CN103221564B - 电子束焊接接头及电子束焊接用钢材和其制造方法 - Google Patents

Abstract

该电子束焊接接头以质量％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％、Al：0.015％以下、P：0.015％以下、S：0.010％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，Mg及Ca的以质量％表示的含量满足0.0006％≤Mg＋Ca≤0.0040％，电子束焊接淬火性指标值CeEB为0.49％～0.60％，在板厚中心部，当量圆直径为1.0μm以上的氧化物的数量为20个/mm²以下，含有7％以上的Mg的当量圆直径为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和其制造方法

技术领域

本发明涉及对被焊接部照射电子束而进行焊接的电子束焊接用钢材和其制造方法，进而，涉及对该钢材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日在日本申请的专利申请2010－260492号并主张优先权，将其内容引用于此。 

背景技术

近年来，为了减少作为地球环境变暖的原因之一的CO₂气体及应付未来石油等化石燃料的枯竭，正在积极尝试可再生的自然能源的利用。风力发电也是有前途的可再生能源之一，正在建设大规模的风力发电厂。 

最适合风力发电的地域为能够期待不断强风的地域。因此，海上风力发电正在以世界性的规模被计划并实现（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涡轮机叶片离海水面的高度，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板厚超过50mm例如为100mm左右、且具有直径为4m左右的大截面的钢管结构。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物。 

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、激光束焊接等高能量密度束焊接是高效率的焊接。但是，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在维持于高真空状态的真空室内进行。因此，以往，能够通过高能量密度束焊接进行焊接的钢板的板厚及尺寸受焊接装置的能力和真空室内的 尺寸限制。 

相对于此，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为100mm左右的极厚钢板的电子束焊接方法。例如，英国的焊接研究所开发了可在低真空下施工的焊接方法（RPEBW：Reduced Pressured 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），则在建设风力发电用铁塔这样的大型结构物时，也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。RPEBW法与在真空室内焊接的方法相比，虽是在低真空度的状态下进行焊接的焊接方法，但与以往的电弧焊相比，能够期待提高焊接金属（WM）的韧性。 

通常，作为定量评价焊接结构物的安全性的指标，已知有可通过CTOD（Crack Tip Opening Displacement：龟裂端开口位移）试验求出的、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。由于试验片的尺寸对断裂韧性有影响，因此即使通过以往的V型缺口夏氏冲击试验这样的小型试验能得到良好的结果，在对大型钢结构物的焊接接头进行的CTOD试验中，在0℃下也未必能得到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将焊接部的钢材（母材）暂时熔化、并使其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，通过焊丝等调整焊接金属的硬度和断裂韧性值δc等机械特性。在电子束焊接法中通常不利用焊丝。 

因此，为了提高电子束焊接接头的断裂韧性值δc，提出了使焊接金属（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，提出将焊接金属的硬度规定为超过钢材的硬度的110%且在220%以下，且将焊接金属的宽度规定为钢材的板厚的20%以下。此外，在专利文献7中，提出将焊接金属中的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 

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2006－322400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

发明要解决的课题 

在海上风力发电用铁塔的建设中，在将钢材对焊后，不对焊接部实施热处理而直接使用，因此对焊接金属（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，通常不使用焊丝，因此调整钢材（母材）的成分组成来控制焊接金属及热影响部的韧性。 

以往，提出了控制焊接金属中的夹杂物、焊接金属的硬度与钢材（母材）的硬度的关系、或控制焊接金属的宽度的方法，但如果热影响部的韧性不充分，则焊接接头整体的断裂韧性值下降。 

另外，通过将板状或箔状的Ni（嵌入金属（insert metal））贴附在焊接面（坡口面）上进行电子束焊接，能够将焊接金属（WM）的韧性提高到钢材（母材）的韧性以上。可是，在此种情况下，如果钢材（母材）的成分组成不合适，则焊接金属的硬度与热影响部的硬度的差也变得显著。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，根据本发明人的研究，在电子束焊接接头中，适合用于提高韧性的成分组成在焊接金属中和热影响部中未必一致。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，焊接金属也无法得到高的韧性。另一方面，即使考虑到通过电子束焊接形成的焊接金属的韧性，将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课题不能用有关电弧焊的课题解决方法来解决。 

本发明鉴于这样的情况而作出，本发明的目的是提供能形成高强度且焊接金属（WM）、热影响部（HAZ）及钢材（母材、BM：Base Metal）的断裂韧性适度平衡的电子束焊接接头的钢材及其制造方法，所述钢材是构成海上风力发电用铁塔的基础部分的、板厚为45mm以上的电子束焊接用钢材。本发明的另一目的是提供对该钢材的被焊接部照射电子束而形成的断裂韧性优异的电子束焊接接头。 

用于解决课题的手段 

在本发明中，为了解决上述课题，添加1.5质量％以上的Mn来确保淬火性，并同时添加作为强力的脱氧元素的Mg及Ca，使含Mg的微细的氧化物（含Mg的氧化物）生成，将该氧化物作为抑制晶粒成长的钉扎粒子、和晶内相变的生成核利用，使钢材（母材、BM）、热影响部（HAZ）、焊接金属（WM）的断裂韧性适度平衡。 

特别是在不适用焊丝、WM宽度及HAZ宽度窄、线能量低的电子束焊接中，在焊接金属（WM）及热影响部（HAZ）中微细地分散的含Mg的氧化物抑制热影响部（HAZ）中的奥氏体晶粒的粗大化，并促进晶内铁素体的生成。 

另外，在本发明中，控制新引入的电子束焊接淬火性指标CeEB，使钢材（母材、BM）、焊接金属（WM）、及热影响部（HAZ）的断裂韧性适度平衡，作为焊接部整体，确保所需要的断裂韧性。进而，在本发明中，为了提高淬火性，使Mn量增大，另一方面，使Cr、Mo、Cu、Ni、和/或Nb的各量降低，从而使电子束焊接用钢材的制造成本降低。 

电子束焊接淬火性指标CeEB是本发明人为了提高电子束焊接接头的断裂韧性而新引入的指标。关于指标CeEB的技术意义，与一起引入的指标（比）“C/CeEB”（C：C含量）的技术意义一并在后面叙述。 

