CN107109596A

CN107109596A - 大线能量焊接用钢材

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Publication number: CN107109596A
Application number: CN201580054877.1A
Authority: CN
Inventors: 荒尾亮; 宫克行; 一宫克行; 长谷和邦
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2014-10-17
Filing date: 2015-10-14
Publication date: 2017-08-29
Also published as: KR20170054520A; BR112017007462B1; WO2016060141A1; KR101930181B1; JPWO2016060141A1; BR112017007462A2; JP6418418B2

Abstract

本发明的大线能量焊接用钢材以质量％计含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～0.08％、Mn：0.8～2.0％、S：0.0005～0.0050％、Ti：0.005～0.050％、Cu：0.20～1.00％以下、Ni：超过0.20％且为2.00％以下、N：0.0040～0.0100％和B：0.0003～0.0030％，Ti/N为2.0以上且小于4.0，A值(＝2256×Ti－7716N+10000B)为3～25，C_eq为0.38～0.43，屈服应力为460MPa以上，实施超过200kJ/cm的大线能量焊接时的热影响区的熔合区附近的岛状马氏体为1体积％以下，热影响区的最软化部的岛状马氏体为5体积％以上，即使在实施大线能量焊接时也可以得到强度和韧性优异的焊接接头。

Description

大线能量焊接用钢材

技术领域

本发明涉及在船舶、建筑、土木等领域的各种钢结构物等中使用的、具有屈服应力为460MPa以上的强度、实施焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接的焊接用钢材，特别涉及实施上述大线能量焊接时的焊接部的韧性和焊接接头的强度优异的大线能量焊接用钢材。需要说明的是，本发明的上述大线能量焊接用钢材是指由钢原材料通过热轧所制造的钢材，除了厚钢板以外还包括型钢、条钢、棒钢等。

背景技术

船舶、建筑、土木等领域中的各种钢结构物等通常通过焊接接合而精加工为所期望形状的结构物。因此，对于这些结构物而言，从确保安全性的观点考虑，除了要求确保所使用的钢材(母材)的强度和韧性以外，还要求焊接部的强度及韧性也优异。

此外，近年来，船舶、钢结构物愈发大型化，使得所使用的钢材也积极地向高强度化和厚壁化发展。与之相伴，焊接施工也已采用埋弧焊、气电焊、电渣焊等高效且大线能量的焊接方法。因此，在利用大线能量焊接进行施工的情况下，也需要焊接部的强度及韧性优异的钢材。

此处，就对钢材实施大线能量焊接时的焊接部的组织进行说明，在焊接部的中央存在熔融母材和由焊接材料生成的熔敷金属两者以熔融状态几乎均匀地混合并凝固而成的焊接金属，在其两侧存在由于焊接时的热而使母材的组织及特性发生变化的热影响区(HAZ：Heat Affected Zone)，在其外侧存在母材。上述热影响区的与焊接金属接触的部分(边界部)通常称为“熔合区”，该热影响区的熔合区附近(下文中也简称为“熔合区附近”)是在热影响区中被加热至最接近熔点的温度的区域，因此晶粒粗大化，韧性显著降低。另一方面，在热影响区中稍远离熔合区的部位存在晶粒细、硬度最低的部分(下文中也简称为“最软化部”)，已知其为引起接头强度降低的主要原因。

对于上述熔合区附近的韧性降低，提出了各种大线能量焊接用钢材，例如下述技术正在实用化：使TiN微细分散于钢中，抑制热影响区中的奥氏体晶粒的粗大化，或用作热影响区中的铁素体相变核。但是，在焊接时被加热至TiN熔化的高温度区域的熔合区附近，无法得到上述TiN的效果，反而存在因固溶的Ti、N而使铁基组织脆化、韧性显著降低的问题。

因此，提出了下述技术：使即便被加热至接近熔点的温度也不熔化的粒度5μm以下的Ti氧化物TiOx(其中，x：0.65～1.3)微细分散于钢中，用作热影响区中的针状铁素体的生成核(例如参照专利文献1)，或者将B、N和sol.Al量调整为适当范围，使将热影响区微细化的BN积极地析出(例如参照专利文献2)，提高焊接部的韧性。但是，Ti氧化物难以均匀微细地分散于钢中，虽然正在研究通过将氧化物复合化来改善分散能力等，但利用上述专利文献1、2的技术难以抑制超过200kJ/cm的大线能量焊接热影响区中的奥氏体的晶粒生长。因此，在专利文献3中公开了下述技术：通过适当地控制Ca、O、S的含量，从而使成为相变核而促进热影响区的铁素体相变的Ca系非金属夹杂物微细分散于钢中，提高超过200kJ/cm的大线能量焊接热影响区的韧性。

