CN103987869A - 大热输入焊接用钢材 - Google Patents

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Abstract

本发明低廉地提供一种大热输入焊接用钢材，其即便实施焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接时焊接热影响部的强度(耐软化性)和韧性仍然优异、屈服应力为460MPa以上。本发明的大热输入焊接用钢材的特征在于，具有如下成分组成：以质量％计，含有一定量的C、Si、Mn、P、S，进一步含有Al：0.005～0.100％、Nb：0.003～0.030％、Ti：0.003～0.030％、N：0.0025～0.0070％、B：0.0003～0.0025％，且以由下述式(1)表示的碳当量Ceq为0.330～0.450的范围的方式含有，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，实施焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接时的热影响部最软化部组织中的马氏体为3～12vol％。

Description

大热输入焊接用钢材
技术领域
本发明涉及一种用于船舶、建筑·土木等领域中的各种钢结构物(various steel structures)的、屈服应力(yield stress)为460MPa以上的钢材，特别涉及一种适合焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接(high heat input welding)的钢材。
背景技术
船舶、海洋结构物、建筑、钢管等领域中使用的钢结构物通常通过焊接接合精加工成所需的形状的结构物。因此，从确保安全性的观点考虑，要求这些结构物不仅要确保所用的钢材的母材特性(mechanicalproperties of base plate)，即强度(strength)、韧性(toughness)，还需要焊接部的韧性(weld-zone toughness)优异。
并且，近年来，上述船舶、钢结构物越来越大型化(becominglarge-sized)，所用的钢材也在不断向高强度化(increase strength)、后壁化(increase wall thickness)的方向发展。随着这些变化，焊接施工中也逐渐采用埋弧焊(submerged arc welding)、电气焊(electrogas arcwelding)、电渣焊(electroslag welding)等高效(high efficiency)、大热输入的焊接(high heat input welding)方法，通过大热输入焊接进行焊接施工时，也需要焊接部的韧性优异的钢材。
此处，对大热输入焊接部的组织进行说明。图1是大热输入焊接部截面的宏观组织照片(macrostructure)。在焊接部的中央，存在由熔融的母材(melted parent metal)和焊接材料(welding consumables)生成的熔敷金属两者以熔融状态(in a molten state)基本均匀混合、凝固而成的焊接金属部分。在其两侧，存在因焊接时投入的热而受到热影响，使得母材的组织和特性改性的热影响部(Heat Affected Zone；HAZ)。并且显示了在热影响部两侧存在母材的状态。上述焊接金属与HAZ的边界部(图中的虚线部)通常被称为“接合部(bond)”。该接合部附近HAZ即使在热影响部中也尤其被加热到熔点(melting point)附近的高温，所以晶粒粗大化(become coarse)，韧性显著下降。另一方面，随着从接合部远离逐渐变成细粒区而软化，成为接合强度下降的主要原因。
针对这种伴随大热输入焊接而产生的HAZ韧性下降，迄今为止研究了很多对策。例如，使TiN在钢中微细分散(finely dispersed)，抑制奥氏体粒(austenite grain)的粗大化或者用作铁素体相变形核点(ferrite nucleation site)的技术已经实用化。另外，也开发了使Ti的氧化物分散而达到与上述相同的效果的技术。利用TiN的上述技术在大热输入焊接时焊接热影响部会被加热到TiN的溶解温度域(TiNdissolution temperature)，因此存在TiN分解(TiN is decomposed)而上述分散效果消失，或者因TiN的分解生成的固溶Ti(solute Ti)和固溶N(solute N)导致钢的基础组织脆化、韧性显著下降之类的问题。