CN1071802C - 热量输入500KJ/cm以上的大热量输入焊接用钢及其制造方法 - Google Patents

热量输入500KJ/cm以上的大热量输入焊接用钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明是一种热量输入500KJ/cm以上的大热量输入焊接用钢及其制造方法，该钢的特征是含有C：超过0.10%小于0.20%，Si：不足0.10%，Mn：0.4～2.0%，Al：超过0.010%不足0.04%，Ti：0.002～0.020%，REM：0.003～0.030%，N：不足0.0040%，B：大于0.0003%不足0.0020%，其余部分实质上由Fe和不可避免的杂质组成，该钢具有如下的组织：析出B不足0.0015%，REM或Ca的氧，硫化物和TiN分别各自分散在钢中，该钢还可含有Cu：0.05%～0.5%，Ni：0.05%～1.0%，Mo：0.05%～0.5%，Nb：0.005～0.10%，V：0.005%～0.15%，Cr：0.05～0.5%的1种或2种以上。该钢的制造方法是：将上述发明记载的组成的钢铸造后，加热到Ac3转变点以上，按照终轧温度800～1000℃并且累积压下率在50%以上进行热轧，然后按照使钢板组织成为(铁素体+珠光体)和/或贝氏体的冷却速度进行空冷或加速冷却。

Description

热量输入500kJ/cm以上的大热 量输入焊接用钢及其制造方法
本发明涉及用于建筑、桥梁、造船、压力容器等的焊接结构用钢材，特别是涉及热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢及其制造方法。
焊接部位的韧性一般主要由母材的热影响区，特别是焊接结合部的韧性决定。也就是说，由于结合部被加热到接近熔点的高温，使晶粒显著粗大化，淬透性增高，由于接着发生的冷却，铁素体转变难于进行，因此生成脆弱的上贝氏体组织，或是岛状的马氏体，使缺口韧性降低。特别是在经过电渣焊或多电极隐弧焊等所谓大热量输入焊接的焊接热影响区中，这种倾向是显著的。
作为提高这种焊接结合部韧性的对策，有人采取了下述方法，即在低C当量化和降低P、S杂质元素的同时，使TiN、BN这样的氮化物的微细析出物析出，以求固溶N的固定，同时使微细铁素体析出。
例如，在特开昭51-41621号公报和特开昭51-43309号公报中，通过复合添加Ca或La、Ce和Ti，使微细TiN分散在钢材中，将其作为铁素体的转变核心，使大热量输入焊接结合部形成(铁素体十珠光体)组织，以求改善韧性。此外，还叙述了通过加入Nb、V、B等氮化物形成元素使结合部附近的韧性稳定。
但是，在热量输入必须在500kJ/cm以上的焊接结合部中，因在高温停留时间变得更长，使奥氏体晶粒愈加粗大，而其后的冷却又显著变慢，所以微细铁素体的生成变得困难，结果析出粗大的晶界铁素体，得不到改善韧性的效果。另外也考虑过大量添加铁素体形成元素Si，但这样会生成岛状的马氏体，还是得不到改善韧性的效果。
在特开昭61-190016号公报中，揭示了利用TiN和BN使微细铁素体析出，同时使N固定而改善焊接结合部韧性的方法。但该方法为了使微细铁素体析出而必须限制C当量，还是会在需要500kJ/cm以上的大热量输入的焊接结合部产生与上述同样的问题。此时，BN因焊接时的加热而固溶，而在冷却中于γ晶界再析出，因此起到作为粗大的晶界铁素体析出核心的作用，产生恶劣的影响。
在特开昭59-159968号公报中，在REM的氧·硫化物和TiN分散的钢中利用晶界固溶B防止网状的粗大晶界铁素体的析出。但通常在固溶B存在时，在稍微偏离结合部的800～1000℃的加热区内生成岛状马氏体，从而损害韧性。
与上述问题平行存在的情况是，近年来由于追求焊接施工的高能量化并降低成本，采用过去几乎不曾使用的500kJ/cm以上的大热量输入焊接的机会正在增加。但是，在此场合下焊接结合部停留在高温的时间变得比以前更长，奥氏体晶粒愈加粗大化，其后的冷却也极其缓慢，所以变得更容易生成脆弱的上贝氏体组织和岛状马氏体。因此，在将远比500kJ/cm小的热量输入作为对象的上述现有技术方法中，改善焊接热影响区韧性的对策不能认为是充分的。
本发明的目的是解决上述问题，提供即使是在比过去的大热量输入焊接还要更大热量输入的500kJ/cm以上的大热量输入焊接中，其焊接影响区的韧性仍然很好的焊接结构用钢及其制造方法。