但是，根据之后的研究可知，在屈服应力为460MPa以上、添加了比较大量的C及合金元素的钢的情况下，在实施焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接时，熔合区附近会生成被称为岛状马氏体(MA)的硬质的脆化组织，使焊接部的韧性降低。此处，上述熔合区附近是指奥氏体晶粒最粗大化的热影响区。因此，在专利文献4等中公开了下述技术：除了降低C、Si的含量以外，进一步降低P的含量，抑制岛状马氏体的生成。

另一方面，关于抑制大线能量焊接热影响区的软化的技术，并未如防止焊接部的韧性降低的技术那样被大量研究，在上述专利文献1～4中也未有记载，但提出了若干技术。这些技术大致分为利用Nb、V等析出强化元素的技术、和利用B的淬火性的技术。例如在专利文献5中提出了下述技术：在提高C的同时降低Si、Mn，并含有Nb、V，由此抑制热影响区的软化；另外在专利文献6中提出了下述技术：通过规定相对于N而较多地含有Ti、B、Nb的成分式，从而抑制热影响区的软化；并且，在专利文献7中提出了通过规定固溶B量而抑制热影响区的软化的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭57-051243号公报

专利文献2：日本特开昭62-170459号公报

专利文献3：日本专利第3546308号公报

专利文献4：日本特开2008-163446号公报

专利文献5：日本特开昭60-067622号公报

专利文献6：日本特开2007-177327号公报

专利文献7：日本专利第4233033号公报

发明内容

发明所要解决的课题

然而，近年来，伴随着在钢结构物中所用的钢材的高强度化，在屈服应力超过460MPa的高强度钢材中也应用超过200kJ/cm的大线能量焊接的例子具有日益增加的趋势。但是，合金元素的添加量多、碳当量C_eq高的屈服应力超过460MPa的钢材在超过200kJ/cm的大线能量焊接中由于冷却速度低，因而熔合区附近成为铁素体与贝氏体的混合组织，不仅发生脆化，而且稍远离熔合区的区域(最软化部)中的软化也变得更大，因此焊接接头的韧性、强度的降低变得显著。

本发明是鉴于现有技术所存在的上述问题而进行的，其目的在于提供一种大线能量焊接用钢材，该大线能量焊接用钢材具有屈服应力为460MPa以上的强度，即便在实施焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接时也可以得到熔合区附近的韧性、最软化部的强度优异的焊接接头。

用于解决课题的方案

发明人对合金元素和组织因子对在对屈服应力为460MPa以上的高强度钢材实施焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接时的熔合区附近的韧性和最软化部的强度所产生的影响进行了调查。结果发现，关于熔合区附近的韧性，即使岛状马氏体的存在量少，也会产生不良影响；与此相对，关于最软化部的强度，存在少量的岛状马氏体时，反而强度提高。

于是，发明人对抑制熔合区附近的岛状马氏体的生成、并提高最软化部的岛状马氏体的生成量的方法进行了研究。结果发现，关于熔合区附近的岛状马氏体，除了降低C含量以外，还降低Si、P的含量，从而能够抑制岛状马氏体的生成；另一方面，关于最软化部的岛状马氏体，除了添加适当量的Ni以外，还将B、Ti和N的含量控制为适当范围，最大限度地表现出B的淬火性提高效果，从而能够不增加熔合区附近的岛状马氏体而促进最软化部的岛状马氏体的形成，由此开发出本发明。

即，本发明涉及一种大线能量焊接用钢材，其特征在于，其具有下述成分组成：含有C：0.03～0.10质量％、Si：0.01～0.08质量％、Mn：0.8～2.0质量％、P：0.010质量％以下、S：0.0005～0.0050质量％、Al：0.005～0.100质量％、Nb：0.003～0.030质量％、Ti：0.005～0.050质量％、Cu：0.20～1.00质量％以下、Ni：超过0.20质量％且为2.00质量％以下、N：0.0040～0.0100质量％和B：0.0003～0.0030质量％，Ti与N的含量比(Ti/N)为2.0以上且小于4.0，下述(1)式：