本发明的要旨如下。 

（1）本发明的一个实施方式涉及的电子束焊接接头是将钢材用电子束焊接而成的电子束焊接接头，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限制为0.015％以下，将P限制为0.015％以下，将S限制为0.010％以下，余量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述式1而求出的指标值CeEB为0.49％～0.60％，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的当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×10³～1×10⁵个/mm²。 

CeEB＝C＋9/40Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V   （式1） 

这里，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别表示规定的钢材的组成中的各元素的质量％。 

（2）在上述（1）的电子束焊接接头中，以质量％表示的所述钢材的C量相对于所述钢材的所述指标值CeEB的比即C/CeEB可以为0.04～0.18。 

（3）在上述（1）或（2）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）～（3）中的任一个电子束焊接接头中，将焊接金属的CTOD值定义为δ_WM、将焊接热影响部的CTOD值定义为δ_HAZ及将所述钢材的CTOD值定义为δ_BM时，δ_WM、δ_HAZ及δ_BM可以满足下述式2及式3。 

0.3≤δ_WM/δ_BM≤1.1   （式2） 

0.3≤δ_HAZ/δ_BM≤1.1   （式3） 

（5）本发明的另一实施方式涉及的电子束焊接用钢材，其中，所述钢材的组成以质量％计含有C：0.02％～0.10％、Si：0.03％～0.30％、Mn：1.5％～2.5％、Ti：0.005％～0.015％、N：0.0020％～0.0060％、O：0.0010％～0.0035％、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限制为0.015％以下，将P限制为0.015％以下，将S限制为0.010％以下，余量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述式1而求出的指标值CeEB为0.49％～0.60％，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的当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×10³～1×10⁵个/mm²。 

CeEB＝C＋9/40Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V   （式1） 

这里，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别表示规定的钢材的组成中的各元素的质量％。 

（6）在上述（5）的电子束焊接用钢材中，以质量％表示的所述钢材的C量相对于所述钢材的所述指标值CeEB的比即C/CeEB可以为0.04～0.18。 

（7）在上述（5）或（6）的电子束焊接用钢材中，所述钢材的厚度可以为45～150mm。 

（8）本发明的另一实施方式涉及的电子束焊接用钢材的制造方法，其具有下述工序：在铸造所述钢材时将所述钢材以在1300～1100℃的温度区域中的冷却速度成为9℃/min以上的方式进行冷却的工序、和在所述铸造工序后将所述钢材加热到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（母材、BM）、焊接金属（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异，而焊接金属的断裂韧性差时，焊接金属成为断裂的起点，焊接接头的断裂韧性变差。此外，即使焊接金属的断裂韧性优异，而热影响部的断裂韧性差时，以热影响部为起点发生断裂。这样，在焊接接头的各部分中断裂韧性存在偏差时，焊接接头整体的断裂韧性变差。 

关于应用了电子束的屈服强度为355Mpa级的钢材的焊接部（焊接金属及热影响部）的脆性断裂，在原奥氏体晶粒的周边生成的粗大的晶界铁素体、或在原奥氏体晶粒的内部以板条状生成的上贝氏体或侧板条铁素体等成为断裂的起点而发生。 

并且，上贝氏体或从原奥氏体晶界生成的粗大的铁素体成为起点而发生脆性断裂时的断裂面单元依赖于原奥氏体的粒径。因此，利用由析出物 产生的钉扎效果和晶内相变，使焊接金属及热影响部中的原奥氏体的粒径减小，从而能改善焊接部的断裂韧性。 

因此，在本发明中，将作为强力的脱氧元素的Mg及Ca同时添加到钢中，使微细的含Mg的氧化物不仅在钢材（母材、BM）中分散，而且在焊接金属（WM）及热影响部（HAZ）中分散。 

微细的含Mg的氧化物作为钉扎粒子起作用，抑制热影响部中的晶粒成长，并且作为晶内相变的生成核起作用，使晶内铁素体在焊接金属及热影响部中生成。其结果是，焊接金属及热影响部的组织变得微细，钢材（母材）、热影响部及焊接金属的断裂韧性提高，同时这3种断裂韧性的平衡提高。 

发明效果 

根据本发明，在屈服强度为355Mpa级的钢材的电子束焊接接头中，能抑制焊接金属及热影响部的断裂韧性的劣化。此外，能提供钢材（母材）、热影响部、焊接金属的断裂韧性适度地平衡的电子束焊接接头，且能以低成本提供能够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。 

图2A是定性地表示淬火性与焊接金属的晶体粒径的关系的图。 

图2B是定性地表示淬火性与热影响部的高碳马氏体量的关系的图。 

图3是定性地表示焊接金属的硬度相对于钢材（母材）的硬度的比与焊接金属及热影响部的断裂韧性的关系的图。 

图4是定性地表示CeEB与焊接金属及热影响部的断裂韧性值（δc）的关系的图。 

图5A是定性地表示焊接金属的断裂韧性值与C/CeEB的关系的图。 

图5B是定性地表示热影响部的断裂韧性值与C/CeEB的关系的图。 

图6是表示导入了缺口的试验片的图。 

图7是表示焊接接头的CTOD试验结果与钢材中所含的夹杂物（微小的含Mg的氧化物粒子和粗大的氧化物粒子）的个数的关系的图。 

图8A是表示铸坯的冷却速度与钢材中所含的微小的含Mg的氧化物粒 子的数量的相关关系的图。 

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关关系的图。 

图9是表示钢材中的总氧量与钢材中所含的微小的含Mg的氧化物粒子的数量的相关关系的图。 

具体实施方式

在海上风力发电用铁塔的建设中，将钢材焊接后，不对焊接部实施热处理，直接使用。因此，对于焊接金属及热影响部，要求优异的韧性。此外，电子束焊接时，通常不使用焊丝，因此，通过调整钢材（母材）的成分组成来控制焊接金属及热影响部的韧性。 

以往，电子束焊接应用于含有大量的Cr和Mo的高强度钢（所谓的Cr－Mo高强度钢）或不锈钢或高Ni钢等、不需要生成焊接金属的氧化物的钢材。不锈钢的热影响部中不生成脆化相。此外，在Cr－Mo高强度钢的情况下，如图1定性地所示，热影响部的组织成为韧性优异的下贝氏体，通过焊接金属的氧化物的控制，可得到非常高的韧性。 