另外，利用Ti氧化物的技术存在难以使氧化物均匀微细分散这样的问题。作为针对于此类问题的技术，例如，专利文献1中公开了为了提高大于300kJ/cm的大热输入焊接的焊接热影响部的韧性，将为控制硫化物的形态(sulfide shape control)而添加的Ca量合理化，使CaS结晶，将其作为铁素体相变形核点有效利用的技术。由于该CaS与氧化物相比在低温下结晶，所以能够在钢中微细分散，并且在冷却中将其作为核，MnS、TiN、BN等铁素体相变生成核(ferrite nucleation site)微细分散，所以焊接热影响部的组织成为微细的铁素体珠光体组织(ferrite andpearlite structure)，能够实现高韧性化。根据专利文献1的技术开发，能够一定程度上抑制伴随大热输入焊接而产生的韧性下降。
然而，根据之后的研究，可知对于屈服应力为460MPa以上的高强度化且添加了较大量的C、合金元素的钢而言，在实施焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接时，在接合部附近HAZ形成数体积％的被称作岛状马氏体(martensite island,M-A constituent)(MA)的硬质的脆化组织(brittle structure)，其阻碍焊接部的韧性的进一步改善。因此，为了改善这种高强度钢的大热输入焊接部接合部附近HAZ韧性，除了抑制奥氏体粒粗大化、使铁素体相变形核点微细分散、减少固溶N之外，还需要抑制岛状马氏体的生成。关于减少岛状马氏体的技术，例如专利文献2中公开了除了减少C、Si的含量之外，减少P的含量也是有效的。并且专利文献3中，公开了通过积极添加Mn并且极力减少P，能够减少接合部附近HAZ的岛状马氏体，可得到韧性优异的屈服应力为460MPa等级的钢材。
另一方面，关于抑制伴随大热输入焊接产生的HAZ软化(softening)的技术，并未公开如同HAZ韧性对策那样多。上述专利文献1、2和3中也均没有关于HAZ软化的记载。认为这是由于原本在设计大热输入焊接用钢时是以能够确保接合强度为前提的。关于HAZ软化的抑制公开有几个技术。这些技术中，有利用Nb、V等析出强化元素的技术和利用B的淬火性的技术。专利文献4中，公开了通过提高C量且减少Si、Mn之类的合金元素并含有Nb、V来减少HAZ软化。另外，为了提高B带来的淬火性，专利文献5中，通过以相对于N量含有更多的Ti、B、Nb的方式规定成分式，试图HAZ抑制软化，另外，专利文献6中通过规定固溶B量，试图抑制HAZ软化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特许3546308号公报
专利文献2：日本特开2008－163446号公报
专利文献3：日本特开2011－6772号公报
专利文献4：日本特开昭60－67622号公报
专利文献5：日本特开2007－177327号公报
专利文献6：日本特许4233033号公报
发明内容
专利文献1中记载的技术是专门针对屈服应力为390MPa等级的钢材进行大热输入焊接时改善接合部的HAZ韧性的技术。而对于在此作为对象的屈服应力为460MPa等级的钢材的大热输入HAZ韧性和HAZ软化并不能充分应对。专利文献2中记载的技术是以屈服应力为460MPa等级的钢材为对象，通过减少C、Si、P的含量来减少接合部附近HAZ的岛状马氏体，且通过添加适量Ca使铁素体相变形核点微细分散而实现HAZ韧性的确保。但是，针对HAZ软化没有记载，另外由于必须添加Ni所以存在合金成本增高这样的问题。专利文献3中记载的技术是以屈服应力为460MPa等级的钢材为对象，通过积极利用Mn来减少岛状马氏体，低廉地得到所需的钢材，但其中也针对HAZ软化没有记载。
专利文献4中记载的技术采取了增加C量、利用Nb、V等析出强化元素而充分应对HAZ软化的对策。但是，大热输入焊接时在接合部附近热影响部形成大量的岛状马氏体，有可能使接合部HAZ韧性显著下降。专利文献5和6中记载的技术是利用B的淬火性抑制HAZ软化的技术。专利文献5以添加大量的Ti、B、N为前提，制造性存在问题，并且有可能在接合部附近在TiN溶解的区域因固溶N导致韧性下降。专利文献6是以无Nb为前提，因此以屈服应力为460MPa等级的钢材为对象时，难以确保接合强度。
因此，本发明的目的在于低廉地提供即便实施焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接时焊接热影响部的强度(耐软化性)和韧性仍然优异的、屈服应力为460MPa以上的大热输入焊接用钢材。