本发明人对在500kJ/cm以上大热量输入焊接影响区具有良好韧性的钢材进行了种种研究，结果发现，其韧性改善的机理与热量输入在300kJ/cm以下作为对象的过去的钢是不同的。也就是说，按照使TiN和REM的氧·硫化物分散的理论，将焊接结合部旧γ晶粒直径微细化成250μm以下是必要的，但在这些分散粒子作为铁素体转变核心起作用时，在500kJ/cm以上的大热量输入焊接那样冷却速度慢的场合，粗大铁素体析出，反而对韧性有害。为了防止这一情况，必须不使TiN和REM的氧·硫化物复合化，而是使之分别地分散，并且将铁素体形成元素Si的量减低到0.1％(重量)(以下简单表示为％)以下。
另外，本发明人发现，为防止粗大的晶界铁素体，还可利用微量的B，但0.0015％以上的析出B反而会构成粗大的晶界铁素体的析出核心，因此，在使析出B低于0.0015％，再通过于此场合下加上低Si化的效果，可以防止800～1000℃的加热区析出岛状马氏体，这对于防止韧性的劣化是有效的。
如上所述，将大热量输入焊接后的焊接结合部的旧γ粒径规定为250μm以下，并且将不含岛状马氏体的贝氏体作为主体，可将晶界铁素体抑制在20％以下、使500kJ/cm以上的大热量输入焊接热影响区的韧性成功地得到改善。
也就是说，本发明是一种热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢，其特征在于，该钢种按重量％计含有，C：超过0.10％、小于0.20％,Si：不足0.10％,Mn:0.4～2.0％,Al：超过0.010％、不足0.04％,Ti:0.002-0.020％,REM:0.003～0.030％,N：不足0.0040％,B：大于0.0003％、小于0.0020％，其余部份实质上由Fe和不可避免的杂质构成，而且该钢具有如下组织，析出B小于0.0015％，并且在钢中钛的氮化物与REM的氧·硫化物合体的复合析出物按个数比例计算占全部REM系析出物的30％以下。此外，本发明还是这样一种热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢，其特征在于，该钢种按重量％含有，C：超过0.10％、小于0.20％,Si：不足0.10％,Mn:0.4～2.0％,Al：超过0.010％、不足0.04％,Ti:0.002～0.020％,Ca:0.001～0.005％,N：不足0.0040％,B：大于0.0003％、不足0.0020％，其余部份实质上由Fe和不可避免的杂质构成，而且该钢具有如下组织，析出B不足0.0015％，并且Ca的氧·硫化物和TiN各自分别地分散在钢中。另外本发明还是这样一种热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢，其特征在于，在上述发明记载的成分和组织的钢中，按重量％计还含有Cu:0.05～0.5％,N:0.05～1.0％,Mo:0.05～0.5％,Nb:0.005～0.10％,V:0.005～0.15％,Cr:0.05～0.5％中的一种或二种以上。另外，本发明还是一种热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢的制造方法，其特征在于，在将上述发明记载的成分的钢进行铸造后，加热到AC3相变点以上，按终轧温度800～1000℃且累积压下率50％以上进行热轧，然后直接空冷，或者先按冷却速度0.5～10℃/s、冷却终止温度750～550℃进行快速冷却，再进行空冷。
附图的简要说明
图1是表示Si含量与模拟热量输入相当1000kJ/cm的大热量输入焊接结合部的再现HAZ的vEo之间关系的图。
图2是表示使REM氧·硫化物和Ti氮化物的复合化率(％)变化时，复合化率对结合部的夏氏冲击吸收能量值(vEo)的影响的图。
首先说明本发明的大热量输入焊接用钢的成分的限定理由。
C：超过0.10％、小于0.20％
C在0.10％以下时也有低Si化的影响，难以确保所期望的母材强度，另外，超过0.20％时，在焊接后的冷却中生成岛状马氏体，不能确保焊接部的韧性。另外在小热量输入焊接时引起显著硬化，使焊接裂纹的敏感性增高。
Mn:0.4～2.0％
Mn与C同样是提高强度的元素，作为焊接结构用钢，为确保必要的强度必须规定在0.4％以上，但添加超过2.0％时会使得焊接时的裂纹敏感性增高，同时对焊接部韧性的坏影响变大，因此定在0.4～2.0％的范围。
Al：超过0.010％、不足0.04％