本发明的实施方式涉及的电子束焊接接头中使用的钢材的板厚和强度没有特别限定，例如，可适当地使用能用于海上风力发电用铁塔等的、板厚为45～150mm、YP（屈服点）为约315MPa～550MPa、TS（抗拉强度）为约450MPa～690Mpa的结构用钢。根据需要，可以将板厚上限设为120mm或130mm。可以将YP下限设为340MPa或355Mpa，将YP上限设为500MPa、460MPa或420MPa。可以将TS下限设为470MPa或490Mpa，将TS上限设为600MPa、570MPa或550MPa。 

这种钢材是YP为约355Mpa的结构用钢，与Cr－Mo高强度钢相比强度低，如图1定性地所示，热影响部的组织成为韧性低的上贝氏体。对这样的钢材进行电子束焊接时，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-Aconstituent）。因此，对结构用钢进行电子束焊接时，难以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焊接金属的韧 性的提高特别有效，高碳马氏体特别使热影响部的韧性降低。此外，关于成分与组织的关系，已知：使淬火性指标Ceq增大时，如图2A所示，焊接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，为了提高焊接金属及热影响部的韧性，焊接金属的硬度与钢材（母材）的硬度的平衡是重要的。即，如图3所示，相对于钢材（母材）的硬度，使焊接金属的硬度提高时，焊接金属的韧性提高。但是，因焊接金属的硬化的影响，变形集中在热影响部，因此，热影响部的韧性因焊接金属的硬化的影响而降低。因此，为了防止韧性变差的上贝氏体的生成而提高淬火性时，发生焊接金属的硬化，因该影响，产生热影响部的韧性受损的问题。 

这样，钢的淬火性与WM的晶体粒径和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在定性上是公知的。但是，以往，不存在通过钢材的成分来控制焊接接头的断裂韧性的平衡的想法。因此，例如对提高了淬火性的钢材（母材）进行电子束焊接时，虽然WM的韧性提高，但是产生HAZ的韧性显著降低等的问题。 

因此，本发明人为了在电子束焊接接头中确保所需要的韧性，研究了适合于电子束焊接的表示淬火性的指标，新设计并引入了“CeEB”。即，下述（式1）定义的“电子束淬火性指标CeEB”是为了进一步提高电子束焊接接头的断裂韧性，着眼于对钢材的组织的形成影响大的淬火性，考虑到可靠地确保所需要的组织的生成而作成的指标。 

CeEB＝C＋9/40Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V   （式1） 

这里，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别为钢材成分的含量（质量％）。 

上述（式1）定义的CeEB是基于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）、并且考虑到Mn在电子束焊接时蒸发而减少、从而淬火性降低这一点而设计的指标。另外，基于经验性地得到的淬火性的降低的程度，将Mn的系数设为9/40。该系数的值比公知的Ceq中的Mn的系数1/6大。 

指标CeEB是具有如下作用的指标：（1）在电子束焊接前的钢材（母材）中将淬火性确保在所需要的范围内；（2）在焊接金属中促进微细的铁 素体的生成；并且，（3）在热影响部中，抑制使韧性降低的上贝氏体或高碳马氏体等的生成。 

图4中定性地表示电子束焊接接头中的焊接金属（WM）及热影响部（HAZ）的断裂韧性值（δc）与CeEB的关系。实线的曲线为焊接金属的断裂韧性值（δcwm），虚线的曲线是热影响部的断裂韧性值（δcha）。二点划线的曲线是假想地忽略WM的硬度的影响时的热影响部的断裂韧性值（HAZ韧性的预测值）。这样的HAZ韧性的预测值可通过实施模拟了HAZ的热过程的热处理而得到的试验片的断裂韧性试验来测定。 

指标CeEB增大时，WM的组织变得微细，δcwm提高。另一方面，HAZ中，因高碳马氏体的增加和HAZ的硬化，HAZ韧性的预测值降低。此外，CeEB增大时，WM硬化，受其影响，δcha与HAZ韧性的预测值相比进一步降低。 

这样，通过指标CeEB，能综合性地评价焊接金属及热影响部的断裂韧性。将CeEB限定在适当的范围内时，能使焊接金属及热影响部的断裂韧性值两者均在由一点划线表示的目标值以上。在利用后述的钉扎粒子和晶内相变时，根据钉扎和晶内相变的效果，δcwm及δcha提高。 

接着，本发明人对钢材（母材）的C量及CeEB与钢材（母材）、焊接金属及热影响部的韧性的关系进行了研究。其结果可知，优选将钢材（母材）的C量与CeEB的比“C/CeEB”调整在特定的范围内。下面对于比“C/CeEB”的技术意义进行说明。 

比“C/CeEB”是用于使焊接金属部的淬火性与热影响部及钢材的淬火性不极端偏离的指标。图5A中示出CeEB与焊接金属的断裂韧性值（δc）的关系，图5B中示出CeEB与热影响部的断裂韧性值的关系。 

CeEB是淬火性的指标。CeEB增大时，在焊接金属中粒径变得微细，因此断裂韧性值增高，在热影响部中高碳马氏体的生成被促进，断裂韧性值降低。此外，在电子束焊接中，焊接金属的Mn的一部分蒸发，Mn量减少。 

因此，如图5A所示，为了使焊接金属的断裂韧性提高，优选提高C/CeEB而确保淬火性。另一方面，在热影响部中，因C量的增加而促进高碳马氏体的生成。因此，如图5B所示，为了确保断裂韧性值，优选限制 C/CeEB。 

进而，本发明人对改善焊接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。其结果可知，将适量的Mg及Ca同时添加，使作为钉扎粒子及晶内相变的生成核起作用的“含Mg的微细的氧化物”（含Mg的微细氧化物）生成时，热影响部及焊接金属的韧性提高。 

通过后述的预备实验调查了氧化物粒子的数量与断裂韧性值的关系，结果得到了以下的见解。含有7％以上的Mg的氧化物粒子的当量圆直径为0.05μm以上时，高效率地显示钉扎作用及晶内相变促进作用，对晶粒的细粒子化有很大贡献。另一方面，粒径较大的氧化物（包括含Mg的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的起点的倾向特别高，因此优选尽可能限制其个数。而且，判明使钢材中适量地含有当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的含7％以上的Mg的氧化物粒子时，不会发生脆性断裂，能有效地使晶粒细粒化。 