本发明人等分析了对屈服应力为460MPa以上的高强度钢材实施焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接时的影响到接合部附近HAZ韧性和HAZ最软化部硬度的组织因素的影响。其结果发现岛状马氏体或马氏体的存在量对各特性造成很大影响。即，对于接合部附近HAZ韧性，发现少量的岛状马氏体对韧性造成负面影响，相反，对于HAZ最软化部硬度，在此生成的马氏体分率越高则硬度越高，接合强度越高。进而本发明人等进一步对合金元素与接合部附近HAZ的岛状马氏体和HAZ最软化部的马氏体的存在量的关系进行了深入研究。
其结果可知通过积极含有Mn，能够尽量不生成对接合部附近HAZ韧性造成负面影响的岛状马氏体，能够有效提高母材强度，另一方面，在HAZ最软化部马氏体的存在量变少，对接合强度越不利。然而，发现以积极添加Mn为前提，通过将作为杂质元素的P的含量适当控制为0.012％～0.03％，则能够极力减少在接合部附近HAZ生成的岛状马氏体的同时增加HAZ最软化部的马氏体，有效提高其硬度，从而完成了本发明。
即，本发明涉及一种大热输入焊接用钢材，其特征在于，实施焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接时的HAZ最软化部组织中的马氏体为3～12体积％。
本发明的大热输入焊接用钢材的特征在于，具有如下成分组成：含有C：0.030～0.080％、Si：0.01～0.15％、Mn：1.80～2.60％、P：0.012～0.030％、S：0.0005～0.0040％、Al：0.005～0.100％、Nb：0.003～0.030％、Ti：0.003～0.030％、N：0.0025～0.0070％、B：0.0003～0.0025％，且以由下述式(1)表示的碳当量(carbon equivalent)Ceq成为0.330～0.450的范围的方式含有，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，实施焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接时的热影响部最软化部组织中的马氏体为3～12体积％。
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15···(1)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(％)，不含有的元素取为0。
本发明的大热输入焊接用钢材的特征在于，在上述成分组成的基础上，进一步含有V：0.20％以下。
另外，本发明的大热输入焊接用钢材的特征在于，在上述成分组成的基础上，进一步含有选自Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：0.40％以下和Mo：0.4％以下中的1种或2种以上。
另外，本发明的大热输入焊接用钢材的特征在于，在上述成分组成的基础上，进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％、Zr：0.0010～0.0200％和REM：0.0010～0.0200％中的1种或2种以上。
根据本发明，能够低廉地得到即便实施大于300kJ/cm的大热输入焊接时焊接热影响部的强度和韧性仍然优异的钢材。因此，本发明的钢材很好地适用于通过埋弧焊、电气焊、电渣焊等大热输入焊接施工的船舶、大型钢结构物。
附图说明
图1是说明焊接接合部截面的HAZ最软化部的图。
具体实施方式
以下对用于实施本发明的方式进行说明。本发明中作为对象的钢材是通过热轧制造的具有40mm以上的板厚的钢材。首先，对作为本发明的钢材的特征的HAZ最软化部的组织进行说明。
马氏体：3～12体积％
如上所述，本发明是通过在大热输入焊接部的热影响部(HAZ)、尤其其中的从接合部远离而奥氏体变成细粒进而淬火性下降的最软化部控制马氏体的生成量，从而实现软化的抑制的技术。为了得到该效果，需使上述HAZ的最软化部中的马氏体的分率为3体积％以上。在此，本发明中，将焊接热输入量大于300kJ/cm的焊接定义为大热输入焊接，这是由于本发明的目的在于低廉地提供即便实施这样的大热输入焊接时焊接热影响部的强度和韧性仍然优异的钢材。
为了提高HAZ最软化部的硬度，该位置中的马氏体分率越高越好。因此进一步添加合金元素是不可欠缺的。由此，导致接合部附近生成岛状马氏体使接合部附近的HAZ韧性下降的结果。通过将HAZ最软化部中的马氏体的分率调节到12体积％以下，能够将接合部中的这样的韧性下降抑制到最小限度。根据以上的理由，HAZ最软化部的马氏体的存在量设定为3～12体积％。优选为3～10％的范围。