在通常的炼钢过程中，为了脱氧，至少要添加超过0.010％的Al，另一方面，当添加0.04％以上时，不仅使焊接热影响区，而且使焊接金属的韧性也劣化，因此规定在超过0.010％、不足0.04％的范围。
Ti:0.002～0.020％,N不足0.0040％
Ti和N生成TiN，弥补REM或Ca的硫·氧化物的效果，防止在焊接加热时奥氏体晶粒的粗大化。因此，为发挥改善韧性的效果，Ti在0.002％以上，N希望在0.002％以上是必要的。但是，含N在0.0040％以上时，因固溶N反而对钢的韧性有害，并且在晶界作为BN析出，成为晶界粗大铁素体析出的原因。因此N含量的上限定为不足0.0040％，而且在此场合，若含有超过0.020％的Ti，则不仅没有有益效果，而且相对于N量不平衡的过剩的Ti反而对韧性有害，TiN和REM或Ca的硫·氧化物的复合化时还会因此成为粗大铁素体析出的原因，所以Ti含量的上限规定为0.020％。
B：大于0.0003％、小于0.0020％
B在焊接加热时偏析到奥氏体晶界，抑制对韧性产生不利影响的粗大的晶界铁素体的析出。特别是，本发明为了改善作为对象的超越过去范畴的大热量输入焊接中热影响区的韧性，利用由REM和Ti造成的γ晶粒细化是重要的，因此有必要将REM与Ti合并添加。为此添加0.0003％以上的B是必要的。但是添加0.0020％以上时，效果已饱和，反而伴随有因在晶界析出的BN而使粗大的晶界铁素体析出的弊害，因此规定在不足0.0020％的范围。
REM:0.003～0.030％
REM以硫·氧化物的形式析出，其自身也具有防止γ晶粒粗大化的效果。为改善比过去的大热量输入更大热量输入的500kJ/cm以上的大热量输入焊接热影响区的韧性，将0.003％以上的REM与上述Ti合并添加量必要的。但添加量超过0.030％则对钢的洁净性有害，因此规定在0.003～0.030％的范围。
Ca:0.001～0.005％
Ca与REM具有同样作用，但其含量必须在0.001％以上，另外，当添加量超过0.005％时对钢的洁净度有害，因此将添加范围定在0.001～0.005％。
Si：不足0.10％
Si使强度提高，因而通常予以添加，但在本发明中，为防止对韧性有害的粗大铁素体析出，并且为防止岛状马氏体的析出，必须将其降低到不足0.10％。不这样做的话，无论怎样利用其它成份的作用，也因粗大铁素体的析出和岛状马氏体的析出，而不能达到改善热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接热影响区的韧性。
图1示出了含有适量REM和Ti、B的0.14C-1.3Mn-0.025Al-0.015REM-0.01Ti-0.0025B-0.003N的钢的场合，模拟热量输入相当于800kJ/cm的大热量输入焊接结合部的再现焊接热影响区(HAZ)的vEo与钢中Si量的关系。
此外，因减低Si含量而引起的强度降低，可通过添加其它的改善强度元素，或控制轧制和加速冷却等的制造方法来弥补。
上述的基本成份外，作为提高强度的元素，还可含有Cu:0.05～0.5％、Ni:0.05～1.0％、Mo:0.05～0.5％、Nb:0.005～0.10％、V:0.005～0.15％、Cr:0.05～0.5％中的1种或2种以上。
Cu在过量添加时对热加工性有害，同时焊接裂纹敏感性增大，此外Ni和Mo价格昂贵，过量添加会损害经济性，因此分别将上限定为0.5％、1.0％和0.5％。此外，Mo过量添加时焊接热影响区的硬化性增高，焊接的裂纹敏感性增大，从这一点考虑也应将上限定为0.5％。Nb和V过量添加时，会在母材和焊接热影响区中生成大量析出物，引起析出脆化，因此分别将它们的上限定为0.10％和0.15％，另外，Cr过量添加对焊接性有害，所以将上限定为0.5％。
这些强化元素各自的下限，为表示能显现所希望的强化作用的最小量。
以下叙述本发明钢的组织的限定理由。
析出B低于0.0015％
析出B作为BN或Fe23(C,B)5，主要在奥氏体晶界析出。这些析出B伴随着析出粗大的晶界铁素体的弊害，析出B量在0.0015％以上时，使焊接热影响区的韧性显著降低，因此将其范围定作0.0015％以下。
REM氧·硫化物和Ti氮化物的复合化率在30％以下
REM氧·硫化物和Ti氮化物复合存在时，其分散粒子粗大化，使得防止奥氏体晶粒粗大化的效果减小。特别是该复合分散粒子在500kJ/cm以上的大热量输入焊接热影响区中存在于奥氏体粒界时，与析出B同样会成为粗大的晶界铁素体析出的原因，使热影响区的韧性降低。