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的含7％以上的Mg的氧化物粒子（以下有时简称为“微小的含Mg的氧化物”）、（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2个等级的数量进行了测定。而且，定量地验证了钢材内的各等级的氧化物粒子的数量与使用该钢材的电子束焊接后的接头的韧性值的关系。 

在预备实验中，使用小型实验炉，制造了将以质量％计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％作为目标的铸坯。在制造铸坯时，为了控制各等级的氧化物的个数，控制了以下2个工序。（i）通过改变熔融金属的真空脱气处理的处理时间，从而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℃的温度区域的铸坯的冷却速度控制在1～30℃/min的范围内。在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几乎一致。此外，制造的各铸坯的总氧量为11ppm～39ppm。使用得到的铸坯，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参照在 后述的实施例中使用的方法。 

进而，对这些钢材实施电子束焊接，制作了I坡口的对焊接头。该焊接方法的详细情况参照后述的实施例。制作在这些焊接接头的熔合部（FL）部分形成有缺口的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、δ_HAZ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标记表示，不合格的试样用涂成实心的标记表示。此外，钢中的氧量为0.0035%以下的试样用菱形的标记表示，氧量超过0.0035%的试样用三角形的标记表示。 

图7示出CTOD试验的结果与上述微小的含Mg的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标记（中空的菱形）全部位于作为“本发明的范围”示出的虚线的四边形的范围内。也就是说，HAZ的CTOD值、δ_HAZ为0.3mm以上的条件是：（1）在钢材的板厚中心部，当量圆直径为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%以上的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的氧化物）为1×10³～1×10⁵个/mm²。 

接着，研究了铸坯在1300～1100℃的温度区域中的冷却速度与上述微小的含Mg的氧化物粒子的数量的相关关系。如图8A所示，冷却速度上升时，有板厚中心部的微小的含Mg的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的总氧量在0.0035%以下的试样（菱形的标记）中，在铸坯的冷却速度为9℃/min以上时，明确存在依赖于冷却速度而使氧化物的数量增加的倾向。其结果是，在上述的总氧量及冷却速度的范围内，将上述微小的含Mg的氧化物的数量控制在1×10³～1×10⁵个/mm²的范围。在图8A上，将该冷却速度范围作为“本发明的范围”用虚线和箭头表示。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、δ_HAZ为0.3mm以上（菱形的中空的标记）。 

接着，研究了铸坯在1300～1100℃的温度区域中的冷却速度与上述粗大的氧化物粒子的数量的相关关系。如图8B所示，冷却速度上升时，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 的总氧量在0.0035%以下的试样（菱形的标记）中，在铸坯的冷却速度为9℃/min以上时，上述粗大的含Mg的氧化物的数量在20个/mm²以下的范围。在图8B上，将该冷却速度范围作为“本发明的范围”用虚线和箭头表示。 

接着，研究了钢中的总氧量与上述微小的含Mg的氧化物粒子的数量的相互关系。如图9所示，总氧量上升时，有板厚中心部的上述微小的含Mg的氧化物粒子的数量增加的倾向。总氧量超过0.0035%时，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的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，将总氧量为0.0035%（35ppm）以下的范围作为“本发明的范围”用虚线和箭头表示。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δ_HAZ值（菱形的中空的标记）。 

综合上述预备实验的结果，发明人得到了以下的见解。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的氧化物的量，能够提高电子束焊接接头的热影响部及焊接金属的断裂韧性。此外，可知：为了控制夹杂物粒子的尺寸及个数，（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。另外，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量即可，不一定需要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，本发明中，将钢材（母材）的C量、CeEB、C/CeEB及氧化物粒子的尺寸和个数控制在适当的范围内，添加微量的Mg、Ca等元素。由此，在焊接时，微细的含Mg的氧化物被用作钉扎粒子及晶内相变的生成核，能得到使焊接金属及HAZ的断裂韧性值相对于钢材（母材）的断裂韧性值的比成为适当的范围、尽量抑制了断裂韧性值δc的偏差的电子束焊接接头和能形成该焊接接头的钢材。 

本发明的实施方式涉及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的以质量％表示的含量满足0.0006％≤Mg＋Ca≤0.0040％。 

此外，上述钢材的组成中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，根据需要，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％、及B：0％～0.0030％。 

上述钢材的组成的余量由铁及不可避免的杂质构成。 

下面对各元素的添加理由及添加量进行说明。另外，％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体的强度，添加0.02%以上。此外，C量少时，焊接金属的淬火性不足，有时损害韧性。C量的优选的下限为0.03%，更优选的下限为0.04%。另一方面，C量超过0.10%时，淬火性过度增大，特别是焊接金属及热影响部的韧性降低，因此C量的上限规定为0.10%。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，过剩地添加Si时，特别是在热影响部中大量生成高碳马氏体，特别是焊接金属及热影响部的韧性下降。因此将Si量上限规定为0.30%。优选的Si量的上限为0.20%，更优选为0.15%。优选的Si量的下限为0.05％、0.07％或0.09％。 

Mn是对于确保韧性且通过提高淬火性而确保钢板的强度有效的元素。在Mn量低于1.5%时，无法充分确保钢材的韧性、强度及淬火性。此外，在电子束焊接时，Mn从焊接金属中蒸发而损失，焊接金属的淬火性降低。因此，为了提高钢材的韧性、强度及淬火性以及焊接金属的淬火性并确保韧性，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，Mn量超过2.5%时，淬火性过度增大，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%，更优选的上限为2.3%。 