A＝2256×Ti－7716N+10000B……(1)

所定义的A值为3～25的范围，并且下述(2)式：

C_eq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15……(2)

所定义的C_eq为0.38～0.43的范围，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；屈服应力为460MPa以上，实施焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接时的热影响区的熔合区附近的岛状马氏体为1体积％以下，并且，热影响区的最软化部中的岛状马氏体为5体积％以上。此处，上述(1)式和(2)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

本发明的上述大线能量焊接用钢材的特征在于，除了上述成分组成以外，进一步含有选自V：0.20质量％以下、Cr：0.40质量％以下和Mo：0.40质量％以下中的1种或2种以上。

另外，本发明的上述大线能量焊接用钢材的特征在于，除了上述成分组成以外，进一步含有选自Mg：0.0005～0.0050质量％、Zr：0.0010～0.0200质量％、REM：0.0010～0.0200质量％和Ca：0.0005～0.0050质量％中的1种或2种以上。

发明的效果

根据本发明，即使在对屈服应力为460MPa以上的高强度钢材实施超过200kJ/cm的大线能量焊接时也能够确保具有良好的韧性和强度的焊接接头，因而大大有助于提高利用埋弧焊、电渣焊之类的大线能量焊接所施工的船舶及大型结构物的品质。

具体实施方式

首先，对本发明的基本技术思想进行说明。

发明人对合金元素和组织因子对在对屈服应力为460MPa以上的高强度钢材实施焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接时的熔合区附近的韧性和最软化部的强度所产生的影响进行了调查。结果发现，关于熔合区附近，即使岛状马氏体的存在量少，也会产生不良影响；与此相对，关于最软化部，相反地在少量的岛状马氏体生成时硬度上升，可以提高强度。另外可知，关于熔合区附近的岛状马氏体，通过降低C或Si、P的含量而能够抑制生成，但这些元素的降低有可能反而使最软化部的强度降低。

于是，发明人研究了抑制热影响区的熔合区附近的岛状马氏体的生成，并在热影响区的最软化部生成少量的岛状马氏体。

作为焊接接头的强度降低的原因的热影响区的最软化部存在于稍远离熔合区的位置，例如在母材板厚为60mm的对焊的情况下，存在于离熔合区10～15mm左右的位置。该最软化部在焊接中受到大线能量时，钢组织相变为奥氏体，但与熔合区附近相比温度较低，因而生成的奥氏体为细粒。因此，与奥氏体的粒径大的熔合区附近相比淬火性降低，难以得到贝氏体或马氏体等相变组织，成为铁素体主体的组织。这是形成最软化部的理由。

因此，为了提高热影响区的最软化部的强度，需要提高铁素体主体的组织的硬度。根据发明人的调查可知，最软化部的铁素体主体的组织由铁素体和第二相的珠光体构成。因此，为了提高该组织的硬度，认为提高上述第二相的淬火性、使珠光体为马氏体(岛状马氏体)是有效的。

但是，为了使最软化部的第二相为岛状马氏体，仅仅通过提高钢的淬火性有可能会促进熔合区附近的岛状马氏体的生成，使熔合区附近的韧性降低。于是，发明人对影响淬火性的元素对最软化部和熔合区附近的岛状马氏体生成所产生的影响进行了调查。

影响淬火性的元素可以大致分为在铁基组织中固溶而对淬火性产生影响的元素、和在晶界偏析而对淬火性产生影响的元素。作为固溶而有助于淬火性的提高的元素，除了C以外，还包括Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni等，其中，Ni因焊接时的热历史或其它添加元素的影响而析出的情况少。因此，若以母相中的淬火性同等的添加量来比较对第二相组织的淬火性所产生的影响，发现Ni与其它元素相比具有进一步提高第二相组织的淬火性的效果。

另一方面，作为在晶界偏析而有助于淬火性的提高的元素，可以举出B，但该B的过量添加会生成包含B的粗大的碳化物或者氮化物，有可能使热影响区的熔合区附近的韧性降低。于是，发明人发现，通过相对于N含量而将与N的结合力强于B的Ti的含量进行优化，即对Ti/N进行优化而用Ti固定钢中的N，同时对钢中的Ti、B、N的含量进行控制，使下述(1)式所定义的A值为3～25的范围，从而能够确保热影响区的最软化部的淬火性提高所需要的B，可以抑制熔合区附近的岛状马氏体的生成，并且促进最软化部的岛状马氏体的生成。