图2是一幅研究结果图，表明在0.14C-0.05～0.09Si-1.3～1.4Mn～REM-Ti-B系的钢中，通过使Ti量和N量变化，使REM氧·硫化物和Ti氮化物的复合化率(％)变化，在经过相当于800kJ/cm的焊接再现热循环中接合部在0℃时复合化率对夏氏冲击吸收能量值(vEo)的影响。由图2可知，当氮化物与REM氧·硫化物合体的复合析出物按个数比例超过REM系析出物总数的30％时，夏氏冲击吸收能量值显著降低。因此，在本发明中将REM氧·硫化物和Ti氮化物的复合化率限定在30％以下。
Ca氧·硫化物和Ti氮化物的复合化率在30％以下
Ca氧·硫化物和Ti氮化物复合存在时，其分散离子粗大化，使防止奥氏体晶粒粗大化的效果减小，虽未作图示，但与前述的REM同样，Ti氮化物与Ca氧·硫化物合体的复合析出物按个数比例超过Ca系析出物总数的30％时，夏氏冲击吸收能量值显著降低。因此，本发明中将Ca氧·硫化物和Ti氮化物的复合比率限定在30％以下。
如上所述在本发明中，通过将Si控制在低值同时添加REM或Ca，可抑制Ti氮化物的生成并使之均匀地微细分散，结果使REM或Ca氧·硫化物和Ti氮化物分别析出，从而可将复合化抑制在较低程度，使热影响区的韧性提高。另外，在REM和Ca的氧·硫化物中含有氧化物和硫化物。
以下叙述在本发明的大热量输入焊接用钢的制造方法中的限定理由。
加热到AC3转变点以上
在铸态下存在的粗大的B析出物，直接进行焊接加热时不能充分固溶，有可能对热影响区的韧性产生坏的影响，为使其固溶，并且在添加Nb、V等强化元素的场合使它们也能充分固溶，在铸造后加热到AC3转变点以上。
终轧温度800～1000℃
适用于500kJ/cm以上大热量输入焊接的钢板为板厚40mm以上的厚板，在此场合下若终轧温度超过1000℃时，母材晶粒的细化不充分，使得确保母材韧性变得困难。另外，终轧温度不足800℃时，因轧制应变和位错的导入，促进B的析出，析出B的量可能成为0.0015％以上。因此将终轧温度规定为800～1000℃。
热轧累积压下率在50％以上
在厚钢板的制造场合，为使晶粒细化达到板厚的中心部位，以确保母材的韧性，所以将累计压下率定为50％以上。
冷却条件
按800～1000℃的终轧温度进行热轧后，通过空冷到常温，可提高钢板的强度。
或者也可在热轧后在0.5～10℃/s的冷却速度和750～550℃的冷却终止温度进行加速冷却，然后再空冷至常温。借此可使钢板的强度进一步提高。在此场合，将冷却速度限定在0.5～10℃/s是由于，在0.5℃/s以下时不能得到比空冷时高的韧性，并且不能充分利用低碳等量化的效果，而在10℃/s以上时贝氏体相大量地混合存在会使韧性降低。
将冷却终止温度限定在750～550℃是由于，在750℃以上终止时会生成粗大的铁素体晶粒，使韧性和强度降低，而在550℃以下终止时，会有大量贝氏体混合存在，使韧性降低。
实施例
表1中示出了试验钢的化学成分。试验钢的强度水平为400～490MPa级钢。将这些钢铸造后，再加热至1150℃，按终轧温度900℃轧成板厚80mm，并且以1000℃以下的累计压下率为62％进行热轧，然后进行1.5℃/s加速冷却至620℃，接着空冷至常温。另外一部分不作加速冷却，仅进行空冷。各供试钢的AC3转变点都在890℃以下。
实施例A～H、比较例I～L的析出B都满足低于0.0015％的条件，但比较例M的析出B过量。实施例A～E具有REM的氧·硫化物和TiN各自分散的组织，另外，实施例F～H具有Ca的氧·硫化物和TiN各自分散的组织。与此相对，比较例J中REM的氧·硫化物和TiN复合化。
表2中列出了表1钢的抗拉强度(T·S)以及相当于800kJ/cm热量输入的焊接再现热循环中焊接结合部在0℃时的夏氏冲击吸收能量(vEo)值和接合部的金属组织。vEo是进行3次试验所得值的平均值。
另外，实施例A-2和E-2是在热轧后空冷至常温，其它则全部是热轧后进行前述的加速冷却。
钢A～H是实施例，通过低Si-低N-REM-Ti-B处理或低Si-低N-Ca-Ti-B处理，使焊接热影响区的旧γ晶粒细化的基础上，使粗大铁素体和岛状马氏体的生成也受到抑制，结果显示出良好的韧性。
钢I～L是比较钢，钢I的B添加量少，所以形成了粗大的铁素体，钢J因Ti的含量过多，所以在焊接热影响区中，其韧性与实施例比较变低。钢K因Al的含量过多，在钢内部质量劣化，同时，因过剩N的坏影响，焊接热影响区的韧性劣化。钢L因Si的含量过多，其焊接热影响区的韧性与实施例比较变低。据认为这是因为在焊接热影响区中生成的岛状马氏体对韧性产生不利影响所致。
