TW201331387A

TW201331387A - 高熱輸入熔接用鋼材

Info

Publication number: TW201331387A
Application number: TW101147399A
Authority: TW
Inventors: Tomoyuki Yokota; Kazukuni Hase; Shinji Mitao
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2011-12-14
Filing date: 2012-12-14
Publication date: 2013-08-01
Also published as: BR112014014401B1; WO2013088715A1; KR20140090682A; JP5796636B2; BR112014014401A2; KR101608239B1; CN103987869B; JPWO2013088715A1; TWI589708B; CN103987869A

Abstract

本發明係廉價提供即便施行熔接入熱量超過300kJ/cm的高熱輸入熔接，但熔接熱影響部的強度(耐軟化性)與韌性仍優異、降伏應力達460MPa以上的高熱輸入熔接用鋼材。本發明的高熱輸入熔接用鋼材，係具有：依質量%計含有一定量的C、Si、Mn、P、S，更進一步含有：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%，且下述(1)式所示碳當量Ceq為0.330~0.450範圍，其餘則由Fe及不可避免的雜質構成的成分組成；當施行熔接入熱量超過300kJ/cm的高熱輸入熔接時，熱影響部最軟化部組織中的麻田散鐵為3~12體積%。

Description

高熱輸入熔接用鋼材

本發明係關於在船舶、建築．土木等領域中使用於各種鋼構造物(various steel structures)，降伏應力(yield stress)達460MPa以上的鋼材，特別係適合用於熔接入熱量超過300kJ/cm之高熱輸入熔接(high heat input welding)的鋼材。

船舶、海洋構造物、建築、鋼管等領域所使用的鋼構造物，一般係利用熔接接合而修整成所需形狀的構造物。所以，該等構造物係從確保安全性的觀點而言，除了確保所使用鋼材的母材特性(mechanical properties of base plate)、亦即強度(strength)、韌性(toughness)之外，尚要求熔接部的韌性(weld-zone toughness)優異。

再者，近年上述船舶與鋼構造物越益大型化(becoming large-sized)，所使用鋼材亦積極地朝高強度化(increase strength)與厚壁化(increase wall thickness)進展。隨此現象，在熔接施工時，便採用潛弧熔接(submerged arc welding)、電氣熔接(electrogas arc welding)、電渣熔接(electroslag welding)等高效率(high efficiency)、且高熱輸入熔接(high heat input welding)方法，即便利用高熱輸入熔接施行熔接施工時，仍需要熔接部的韌性優異之鋼材。

在此，針對高熱輸入熔接部的組織進行說明。圖1所示係高熱輸入熔接部截面的巨觀組織照片(macrostructure)。在熔接部的中央處，從熔融的母材(melted parent metal)及熔接材料(welding consumables)所生成的熔接金屬二者會依熔融狀態(in a molten state)幾乎呈均勻混合，而存在已凝固的熔接金屬部分。在其二側會因熔接時所投入的熱而受到熱影響，導致存在有母材的組織與特性出現變質的熱影響部(Heat Affected Zone；HAZ)。再者，在其二側呈現存在母材的狀態。上述熔接金屬與HAZ的邊界處(圖中的虛線部)，一般通稱「焊接部(bond)」。該焊接部附近HAZ係即便於熱影響部之中，特別係因為被加熱至熔融點(melting point)附近的高溫，而結晶粒粗大化(become coarse)，韌性明顯降低。另一方面，在略遠離焊接部處則成為細粒域並軟化，成為接頭強度降低的主因。