A＝2256×Ti－7716N+10000B……(1)

其中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

本发明是对上述见解进一步加以研究而完成的。

接着，对本发明的大线能量焊接用钢材进行说明。

首先，如上所述，本发明作为对象的大线能量焊接用钢材具有屈服应力为460MPa以上的高强度，并且实施了超过200kJ/cm的大线能量焊接。这是因为，对本发明作为对象的屈服应力为460MPa以上的高强度钢、特别是板厚为30～100mm的钢材来说，从提高焊接效率的观点考虑，具有实施超过200kJ/cm的大线能量焊接的倾向，热切期望一种在该范围的条件下兼顾了强度及韧性的钢材。

接着，对本发明的大线能量焊接用钢材来说，为了兼顾通过超过200kJ/cm的大线能量焊接所形成的热影响区的熔合区附近的韧性和最软化部的强度，需要在各区域所形成的岛状马氏体的分数为下述范围。

熔合区附近的岛状马氏体：1体积％以下

在热影响区中，通过抑制暴露于最高温度下、奥氏体晶粒粗大化的熔合区附近的岛状马氏体的生成，能够提高大线能量焊接部的韧性，但为了获得这样的效果，需要将在上述熔合区附近生成的岛状马氏体的分数抑制为1体积％以下。此处，上述熔合区附近是指距离熔合区500μm以内的奥氏体晶粒最粗大化的热影响区，是金属组织由作为主相的针状铁素体或贝氏体和第二相构成的部分。需要说明的是，作为第二相，除了1体积％以下的岛状马氏体以外，也可以包含最大20体积％左右的铁素体或珠光体。

最软化部的岛状马氏体：5体积％以上

对于焊接屈服应力为460MPa以上的钢材的接头来说，需要与母材同等的强度、即拉伸强度为570MPa以上。作为对焊接接头的拉伸强度产生影响的因子，包括焊接金属的强度、母材板厚、最软化部的硬度等，但最软化部的硬度的影响最大。为了使屈服应力为460MPa以上的钢材的焊接接头具有上述强度，需要最软化部的组织由主相的铁素体和第二相构成，作为第二相存在5体积％以上的岛状马氏体。需要说明的是，对最软化部的岛状马氏体的上限没有特别限制，最大为15体积％左右。另外，作为第二相，除了岛状马氏体以外，还可以包含最大20体积％左右的贝氏体或珠光体。

接着，对本发明的大线能量焊接用钢材应当具有的成分组成进行说明。

C：0.03～0.10质量％

C是用于提高钢的强度的元素，作为钢结构用的钢材，为了确保460MPa以上的屈服应力，需要添加0.03质量％以上的C。但是，若C超过0.10质量％，则容易在熔合区附近生成岛状马氏体，因而上限为0.10质量％。优选为0.05～0.08质量％的范围。

Si：0.01～0.08质量％

Si是作为熔化钢时的脱氧剂所添加的元素，需要添加0.01质量％以上。但是，若超过0.08质量％，则在大线能量焊接而成的热影响区的熔合区附近会生成岛状马氏体，导致韧性降低。由此，Si为0.01～0.08质量％的范围。优选为0.02～0.06质量％的范围。

Mn：0.8～2.0质量％

为了确保母材的强度，需要添加0.8质量％以上的Mn。另一方面，若超过2.0质量％，则会使熔合区附近的韧性显著降低。由此，Mn为0.8质量％～2.0质量％的范围。优选为1.2～1.8质量％的范围。

P：0.010质量％以下

P可促进熔合区附近的岛状马氏体的生成，使韧性大幅降低，因此限制为0.010质量％以下。优选为0.008质量％以下。

S：0.0005～0.0050质量％

S是用于形成作为铁素体的成核位点的MnS或CaS的必要元素，需要含有0.0005质量％以上。但是，若过量含有，则会引起母材的韧性降低，因而上限为0.0050质量％。

Al：0.005～0.100质量％

Al是为了钢的脱氧而添加的元素，需要含有0.005质量％以上。但是，若添加超过0.100质量％，不仅会降低母材的韧性，还会降低焊接金属的韧性。由此，Al为0.005～0.100质量％的范围。优选为0.010～0.080质量％的范围。