                     [表1](重量％)
区分    C    Si    Mn     P     S     Al     B   析出B     Ti    REM     Ca     N             其他 析出物的分散形态-
A 实施例   0.14   0.05   1.38   0.008   0.003   0.025   0.0013   0.0005   0.011  0.015     -   0.0036     个别
B   0.16   0.05   0.72   0.010   0.003   0.022   0.0013   0.0007   0.009  0.006     -   0.0026     个别
C   0.12   0.06   1.68   0.006   0.003   0.022   0.0010   0.0003   0.009  0.011     -   0.0038  Nb:0.018、Ni:0.5     个别
D   0.13   0.06   1.45   0.006   0.003   0.024   0.0009   0.0003   0.011  0.008     -   0.0034  Nb:0.020、     个别
E   0.13   0.06   1.32   0.008   0.002   0.024   0.0011   0.0005   0.009  0.009     -   0.0030  Cu:0.15、Ni:0.15、Nb:0.017     个别
F   0.13   0.08   1.32   0.010   0.003   0.022   0.0005   0.0001   0.012    -   0.0025   0.0026  Cu:0.10、Ni:0.15、Cr:0.09     个别
G   0.12   0.07   1.33   0.011   0.003   0.026   0.0008   0.0002   0.007    -   0.0022   0.0028  Mo:0.07     个别
H   0.15   0.04   1.42   0.008   0.002   0.022   0.0015   0.0008   0.006    -   0.0034   0.0022  V:0.03     个别
I 比较例   0.14   0.08   1.31   0.010   0.002   0.024   0.0001     -   0.015  0.010     -   0.0038     个别
J   0.14   0.08   1.31   0.010   0.003   0.024   0.0005   0.0001   0.035  0.008     -   0.0021     复合
K   0.17   0.04   1.30   0.009   0.002   0.050   0.0009   0.0005   0.009    -   0.0025   0.0065     个别
L   0.13   0.18   1.29   0.008   0.004   0.020   0.0012   0.0007   0.010    -   0.0018   0.0038  Cu:0.15、Ni:0.15、Nb:0.010     个别
M   0.13   0.05   1.35   0.011   0.003   0.018   0.0029   0.0020   0.011  0.006     -   0.0058  Cu:0.16、Ni:0.13、Nb:0.018     个别
   * :REM或Ca的氧·硫化物和TiN的分散形态
                                [表2]
试验钢符号   区分 旧γ粒径(μm) 有无岛状马氏体 晶界铁素体的量(％) T.S.(MPa)   vEo(J)
   A-1 实施例  167    无    12  516    123
   A-2 实施例  183    无    15  498    116
    B 实施例  195    无   10以下  441    146
    C 实施例  216    无   10以下  548    93
    D 实施例  183    无   10以下  538    118