P是不可避免的杂质，对钢材（母材、BM）、焊接金属（WM）及热影响部（HAZ）的韧性产生不良影响。特别是为了确保焊接金属（WM）及热影响部（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限定，其下限为0%。从制造成本的观点出发，不需要0.001%以下的P极低化，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的微细氧化物为核析出，形成Mn稀薄的区域，促进晶内铁素体的生成（晶内相变）。为了促进晶内相变，优选含有0.0001%以上的S。优选的S量的下限为0.001%。根据需要，也可以将S量的下限规定为0.002%。此外，也可以不限定S量的下限，将下限规定为0%。另一方面，过剩地含有S时，特别是焊接金属（WM）及热影响部（HAZ）的韧性下降。因此，将S量限制在0.010%以下。优选的S量的上限为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或氧化物。在线能量低的电子束焊接接头中，在热影响部（HAZ）中存在微细的TiN时，作为晶内相变的生成核发挥作用。 

为了通过晶粒成长的抑制或晶内相变来提高热影响部及焊接金属的韧性，添加0.005%以上的Ti。优选的Ti量下限为0.007%。另一方面，Ti过剩时，生成TiN等粗大的含Ti夹杂物，韧性劣化，因此将Ti量的上限规定为0.015%。优选的Ti量的上限为0.012%。 

N是与Ti结合形成微细的氮化物的元素。通过钢材（母材）的晶粒的微细化、或利用钉扎效果抑制热影响部中的粒径的粗大化、或由晶内相变带来的粒径的微细化，使焊接金属及热影响部的韧性提高。为此，添加0.0020%以上的N。优选的下限为0.0030%或0.0035％。 

另一方面，N量过剩时，对焊接金属及热影响部的韧性产生不良影响，因此，将上限规定为0.0060%。优选的上限为0.0050%或0.0040％。 

O是生成含Mg的微细氧化物的元素，添加0.0010%以上。另外，按照本发明的实施方式在一般条件下进行电子束焊接时，在该过程中，在焊接金属中钢材的O量内的大约一半左右损失的情况较多。例如，钢材的O量为0.0035%以下时，焊接后的接头中，焊接金属中的O量为约0.0018%以 下的情况较多。因此，钢材（母材）的O量的下限优选为0.0015%。更优选为0.0020%。但是，O过剩时，氧化物变得粗大，成为断裂的起点等，对钢材及热影响部的韧性产生不良影响。因此，将钢材（母材）的O量的上限规定为0.0035%。在按组成或制造工序等条件容易在钢材中生成过剩的氧化物时，也可以将O量的上限规定为0.0032%、0.0029%或0.0025%。 

Mg在本发明中是极其重要的元素。Mg形成含Mg的微细氧化物，有助于促进晶内相变。为了将含Mg的微细氧化物作为钉扎粒子利用，添加0.0003％以上。此外，为了促进晶内相变，优选添加0.0005％以上。为了形成更多的含Mg的氧化物，也可以将Mg量的下限规定为0.0007％、0.0009％或0.0011％。 

在含Mg的氧化物中，只要含有7％以上的Mg，则即使含有除Mg、O以外的元素也没有任何影响。 

另一方面，Mg超过0.0027％时，生成粗大的氧化物，钢材（母材）及热影响部的韧性降低，因此将上限规定为0.0027％。优选的Mg量的上限为0.0025％、0.0023％或0.0021％。 

Ca是强力的脱氧元素，为了抑制Mg氧化物的粗大化来确保含Mg的微细氧化物，添加0.0003%以上。此外，Ca生成CaS，抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成。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%以上的Ca。更优选的Ca量的下限为0.0007％或0.0009％。 

另一方面，Ca超过0.0027%时，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%。更优选的上限为0.0025％、0.0023％或0.0021％。 

在本发明中，为了通过Ca的添加来强化脱氧、从而抑制Mg氧化物的粗大化，将Ca及Mg同时添加。即，Ca比Mg优先形成氧化物，因此，抑制了Mg氧化物的粗大化，促进含Mg的微细氧化物的生成。含Mg的微细氧化物作为钉扎粒子及晶内相变核起作用，并且也成为TiN的生成核。本发明中，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及Ca合计添加0.0006％以上。也可以将Mg及Ca的合计量的下限规定为0.0010％或0.0015％。 

另一方面，Mg及Ca的合计量过剩时，氧化物凝集，变得粗大化，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及Ca的合计量的优选的上限为0.0030％，更优选为0.0025％。 

基于以下理由，本发明的实施方式涉及的钢材可以进一步在一定限度内含有Al、Nb、和/或V。 

Al具有通过脱氧及显微组织的微细化使钢材（母材）的韧性提高的效果，因此，根据需要，可以添加0.001％以上。优选添加0.003％以上或0.005％以上的Al。但是，Al氧化物的铁素体相变核生成能力小，对于晶内相变几乎没有贡献，因此，Al量的上限设为0.015％以下。Al氧化物变得粗大时，成为断裂的起点，因此，优选的上限为0.012％，更优选为0.010％。Al量的下限不需要特别限定，Al量也可以为0％。 

Nb使钢材（母材）的淬火性提高，是对于提高强度有效的元素，根据需要，可以添加0.001％以上。优选添加0.003％以上。但是，过量添加Nb时，焊接金属（WM）及热影响部（HAZ）的韧性降低，因此，将Nb量的上限规定为0.020％。优选的Nb量的上限为0.012％，更优选为0.010％。Nb量的下限不需要特别限定，Nb量也可以为0％。 

V是通过少量添加具有提高淬火性及回火软化阻力的效果的元素，不是必须添加，但是，根据需要，可以添加0.005％以上。优选添加0.010％以上的V。但是，过量添加V时，焊接金属（WM）及热影响部（HAZ）的韧性降低，因此将V量的上限规定为0.030％。优选的V量的上限为0.025％。要求更稳定的淬火性时，可以将V量限制为低于0.020％、或者0.018％以下。V量的下限不需要特别限定，V量也可以为0％。 

本发明的实施方式涉及的钢材根据需要可以进一步含有Cr、Mo、Cu、Ni及B中的1种或2种以上。这些元素不是必须添加，但是，添加时，对于韧性及强度的提高是有效的。为了得到该效果，将Cr、Mo、Cu、和/或Ni分别添加0.05％以上。 

B是通过少量添加使淬火性大幅提高的元素。在难以确保冷却速度的情况等下，根据需要可以以0.0030％为上限来添加B。为了得到淬火性提高效果，添加0.0002％以上的B。 