Nb：0.003～0.030质量％

Nb是对确保母材强度有效的元素。但是，若含量小于0.003质量％，则上述效果小，另一方面，若添加超过0.030质量％，则会在熔合区附近生成岛状马氏体，使韧性降低。由此，Nb为0.003～0.030质量％的范围。优选为0.008～0.020质量％的范围。

Ti：0.005～0.050质量％

Ti在钢液凝固时会形成TiN而析出到母材中，抑制奥氏体晶粒的粗大化，有助于母材的韧性提高，同时固定并减少与B结合的N来确保固溶B，为了确保母材的强度而有效地发挥作用。另外，在焊接热影响区成为铁素体相变的核，有助于焊接部的高韧性化。为了得到这样的效果，需要添加0.005质量％以上的Ti。另一方面，若添加超过0.050质量％，则析出的TiN粗大，反而无法得到上述效果。由此，Ti为0.005～0.050质量％的范围。优选为0.010～0.035质量％的范围。

B：0.0003～0.0030质量％

B在焊接热影响区与N生成BN，降低固溶N。另外，所生成的BN成为相变核，具有促进铁素体相变、提高韧性的效果。因此，B含有0.0003质量％以上。但是，若添加超过0.0030质量％，则会导致母材和热影响区的韧性降低。由此，B为0.0003～0.0030质量％的范围。优选为0.0008～0.0020质量％的范围。

N：0.0040～0.0100质量％

为了生成TiN，含有0.0040质量％以上的N。另一方面，添加超过0.0100质量％时，会增大热影响区中TiN因焊接时的线能量而使熔化的区域的固溶N量，使韧性降低。由此，N为0.0040～0.0100质量％的范围。优选为0.0045～0.0080质量％、更优选为0.0050～0.0070质量％的范围。

Cu：0.20～1.00质量％

Cu可提高淬火性，是对确保母材和焊接接头的强度有效的元素。为了得到上述效果，需要添加0.20质量％以上。另一方面，若超过1.00质量％，则上述效果饱和。由此，Cu为0.20～1.00质量％的范围。优选为0.30～0.80质量％的范围。

Ni：超过0.20质量％且为2.00质量％以下

Ni在本发明中为必要元素，具有通过固溶而提高母材的强度、并且提高韧性的效果。另外，Ni还具有通过固溶而提高铁基组织的韧性的效果，因此还有助于热影响区的熔合区附近的韧性提高。为了得到上述效果，需要添加超过0.20质量％。另一方面，若超过2.0质量％，则上述效果饱和。由此，Ni为超过0.20质量％且为2.00质量％以下的范围。优选为0.60～1.50质量％的范围。

本发明的大线能量焊接用钢材除了需要满足上述成分组成以外，还需要上述成分满足以下的关系。

Ti/N：2.0以上且小于4.0

作为Ti与N的含量比的Ti/N会对热影响区的熔合区附近的TiN的微细分散状况和固溶N量产生大幅影响，因此，与后述的(1)式所定义的A值一同为本发明中重要的因子之一。Ti/N若低于2.0，则固溶N增加，会使热影响区的韧性降低，或者成为BN而析出到热影响区，降低确保淬火性所需要的B，因而难以确保最软化部的硬度。另一方面，若为4.0以上，则N成为TiN而几乎完全被固定，固溶N减少，BN无法析出，或者Ti的硼碳化物析出，因而热影响区的韧性大幅降低。由此，Ti/N为2.0以上且小于4.0。优选为2.5～3.5的范围。

A值：3～25

下述(1)式：

A＝2256×Ti－7716N+10000B……(1)

此处，上述式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

所定义的A值与上述Ti/N一同为发明中重要的因子之一。

若对(1)式进行改写，则上述A值由

A＝10000B-(7716N-2256×Ti)

表示，可知是指由钢中所包含的B减去与未被Ti固定的固溶N形成BN而被固定的N量后的固溶B量，在TiN、BN等的生成反应未符合平衡理论地进行的情况下，是表示作为固溶元素在相变中发挥作用的B量的指标。

若上述A值为3以上，即使在钢材受到超过200kJ/cm的大线能量焊接的热历史时，也可充分表现出固溶B所产生的淬火性的提高效果，以对屈服应力为460MPa以上的钢材中的焊接接头所要求的强度确保所需要的硬度HV10计，可以使最软化部的硬度为160以上。但是，若A值超过25，则会生成碳硼化物等粗大的析出物，热影响区的熔合区附近的韧性降低。由此，本发明中，上述A值为3～25的范围。优选为6～15的范围。