在此，本发明中，HAZ最软化部是指如图1所示距接合部10mm左右范围的属于奥氏体细粒区的热影响部。HAZ最软化部的特定是通过按0.5mm间隔测定Hv维氏硬度将显示最小的硬度的区域作为HAZ最软化部。HAZ最软化部的马氏体可以通过对焊接部的截面进行研磨、蚀刻(etching)，用光学显微镜或SEM(scanning electron microscope)观察来确认。另外，为了求出体积％，使用SEM在1000倍下拍摄3个视野的组织照片，对这些照片进行图像解析，求出马氏体的平均面积分率，将其作为HAZ最软化部的马氏体体积分率。应予说明，HAZ最软化部的组织是除上述马氏体之外，还以铁素体为主体，包括珠光体(pearlite)、贝氏体(bainite)等的组织。
接下来，为了将HAZ最软化部的马氏体的存在量控制在上述范围，并实现高强度，对本发明的钢材所应具有的成分组成进行说明。本发明中，化学成分相关的％表示全部为质量％。
C：0.030～0.080％
C是提高钢材的强度的元素，为了确保作为结构用钢所需的强度，需含有0.030％以上。另一方面，如果C超过0.080％，则在接合部附近的HAZ容易生成岛状马氏体，因此上限设定为0.080％。优选为0.035～0.070％的范围。
Si：0.01～0.15％
Si是作为熔钢时的脱氧剂(deoxidizing agent)而添加的元素，需添加0.01％以上。但是，如果超过0.15％，则除导致母材的韧性下降之外，还会在大热输入焊接的接合部附近HAZ生成岛状马氏体，导致韧性的下降。因此，Si设定为0.01～0.15％的范围。优选为0.03～0.12％的范围。
Mn：1.80～2.60％
Mn与同样为了提高强度而含有的Ni等其它合金元素相比，具有在大热输入焊接时将冷却中在接合部附近生成的未相变奥氏体分解成渗碳体使其无害化的趋势，是本发明中重要的元素。为了确保所需的强度，得到上述效果，需添加1.80％以上。但是，如果含有超过2.60％，则反而使HAZ韧性下降。因此，Mn设定为1.80～2.60％的范围。优选为1.90～2.30％的范围，进一步优选为1.82～2.50％的范围。
P：0.012～0.030％
将P为了在HAZ最软化部促进马氏体的形成而使其含有0.012％以上。另一方面，由于P的添加会使在接合部附近的未相变奥氏体难以分解成渗碳体，因岛状马氏体的形成使其韧性下降，因此限制在0.030％以下。优选为0.022％以下，进一步优选为0.020％以下。
S：0.0005～0.0040％
S是为了生成能形成铁素体的成核位点的MnS或CaS所需的元素，为了得到这种效果，需含0.0005％以上。但是，如果超过0.0040％，则母材的韧性反而下降。因此，S设定为0.0005～0.0040％的范围。优选为0.0007～0.0035％的范围。
Al：0.005～0.100％
Al是为了钢的脱氧而添加的元素，需含0.005％以上。但是，如果含有超过0.100％，则不仅母材的韧性下降，焊接金属的韧性也下降。因此，Al设定为0.005～0.100％的范围。优选为0.008～0.100％的范围，更优选为0.010～0.100％的范围，进一步优选为0.010～0.060％的范围。
Nb：0.003～0.030％
Nb是对确保母材强度和HAZ最软化部硬度以及焊接接合强度有效的元素。但是，添加小于0.003％时，上述效果小，另一方面，如果含有大于0.030％，则在接合部附近HAZ生成岛状马氏体使韧性下降。因此，Nb设定为0.003～0.030％的范围。优选为0.005～0.027％的范围。
Ti：0.003～0.030％
Ti在凝固时变成TiN而析出，抑制接合部附近HAZ的奥氏体粒的粗大化，另外，变成铁素体的相变核，有助于其高韧性化。为了得到这种效果，需添加0.003％以上。另一方面，如果含有超过0.030％，则析出的TiN粗大化，得不到上述效果。因此，Ti设定为0.003～0.030％的范围。优选为0.006～0.025％的范围。
N：0.0025～0.0070％
N是生成上述TiN所需的元素，为了确保所需量的TiN，需含有0.0025％以上。但是，如果含有超过0.0070％，则阻碍由固溶B产生的淬火性的效果，使母材强度、HAZ最软化部硬度下降。因此，N设定为0.0025～0.0070％的范围。优选为0.0030～0.0065％的范围。
B：0.0003～0.0025％
B具有通过在焊接热影响部的细粒区、即HAZ最软化部发挥淬火性而增加最软化部硬度的作用。另外，在接合部附近HAZ生成BN，使固溶N(solute N)减少，并且作为铁素体相变形核点发挥作用，因此是对接合部附近HAZ的高韧性化有用的元素。为了得到这样的效果，需含有0.0003％以上。但是，如果含有超过0.0025％，则淬火性变高，反而导致韧性的下降。因此，B设定为0.0003～0.0025％的范围。优选为0.0006～0.0020％的范围。