但是，Cr、Mo、Cu及Ni为高价，因此，从经济性的观点出发，设定 Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.25％以下、Ni：0.50％以下的添加量。特别是在提高了Mn量的本发明的钢材中，将这些元素过量添加时，淬火性过度提高，有时损害韧性的平衡。因此，优选将Cr、Mo、Cu、和/或Ni的合计量设为0.70％以下。更优选将该合计量设为0.50％以下。根据需要，将该合计量限制为0.40％、0.30％或0.20％。 

为了避免由B添加引起的钢材的裂纹等，可以将B量的上限限制为0.0020％、0.0017％或0.0014％。不需要特别限定Cr、Mo、Cu、Ni及B的下限，各自的添加量可以为0％。 

在本发明的实施方式涉及的钢材中，基于上述成分组成，将下述（式1）定义的电子束焊接淬火性指标CeEB规定为0.49％～0.60％。 

CeEB＝C＋9/40Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V   （式1） 

这里，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V为各个元素在钢材中的含量（质量％）。另外，在这些成分中的任一种不添加到钢材中的情况下，在其元素的含量中代入0而使用（式1′）式即可。例如，在Cu、Ni、Cr、Mo及V均不含有的钢材的情况下，CeEB使用下述（式1′）来代替上述（式1）。 

CeEB＝C＋9/40Mn   （式1′） 

但是，在Cu、Ni、Cr、Mo及V作为不可避免的杂质而含有的情况下，优选通过（式1）计算CeEB。 

电子束焊接淬火性指标CeEB是考虑到电子束焊接特有的焊接金属中的Mn量的减少而表示淬火性的指标。CeEB低于0.49％时，焊接金属的淬火性不足，生成上贝氏体，焊接接头的断裂韧性变得不充分。因此，CeEB的下限设为0.49％，上限设为0.60％。 

使CeEB为0.50％以上、优选为0.51％以上时，断裂韧性进一步提高。但是，CeEB超过0.60％时，热影响部（HAZ）的断裂韧性变得不充分。因此，CeEB的上限优选为0.59％，更优选为0.58％。 

本发明的实施方式涉及的钢材的沿板厚方向的断面的板厚中心部中，当量圆直径为1.0μm以上的氧化物粒子（粗大的氧化物粒子）的数量为20个/mm²以下。此外，在同样的板厚中心部中，含有7％以上的Mg的当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物（微小的含Mg的氧化物粒子）的数量为1×10³～1×10⁵个/mm²。上述粗大的氧化物粒子的数量超过20个 /mm²时，该夹杂物粒子成为断裂的起点，热影响部及焊接金属的断裂韧性变得不充分。上述微小的含Mg的氧化物粒子的数量低于1×10³时，由微小的含Mg的氧化物粒子带来的钉扎作用变得不充分，对热影响部及焊接金属的韧性产生不良影响。上述微小的含Mg的氧化物粒子的数量超过1×10⁵时，过量的微小的含Mg的氧化物粒子成为断裂的起点的倾向增高，热影响部及焊接金属的断裂韧性变得不充分。 

另外，粗大的氧化物粒子数的测定方法例如使用钢材的板厚方向的中央部的断面试样通过FE－SEM（Field Emission Scanning Electron Microscope，场发射扫描电子显微镜）进行测定。 

此外，含Mg的氧化物粒子数的测定方法例如使用钢材的板厚方向的中央部的断面试样通过FE－TEM（Field Emission Transmission Electron Microscope，场发射透射电子显微镜）进行测定。进而，制作萃取复型膜并用TEM进行观察，对于通过EDX法（Energy Dispersive X-ray Spectrometry，能量色散X射线光谱）测定的Mg的重量比为7％以上的粒子，判定为含有7％以上的Mg的氧化物粒子。 

C量相对于电子束焊接淬火性指标CeEB的比（C/CeEB）是表示焊接金属的淬火性与热影响部及钢材（母材）的淬火性的平衡的指标。优选C/CeEB采用0.04～0.18的值。在电子束焊接中，Mn蒸发，焊接金属的Mn量比钢材（母材）的Mn量少，因此，优选增加钢材（母材）的C量，确保淬火性，但是，C量过剩时，HAZ中生成高碳马氏体。 

C/CeEB低于0.04时，焊接金属的淬火性不足，断裂韧性降低，因此将下限设为0.04。优选的下限为0.05。另一方面，C/CeEB超过0.18时，有时热影响部的断裂韧性降低，因此上限设为0.18。优选的上限为0.15，更优选的上限为0.10。 

在使用本发明的实施方式涉及的钢材通过电子束焊接形成的焊接接头中，焊接金属的CTOD值δ_WM、热影响部的CTOD值δ_HAZ、及钢材（母材）的CTOD值δ_BM优选同时满足下述（式2）和（式3）。 

0.3≤δ_WM/δ_BM≤1.1   （式2） 

0.3≤δ_HAZ/δ_BM≤1.1   （式3） 

其中，δ_WM、δ_HAZ及δ_BM为在0℃下进行6次三点弯曲CTOD试验时的 CTOD值的最低值。另外，δ_BM、δ_HAZ及δ_WM中，δ_BM成为最大，但是，考虑到测定数据的偏差，将δ_WM/δ_BM及δ_HAZ/δ_BM的上限设为1.1。此外，CTOD值成为1.0mm以上时，视为延性断裂，以CTOD值为1.0mm进行上述计算。 

δ_WM/δ_BM及δ_HAZ/δ_BM低于0.3时，δ_WM、δ_HAZ及δ_BM的平衡极端变差，焊接部的断裂韧性大幅降低。因此，δ_WM/δ_BM及δ_HAZ/δ_BM的下限设为0.3。优选的下限为0.4，更优选为0.5。 

如本发明这样，对利用微细的含Mg的氧化物的钢进行电子束焊接时，难以将HAZ、WM的断裂韧性提高到与钢材（母材）同等为止的水平。因此，特别是在需要提高钢材（母材）的断裂韧性时，δ_WM/δ_BM及δ_HAZ/δ_BM的优选的上限为0.6，更优选为0.55。 

即，根据本发明的钢材，电子束焊接后的焊接接头中的焊接金属及热影响部的断裂韧性与钢材（母材）的断裂韧性相比的劣化被显著抑制。因此，能得到各部分的断裂韧性适度地平衡的焊接接头。 