   E-1 实施例  172    无   10以下  515    128
   E-2 实施例  194    无     11  505    135
    F 实施例  188    无     14  528    106
    G 实施例  176    无   10以下  510    103
    H 实施例  201    无     12  547    87
    I 比较例  212    无     32  512    23
    J 比较例  396    无     28  552    13
    K 比较例  196    有     20  513    18
    L 比较例  183    有     22  506    29
    M 比较例  206    无     30  510    18
按照本发明，可在建筑、桥梁、造船和压力容器等结构物的制造中使用热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接，大幅度提高焊接施工的生产效率及大幅度降低焊接成本。

Claims (6)

1．焊接热量输入在500KJ/cm以上的大热量输入焊接用钢，其特征在于，该钢按重量％计含有
0.10＜C≤0.20,Si＜0.10,0.4≤Mn≤2.0,0.010＜Al＜0.04,
0.002≤Ti≤0.020,
N＜0.0040,
0.0003≤B＜0.0020，以及
0.003≤REM≤0.030，或0.001≤Ca≤0.005，
其余组分为Fe和不可避免的杂质，
但是，
析出B＜0.0015％，
而且，该钢具有如下的组织：在钢中，
钛氮化物与REM氧化物和/或硫化物合体而成的复合析出物按个数比例为全部REM系析出物的30％以下，或者，
钛氮化物与Ca氧化物和/或硫化物合体而成的复合析出物，按个数比例，为全部Ca系析出物的30％以下。
2．根据权利要求1所述的焊接热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢，其特征在于，在所述组成和组织的钢中，按重量％计还含有：
0.05≤Cu≤0.5,0.05≤Ni≤1.0,0.05≤Mo≤0.5,
0.005≤Nb≤0.10,0.005≤V≤0.15,0.05≤Cr≤0.5中的1种或2种以上。
3．根据权利要求1所述的焊接热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢，其特征在于，该钢具有铁素体+珠光体和/或贝氏体组织。
4．根据权利要求1所述的焊接量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢，其特征在于，在所述的组成和组织的钢中，按重量％计还含有：
0.05≤Cu≤0.5,0.05≤Ni≤1.0,0.05≤Mo≤0.5,
0.005≤Nb≤0.10,0.005≤V≤0.15,0.05≤Cr≤0.5中的1种或2种以上，并且具有铁素体+珠光体和/或贝氏体组织。
5．权利要求1所述大热量输入焊接用钢的制造方法，其特征在于，
一种按重量％计含有下述组分的钢
0.10＜C≤0.20,Si＜0.10,0.4≤Mn≤2.0,0.010＜Al＜0.04,
0.002≤Ti≤0.020,
N＜0.0040,
0.0003≤B＜0.0020，以及
0.003≤REM≤0.030，或者
0.001≤Ca≤0.005，
其余组分为Fe和不可避免的杂质，
但是，析出B＜0.0015，
将具有上述组分的钢进行铸造，
然后加热至AC3转变点以上，按照终轧温度800～1000℃且累积压下率50％以上进行热轧，
其后，按至少为空冷以上的冷却速度进行冷却，或者，
在热轧以后，以冷却速度0.5～10℃/s、冷却终止温度750～550℃进行加速冷却。
6．根据权利要求5所述的焊接热量输入在500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢的制造方法，其特征在于，所述钢以重量％计还含有一种或两种以上下述组分，
0.05≤Cu≤0.5,0.05≤Ni≤1.0,0.05≤Mo≤0.5,
0.005≤Nb≤0.10,0.005≤V≤0.15,0.05≤Cr≤0.5。
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