碳当量Ceq：0.330～0.450
对于本发明的钢材而言，除满足上述组成范围地含有上述成分之外，还要使由下述式(1)表示的碳当量Ceq为0.330～0.450的范围。
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15···(1)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(％)，不含有的元素取0。
由式(1)表示的碳当量Ceq需为0.330～0.450的范围。这是由于碳当量Ceq低于0.330时，得不到所需的母材强度。另一方面，如果碳当量Ceq超过0.450，则因大热输入焊接导致接合部附近热影响部的韧性下降。优选Ceq为0.370～0.420的范围。
此外，本发明的钢材除含有上述必须成分之外，还可以按下述范围含有V作为选择元素。
V：0.20％以下
V以VN的形式析出，有助于母材的强度·韧性的提高，并且也作为铁素体生成核发挥作用，因此可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选添加0.04％以上。但是，过度的添加反而导致韧性的下降，因此上限优选为0.20％。进一步优选为0.06～0.18％的范围。
本发明的钢材除含有上述成分之外，以提高强度等为目的，还可以按下述范围进一步含有选自Cu、Ni、Cr和Mo中的1种以上作为选择元素。
Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：0.40％以下和Mo：0.4％以下
Cu、Ni、Cr和Mo是对母材的高强度化有效的元素，为了得到该效果Cu、Ni优选添加0.05％以上，Cr、Mo优选添加0.02％以上。但是，如果任一元素过量添加，均对韧性造成负面影响，因此含有时，Cu、Ni优选为1.00％以下，Cr、Mo优选为0.4％以下。进一步优选为Cu：0.25～0.90％、Ni：0.25～0.90％、Cr：0.10～0.35％、Mo：0.05～0.35％的范围。
另外，本发明的钢材除含有上述成分之外，还可以按下述范围进一步含有选自Ca、Mg、Zr和REM中的至少1种以上作为选择元素。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca可以为得到由S的固定、氧化物或硫化物的分散所产生的韧性改善效果而含有。为了得到上述效果，优选至少含有0.0005％。但是，即便含有超过0.0050％，上述效果也只是饱和。因此，含有Ca时，优选为0.0005～0.0050％的范围。进一步优选为0.0008～0.0045％的范围。
Mg：0.0005～0.0050％、Zr：0.0010～0.0200％、REM：0.0010～0.0200％
Mg、Zr和REM均是具有由氧化物的分散所产生的韧性改善效果的元素。为了呈现这样的效果，Mg需含有0.0005％以上，Zr和REM需含有0.0010％以上。另一方面，即便添加Mg超过0.0050％，Zr和REM超过0.020％，其效果也饱和。因此，含有这些元素时，优选为上述范围。进一步优选为Mg：0.0005～0.0045％、Zr：0.0050～0.018％、REM：0.0050～0.018％的范围。
本发明的钢材中除上述成分以外的剩余部分是Fe和不可避免的杂质。但是，只要在不损害本发明的作用效果的范围，也可以含有其它元素。例如，作为不可避免的杂质，只要为O：0.0050％以下则允许。
应予说明，本发明的钢材可以用以往公知的方法制造，不特别限定制造条件。例如，将铁水用转炉等制成钢水后，通过RH脱气等将钢成分调节到上述适当范围，其后，经过连续铸造或造块－分块工序制成钢坯。接着，将上述钢坯再加热、热轧而制成所需尺寸的钢材后，可以在放冷或者上述热轧后，经过加速冷却、直接淬火－退火、再加热淬火－退火、再加热正火－退火等工序制造。
实施例
以下，通过用实施例对本发明的效果进行详细说明。
使用150kg的高频熔炉(high-frequency melting furnace)，熔制具有表1所示的成分组成的No.1～23的钢，铸造成钢块后，进行热轧制成厚度为70mm的钢坯。将该钢坯在1150℃加热2小时后，在板厚中心温度为850℃以上的条件下进行热轧制成板厚为30mm的厚钢板后，以板厚中心的冷却速度为8℃/sec的方式加速冷却(acceleratedcooling)。该加速冷却条件是在30mm的板厚中心模拟(simulate)板厚60mm的厚钢板的1/4t的位置的冷却速度。