电子束焊接可以在能通过简易的设备实现的低真空度、例如10Pa以下的减压下进行。真空度的下限取决于设备的能力，但是优选为10^－2Pa。焊接条件在加速电压130～180V、束电流100～130mA、焊接速度100～250mm/分的范围内根据装置的性能和钢材的板厚来确定。例如，板厚为80mm的情况下，推荐加速电压175V、束电流120mA、及焊接速度125mm/分左右。 

接着，对本发明的钢材的制造方法进行说明。在本发明的方法中，在对作为原材料的板坯（钢坯）等钢材进行铸造的铸造工序中，例如通过以9℃/min以上的速度进行冷却，能将上述粗大的氧化物粒子的数量限制为20个/mm²以下。同时，能确保上述微小的含Mg的粒子为1×10³以上。钢材（钢坯）的制造方法在工业上优选连续铸造法。根据连续铸造法，能够提高铸造后的冷却速度，将生成的氧化物（含Mg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、铸型厚度的降低、由铸坯未凝固层的压下引起的板坯厚度减少等。在使用这些手段时， 铸坯的冷却速度的上限一般为30℃/min左右。 

在本发明的方法中，首先，将经铸造的上述成分组成的钢材（钢坯）加热到950～1150℃。加热温度低于950℃时，热轧时的变形阻力增大，生产率降低。另一方面，超过1150℃进行加热时，钢材（钢坯）的Ti氮化物粗大化，有时钢材（母材）和热影响部的韧性降低。 

将钢材（钢坯）加热到950～1150℃后，为了得到需要的钢材的强度和韧性，实施加工热处理（TMCP：Thermo-Mechanical Controlled Processing）。加工热处理对于提高钢材的强度及韧性是有效的，例如有下述方法：（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 Quenching and Tempering）等。在本发明中，在提高断裂韧性的方面，优选（2）控制轧制－加速冷却及（3）轧制后直接淬火－回火处理。 

在未再结晶温度区域（约900℃以下）下进行的控制轧制将钢材的组织微细化，对于强度及韧性的提高是有效的。在本发明中，为了防止加工铁素体的生成，优选将控制轧制在Ar₃相变点以上的温度下结束。 

特别是进行控制轧制的情况下，如果接着进行加速冷却，则生成贝氏体和马氏体等硬质相，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℃。轧制后的直接淬火为在比控制轧制的温度区域高温的温度区域中进行热轧后通过水冷等进行淬火的方法。根据该方法，通常，强度过度上升，因此进行回火来确保韧性。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各种条件。 

采用表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，制造了钢材。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。另外，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。电子束焊接采用RPEBW法，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。 

并且，（a）在板厚低于60mm时，从焊接接头采集各6个t（板厚）×2t的尺寸的试验片，（b）在板厚为60mm以上时，从焊接接头采集各6个t（板厚）×t的尺寸的试验片。在试验片上，作为缺口，将50%疲劳裂纹导入焊接金属（WM）的中央、熔合部（FL）及钢材（母材、BM）的各位置。图6中示出导入了缺口的试验片。 

另外，在电子束焊接中，由于热影响部的宽度窄，因此采用在熔合部导入了缺口的试验片，测定了热影响部的CTOD值δ_HAZ。 

在试验温度0℃下实施CTOD试验，求出断裂韧性值δc。此外，CTOD值为1.0以上的情况下，视为延性断裂，以CTOD值为1.0进行了上述计算。在各缺口位置，将6个最低值分别作为断裂韧性值δ_WM、δ_HAZ、δ_BM。表3及表4中示出了基于焊接接头的焊接金属（WM）的CTOD值δ_WM、热影响部（HAZ）的CTOD值δ_HAZ、及钢材（母材、BM）的CTOD值δ_BM的δ_WM/δ_BM、及δ_HAZ/δ_BM的值。 

钢材的夹杂物粒子的个数通过以下方法测定。从各钢材制作板厚方向的中央部的断面试样，对于当量圆直径为1.0μm以上的夹杂物（粗大的氧化物粒子），使用FE－SEM（Field Emission Scanning Electron Microscope）进行观察，测定了其粒子尺寸和个数。对于当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的夹杂物（微小的含Mg的氧化物），同样从板厚方向的中央采集试样，从通过SPEED法（选择性恒电位电解浸蚀法，Selective Potentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution）进行电解研磨而得到的试样，制作萃取复型膜，通过10000～1000000倍的FE－TEM（Field Emission Transmission Electron Microscope）进行观察。将通过EDX法（Energy Dispersive X-ray Spectrometry）由特性X射线求出的Mg的重量比为7％以上的夹杂物判定为含Mg的氧化物。从这些结果，测定了含Mg的氧化物的尺寸和个数。在各试样的板厚中心部，进行20个视野以上的观察，计算每单位面积的夹杂物粒子（上述微小的含Mg的氧化物及上述粗大的氧化物）的个数的平均值。 

空栏表示不有意地添加合金元素。 

下划线表示在本发明的范围外或者优选的范围外。空栏表示不有意地添加合金元素。 

空栏表示不有意地添加合金元素。 

加工热处理栏的凡例如下所述。 

CR：控制轧制（在最适合于强度和韧性的温度下的轧制） 

ACC：加速冷却（控制轧制后水冷到400～600℃的温度区域） 

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。 

下划线表示为比较例的钢材、或者数值在优选的范围外。 

加工热处理栏的凡例如下所述。 

CR：控制轧制（在最适合于强度和韧性的温度下的轧制） 

ACC：加速冷却（控制轧制后水冷到400～600℃的温度区域） 

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。δc的目标值设为0.5mm以上，将0.5mm以上判定为合格。 

如表1及表3所示，发明例的钢材No.1～31的成分组成、CeEB、C/CeEB均在本发明的范围内，钢材（母材、BM）、热影响部（HAZ）及焊接金属（WM）的δc的比、δ_HAZ/δ_BM及δ_WM/δ_BM显示出充分的值。 

相对于此，如表2及表4所示，钢材No.32由于C量少，Mn量多，并且，CeEB值高，C/CeEB低，因此，热影响部（HAZ）和焊接金属（WM）的CTOD值低，δ_HAZ/δ_BM和δ_WM/δ_BM未显示出充分的值。 