C_eq：0.38～0.43

本发明的大线能量焊接用钢材由于焊接时的线能量，导致在制造母材时所实施的TMCP等组织控制的效果完全无效。因此，即使在焊接时的加热和冷却下，也需要兼顾焊接接头的强度和韧性，所以需要将作为淬火性的指标的碳当量C_eq控制在适当的范围内。具体而言，需要对各成分的组成进行控制，使由下述(2)式所定义的碳当量C_eq为0.38～0.43的范围。

C_eq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15……(2)

此处，上述式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

上述C_eq小于0.38时，淬火性不足，最软化部的硬度显著降低，因而无法确保所望的焊接接头的强度。另一方面，若C_eq超过0.43，则淬火性过剩，熔合区附近的铁素体的生成被抑制，岛状马氏体的生成被促进，因而无法确保充分的韧性。优选的C_eq为0.39～0.42的范围。

除了上述说明的必要成分以外，出于提高强度等目的，本发明的大线能量焊接用钢材还可以在下述范围添加选自V、Cr和Mo中的1种或2种以上。

V：0.20质量％以下

V作为VN析出，是有助于母材的强度和韧性的提高、同时也作为铁素体生成核发挥作用的元素。为了表现出上述效果，优选添加0.005质量％以上。但是，过量的添加反而会导致韧性的降低，因而上限优选为0.20质量％。

Cr：0.40质量％以下、Mo：0.40质量％以下

Cr和Mo是对母材的高强度化有效的元素，为了得到上述效果，优选分别添加0.02质量％以上。但是，任何元素在大量添加时均会对韧性产生不良影响，因而在添加的情况下优选为0.40质量％以下。

另外，除了上述成分以外，本发明的大线能量焊接用钢材还可以在下述范围添加选自Mg、Zr和REM中的1种或2种以上。

Mg：0.0005～0.0050质量％、Zr：0.0010～0.0200质量％、REM：0.0010～0.0200质量％、Ca：0.0005～0.0050质量％

Mg、Zr和REM均是具有通过形成氧化物进行分散而改善韧性的效果的元素。另外，也是对硫化物系夹杂物的形态控制有用的元素。为了表现出这样的效果，Mg优选含有0.0005质量％以上，Zr和REM优选分别含有0.0010质量％以上。

另外，即使Mg添加超过0.0050质量％、Zr和REM分别添加超过0.0200质量％，也仅是使其效果饱和。由此，在添加这些元素的情况下，优选为上述范围。

另外，Ca是对硫化物系夹杂物的形态控制有用的元素。为了发挥出其效果，优选添加0.0005质量％以上。但是，若超过0.0050质量％，则会导致清洁度的降低，韧性劣化。于是，在含有Ca的情况下，优选为0.0005～0.0050质量％的范围。

本发明的大线能量焊接用钢材中，上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

接着，对本发明的大线能量焊接用钢材的制造方法进行说明。

对于本发明的大线能量焊接用钢材来说，只要是使屈服应力为460MPa以上的制造方法即可，可以利用现有公知的方法进行制造，对制造条件没有特别限制。例如，可以经过下述工序来制造：对于利用转炉或电炉等熔炼的钢，利用RH脱气等进行二次精炼，将钢成分调整为上述适当范围后，经过连铸或铸锭-开坯工序而制成钢坯等钢原材料。接着，将上述钢原材料再加热，热轧制成所期望的尺寸的钢材后，放置冷却；或者，在上述热轧后进行加速冷却、直接淬火-回火、再加热淬火-回火、再加热正火-回火等。

根据上述说明的本发明，可以得到一种大线能量焊接用钢材，其屈服应力为460MPa以上，即使在实施焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接时，也能够使热影响区的熔合区附近的岛状马氏体的分数为1体积％以下，使热影响区的最软化部的岛状马氏体的分数为5体积％以上，因而不仅母材的强度和韧性优异，焊接接头的强度和韧性也优异。

实施例

使用高频熔炼炉，以实验室方式熔炼具有表1的No.1～42所示的各种成分组成的钢，铸造制成150kg的钢锭后，热轧制成厚度120mm的钢坯。接着，将上述钢坯在1150℃加热2小时，之后进行精轧温度为850～900℃的热轧，使板厚为60mm，之后通过板厚1/4位置处的冷却速度为8℃/sec的加速冷却冷却至板厚中心温度为350℃，之后放置冷却而形成厚钢板(制品板)。