接着，对上述30mm的厚钢板实施500℃×10min的退火处理(tempering treatment)。其后，以试件长边方向与板宽方向一致的方式从上述厚钢板采取平行部14mmφ×85mm、标距(gauge length)70mm的圆棒拉伸试件，测定母材强度(屈服应力YS、拉伸强度TS)。
热影响部最软化部的硬度对焊接接合强度影响很大，最软化部硬度越高焊接接合强度越高。为了评价HAZ最软化部的硬度，从上述厚钢板采取3mmφ×10mm的小型试件，进行加热到800～1300℃的各温度后，使800～500℃冷却390sec的热处理。加热到800～1300℃的各温度，测定被冷却的小型试件的维氏硬度HV10kgf，将其中最低的硬度作为最软化部硬度。并且，为了评价接合部附近HAZ的韧性，从上述厚钢板采取宽度80mm×长度80mm×厚度15mm的试件，赋予加热到1450℃后，在800～500℃冷却390sec的热处理。其后，采取2mmV型槽口夏比试件(V notch Charpy specimen)，在－100～40℃的范围适当地进行夏比冲击试验(Charpy impact test)，求出延性断裂率(ductilefracture ratio)为50％的断裂转变温度(fracture transitiontemperature)vTrs，评价韧性。在此，上述热处理条件相当于进行了热输入量500kJ/cm的电气焊的热影响部的热循环(heat cycle)。
关于HAZ最软化部的组织，使用加热到800～1300℃的各温度的样品中的与相变点正上的细粒区相当的加热到900℃的样品，用硝酸酒精腐蚀液对该试件截面进行蚀刻而现出组织。使用SEM在1000倍下拍摄3个视野的组织照片，对这些照片进行图像解析(imaging analysis)，求出马氏体的平均面积分率，将其作为HAZ最软化部的马氏体体积分率。
表2中示出了按照上述顺序进行评价的母材(厚钢板)的拉伸特性(YS,TS)、HAZ最软化部的硬度和马氏体体积分率、接合部附近HAZ韧性的测定结果。由表2可知，发明例的No.1～11钢板的马氏体的分率均为3～11体积％，最软化部硬度高达HV155以上，另外接合部附近HAZ韧性：vTrs也全部为－40℃以下，得到优异的韧性。
与此相对，No.12～23钢板中，由于其中一个成分脱离本发明的成分范围，HAZ最软化部硬度或接合部附近HAZ韧性中的一个较低。
[表2]
下划线为比较例
产业上的可利用性
根据本发明，能够低廉地得到即便实施大于300kJ/cm的大热输入焊接时焊接热影响部的强度和韧性仍然优异的钢材。因此，本发明的钢材适用于通过埋弧焊、电气焊、电渣焊等大热输入焊接施工的船舶、大型钢结构物。

Claims (4)

1.一种大热输入焊接用钢材，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.030～0.080％、Si：0.01～0.15％、Mn：1.80～2.60％、P：0.012～0.030％、S：0.0005～0.0040％、Al：0.005～0.100％、Nb：0.003～0.030％、Ti：0.003～0.030％、N：0.0025～0.0070％、B：0.0003～0.0025％，且以由下述式(1)表示的碳当量Ceq为0.330～0.450的范围的方式含有，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
实施焊接热输入量大于300kJ/cm的大热输入焊接时的热影响部最软化部组织中的马氏体为3～12体积％，
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15···(1)
其中，上式中的元素符号表示各元素的含量，单位是质量％，不含有的元素取为0。
2.根据权利要求1所述的大热输入焊接用钢材，其特征在于，以质量％计，进一步含有V：0.20％以下。
3.根据权利要求1或2所述的大热输入焊接用钢材，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：0.40％以下和Mo：0.4％以下中的1种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的大热输入焊接用钢材，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％、Zr：0.0010～0.0200％和REM：0.0010～0.0200％中的1种以上。
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