOD值定义为δBM时，满足：
0.8≤δBM/δWM≤1.25、及
0.3≤δHAZ/δWM≤1.1。
5.根据权利要求1或2所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述钢材的组成中的Al被限制在0.004％以下，并且所述焊缝金属的组成中的Al被限制在0.004％以下。
6.根据权利要求1或2所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述钢材的组成中的Ti被限制在0.014％以下，并且所述焊缝金属的组成中的Ti被限制在0.014％以下。
7.根据权利要求1或2所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述钢材的组成中的B被限制在0.0002％以下。
8.根据权利要求1或2所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述钢材的组成中的N被限制在0.0045％以下。
9.一种电子束焊接用钢材，其特征在于，所述钢材的成分以质量％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％、
Mg：0.0003％～0.0027％、
Ca：0.0003％～0.0027％、
Nb：0％～0.020％、
V：0％～0.030％、
Cr：0％～0.50％、
Mo：0％～0.50％、
Cu：0％～0.25％、
Ni：0％～0.50％、及
B：0％～0.0030％，
将Al限制在0.006％以下、
将P限制在0.015％以下、
将S限制在0.010％以下，
剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
所述钢材的组成中的Mg及Ca的以质量％表示的含量满足0.0006％≤Mg+Ca≤0.0040％，
将所述钢材的组成代入下式1求出的指标值CeEBB为0.42％～0.65％，
在沿着所述钢材的板厚方向的断面的板厚中心部，当量圆直径为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7％以上的Mg且当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×103～1×105个/mm2；
CeEBB＝C+(1/4)Mn+(1/15)Cu+(1/15)Ni+(1/5)Cr+(1/5)Mo+(1/5)V(式1)
式1中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为所述钢材的组成中的各元素的质量％。
10.根据权利要求9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量相对于所述指标值CeEBB的比即C/CeEBB为0.02～0.15。
11.根据权利要求9或10所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述钢材的厚度为45～150mm。
12.根据权利要求9或10所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述钢材的组成中的Al被限制在0.004％以下。
13.根据权利要求9或10所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述钢材的组成中的Ti被限制在0.014％以下。
14.根据权利要求9或10所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述钢材的组成中的B被限制在0.0002％以下。
15.根据权利要求9或10所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述钢材的组成中的N被限制在0.0045％以下。
16.一种电子束焊接用钢材的制造方法，其是权利要求9或10所述的电子束焊接用钢材的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
在铸造所述钢材时，以1300～1100℃的温度区的冷却速度达到9℃/min以上的方式对所述钢材进行冷却的工序；和
在所述铸造工序后，将所述钢材加热至950～1150℃，然后实施加工热处理的工序。
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