将如此得到的上述厚钢板供以下的评价试验。

<母材的强度测定>

从厚钢板的板厚1/4位置采集以板宽方向为试验片长度方向、平行部为标点间距离为70mm的圆棒拉伸试验片，进行拉伸试验，测定母材的强度(屈服应力YS、拉伸强度TS)。

<热影响区的最软化部的硬度测定和组织评价>

从上述厚钢板采集的小型试样，加热至相当于Ac₃相变点正上方的奥氏体区的900℃后，实施了在800～500℃间进行390sec冷却的热处理，之后，利用JIS Z2244(1998)中规定的方法测定5点的维氏硬度HV10，将其中最低的硬度作为最软化部的硬度，将硬度为160以上的情况作为合格。

接着，利用硝酸浸蚀液蚀刻上述硬度测定后的小型试样的截面使组织露出，之后利用扫描型电子显微镜SEM以1000倍拍摄3个视野的组织照片，并且对其进行图像分析，求出马氏体的面积分数，将其平均值作为最软化部的马氏体分数。

<热影响区的熔合区附近的韧性和组织评价>

从上述厚钢板采集宽80mm×长80mm×厚15mm的样品，加热至1450℃后，实施在800～500℃间进行390sec冷却的热处理。上述热处理相当于利用线能量为500kJ/cm的气电焊使热影响区受到的热历史。

接着，按照长度方向与轧制方向平行的方式，从上述样品采集2mmV型切口夏比试验片，在-100～40℃的温度范围进行夏比冲击试验，求出延性断裂率为50％的脆性转变温度vTrs，将为-40℃以下的情况评价为合格。

另外，利用硝酸浸蚀液蚀刻上述热处理后的样品的截面使组织露出，之后利用扫描型电子显微镜SEM以1000倍拍摄3个视野的组织照片，并且对其进行图像分析，求出岛状马氏体的面积分数，将其平均值作为熔合区附近的岛状马氏体分数。

将上述测定的结果示于表2。由该结果可知，发明例的No.1～21的厚钢板中，母材的屈服应力YS为460MPa以上、拉伸强度TS为570MPa以上，因而得到了所期望的母材强度，另外，热影响区的熔合区附近的马氏体分数小于1体积％，韧性vTrs为-40℃以下，且热影响区的最软化部的马氏体分数为5～15体积％，硬度HV10为160以上，因而大线能量焊接后的热影响区的韧性和强度特性也优异。

与此相对，可知：钢的成分组成为本发明的范围外的比较例的No.22～42的厚钢板中，屈服应力YS、熔合区附近的韧性vTrs和最软化部的硬度中的任一种以上的特性低于本发明例的厚钢板。

【表2】

Claims

1.一种大线能量焊接用钢材，其特征在于，其具有下述成分组成：含有C：0.03～0.10质量％、Si：0.01～0.08质量％、Mn：0.8～2.0质量％、P：0.010质量％以下、S：0.0005～0.0050质量％、Al：0.005～0.100质量％、Nb：0.003～0.030质量％、Ti：0.005～0.050质量％、Cu：0.20～1.00质量％以下、Ni：超过0.20质量％且为2.00质量％以下、N：0.0040～0.0100质量％和B：0.0003～0.0030质量％，Ti与N的含量比Ti/N为2.0以上且小于4.0，下述(1)式所定义的A值为3～25的范围，并且下述(2)式所定义的C_eq为0.38～0.43的范围，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；屈服应力为460MPa以上，实施焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接时的热影响区的熔合区附近的岛状马氏体为1体积％以下，并且，热影响区的最软化部中的岛状马氏体为5体积％以上，

记

A＝2256×Ti－7716N+10000B……(1)

C_eq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15……(2)

此处，上述(1)式和(2)式中的各元素符号表示各元素的含量，单位为质量％。

2.如权利要求1所述的大线能量焊接用钢材，其特征在于，除了上述成分组成以外，进一步含有选自V：0.20质量％以下、Cr：0.40质量％以下和Mo：0.40质量％以下中的1种或2种以上。

3.如权利要求1或2所述的大线能量焊接用钢材，其特征在于，除了上述成分组成以外，进一步含有选自Mg：0.0005～0.0050质量％、Zr：0.0010～0.0200质量％、REM：0.0010～0.0200质量％和Ca：0.0005～0.0050质量％中的1种或2种以上。