钢材No.33由于C量多，C/CeEB高，因此，热影响部（HAZ）和焊接金属（WM）的CTOD值低，δ_HAZ/δ_BM和δ_WM/δ_BM的值不充分。钢材No.35由于Mn量少，CeEB低，因此，钢材（母材、BM）的强度低，而且焊接金属（WM）的淬火性不足，焊接金属（WM）的CTOD值降低，δ_WM/δ_BM的值不充分。 

钢材No.34由于Si量多，因此脆化相的生成多，热影响部（HAZ）的CTOD值低，δ_HAZ/δ_BM的值不充分。钢材No.36由于Mn量多，CeEB高，因此，热影响部（HAZ）的CTOD值降低，δ_HAZ/δ_BM的值不充分。 

钢材No.37及No.38分别由于P量及S量多，因此，热影响部（HAZ）和焊接金属（WM）的CTOD值低，δ_HAZ/δ_BM和δ_WM/δ_BM的值不充分。钢材No.39、No.40及No.41分别由于Ti量、Nb量、V量多，因此，热影响部（HAZ）和焊接金属（WM）的CTOD值低，δ_HAZ/δ_BM和δ_WM/δ_BM的值不充分。 

钢材No.48由于N量多，生成粗大的氮化物，因此，热影响部（HAZ）和焊接金属（WM）的CTOD值低，δ_HAZ/δ_BM和δ_WM/δ_BM的值不充分。 

钢材No.42的Mg量少，钢材No.45的Ca量多，钢材No.47的Al量 多，钢材No.49的O量少，因此无法得到微细的含Mg的氧化物的效果，热影响部（HAZ）和焊接金属（WM）的CTOD值降低，δ_HAZ/δ_BM和δ_WM/δ_BM的值不充分。 

钢材No.43的Ca量少，钢材No.44的Mg量多，钢材No.46的Mg与Ca的合计量多，钢材No.50的O量多，因此生成粗大的氧化物，热影响部（HAZ）和焊接金属（WM）的CTOD值降低，δ_HAZ/δ_BM和δ_WM/δ_BM的值不充分。 

钢材No.51～No.54的成分组成为本发明的范围内，但是，钢材No.51的CeEB低，钢材No.52的C/CeEB低，因此，焊接金属（WM）的淬火性不足，焊接金属的CTOD值降低，δ_WM/δ_BM的值不充分。钢材No.53的CeEB高，钢材No.54的C/CeEB高，因此，热影响部的CTOD值低，δ_HAZ/δ_BM的值不充分。 

产业上的可利用性 

根据本发明，在屈服强度为355MPa级的钢材的电子束焊接接头的焊接金属及热影响部中，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分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、适合于建设海上风力发电用铁塔的基础部分的钢材。因而，本发明在大型钢结构物建设产业中可利用性高。 

Claims (16)

1.一种电子束焊接接头，其是将钢材用电子束焊接而成的电子束焊接接头，其特征在于，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％～0.0025％、

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限制为0.015％以下，

将P限制为0.015％以下，

将S限制为0.010％以下，

余量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述式1而求出的指标值CeEB为0.49％～0.60％，

以质量％表示的所述钢材的C量相对于所述钢材的所述指标值CeEB的比即C/CeEB为0.04～0.18，

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的当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×10³～1×10⁵个/mm²，

CeEB＝C+(9/40)Mn+(1/15)Cu+(1/15)Ni+(1/5)Cr+(1/5)Mo+(1/5)V   (式1)

这里，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别表示规定的钢材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，所述钢材的厚度为45～150mm。

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，

将焊接金属的CTOD值定义为δ_WM、将焊接热影响部的CTOD值定义为δ_HAZ及将所述钢材的CTOD值定义为δ_BM时，

δ_WM、δ_HAZ及δ_BM满足下述式2及式3，

0.3≤δ_WM/δ_BM≤1.1   (式2)

0.3≤δ_HAZ/δ_BM≤1.1   (式3)。

4.根据权利要求1所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述O的含量为0.0020质量％以下。

5.根据权利要求1所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述Al的含量为0.010质量％以下。

6.根据权利要求1所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述Nb的含量为0.003质量％以下。

7.根据权利要求1所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述CeEB为0.51％～0.58％。

8.根据权利要求1所述的电子束焊接接头，其特征在于，所述C/CeEB为0.10以下。

9.一种电子束焊接用钢材，其是用于电子束焊接的钢材，其特征在于，所述钢材的组成以质量％计含有

C：0.02％～0.10％、

Si：0.03％～0.30％、

Mn：1.5％～2.5％、

Ti：0.005％～0.015％、

N：0.0020％～0.0060％、

O：0.0010％～0.0025％、

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限制为0.015％以下，

将P限制为0.015％以下，

将S限制为0.010％以下，

余量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述式1而求出的指标值CeEB为0.49％～0.60％，

以质量％表示的所述钢材的C量相对于所述钢材的所述指标值CeEB的比即C/CeEB为0.04～0.18，

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的当量圆直径为0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的数量为1×10³～1×10⁵个/mm²，

CeEB＝C+(9/40)Mn+(1/15)Cu+(1/15)Ni+(1/5)Cr+(1/5)Mo+(1/5)V   (式1)

这里，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V分别表示规定的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，

所述钢材的厚度为45～150mm。

11.根据权利要求9所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述O的含量为0.0020质量％以下。

12.根据权利要求9所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述Al的含量为0.010质量％以下。

13.根据权利要求9所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述Nb的含量为0.003质量％以下。

14.根据权利要求9所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述CeEB为0.51％～0.58％。

15.根据权利要求9所述的电子束焊接用钢材，其特征在于，所述C/CeEB为0.10以下。

16.一种电子束焊接用钢材的制造方法，其特征在于，其是权利要求9～15中任一项所述的电子束焊接用钢材的制造方法，其具有下述工序：

在铸造所述钢材时将所述钢材以在1300～1100℃的温度区域中的冷却速度成为9℃/min以上的方式进行冷却的工序、和

在所述铸造工序后将所述钢材加热到950～1150℃、然后实施加工热处理的工序。