針對因高熱輸入熔接而伴隨的HAZ韌性降低，截至目前為止已有多種對策被檢討。例如使TiN細微分散(finely dispersed)於鋼中，俾抑制沃斯田鐵粒(austenite grain)粗大化、或利用為肥粒鐵變態核(ferrite nucleation site)的技術已實用化。又，亦有開發出藉由使Ti的氧化物分散而著眼於與上述同樣之效果的技術。活用TiN的上述技術，係當接受高熱輸入熔接時，因為熔接熱影響部被加熱至TiN的溶解溫度域(TiN dissolution temperature)，因而有TiN分解(TiN is decomposed)而上述分散效果消失，或因TiN的分解而生成之固溶Ti(solute Ti)及固溶N(solute N)導致鋼的基礎結構脆化，造成韌性明顯降低的問題。又，活用Ti氧化物的技術具有較難使氧化物均勻細微分散的問題。針對此種問題的技術，例如專利文獻1揭示有：為了提升經施行超過300kJ/cm高熱輸入熔接的熔接熱影響部之韌性，將為了硫化物的形態控制(sulfide shape control)而添加之Ca量予以適當化，俾使CaS結晶析出，再將其有效活用作為肥粒鐵變態核的技術。該CaS因為相較於氧化物，依較低溫進行結晶析出，因而可細微分散於鋼中，又在冷卻中將其當作核，使MnS、TiN、BN等肥粒鐵變態生成核(ferrite nucleation site)呈細微分散，因而將熔接熱影響部的組織形成為細微的肥粒鐵波來鐵組織(ferrite and pearlite structure)，可達成高韌性化。藉由專利文獻1的技術開發，可將因高熱輸入熔接而伴隨的韌性降低情形某程度抑制。

然而，依照其後的研究，得知降伏應力達460MPa以上且高強度化、經添加較多量C與合金元素的鋼，當施行熔接入熱量超過300kJ/cm的高熱輸入熔接時，在焊接部附近HAZ有形成數體積%之通稱「島狀麻田散鐵(martensite island,M-A constituent)(MA)」的硬質脆化組織(brittle structure)，其阻礙熔接部的韌性更進一步改善。所以，在此種高強度鋼之高熱輸入熔接部的焊接部附近HAZ韌性改善時，除抑制沃斯田鐵粒粗大化、使肥粒鐵變態核細微分散、減少固溶N之外，更必需抑制島狀麻田散鐵的生成。相關減少島狀麻田散鐵的技術，例如專利文獻2揭示有：除了減少C、Si含有量之外，減少P含有量亦屬有效。又，專利文獻3揭示有：藉由積極添加Mn、且盡量減少P，可減少焊接部附近HAZ的島狀麻田散鐵，可獲得韌性優異的降伏應力460MPa等級之鋼材。

另一方面，相關因高熱輸入熔接而衍生的HAZ軟化(softening)技術，並未如HAZ韌性對策般有多數揭示。即便上述專利文獻1、2及3中亦無關於HAZ軟化的記述。其原因可認為原本高熱輸入熔接用鋼的設計係以能確保接頭強度為前提。關於抑制HAZ軟化已有數個技術揭示。該等技術係利用Nb、V等析出強化元素的技術，以及使用B之淬火性的技術。專利文獻4中，提高C量且降低Si、Mn等之合金元素，藉由含有Nb、V而降低HAZ軟化。又，為了利用B提升淬火性，專利文獻5係藉由相對於N量規定含有較多Ti、B、Nb的成分方式，且專利文獻6係藉由規定固溶B量，俾達抑制HAZ軟化。

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利3546308號公報

專利文獻2：日本專利特開2008-163446號公報

專利文獻3：日本專利特開2011-6772號公報

專利文獻4：日本專利特開昭60-67622號公報

專利文獻5：日本專利特開2007-177327號公報

專利文獻6：日本專利4233033號公報

專利文獻1所記載的技術係特別在對降伏應力390MPa等級的鋼材施行高熱輸入熔接時，改善焊接部的HAZ韌性之技術。此技術針對作為對象的降伏應力460MPa等級鋼材之高熱輸入HAZ韌性及HAZ軟化並無法充分因應。專利文獻2所記載的技術係以降伏應力460MPa等級鋼材為對象，藉由降低C、Si、P的含有量而減少焊接部附近HAZ的島狀麻田散鐵，且藉由適當量添加Ca而使肥粒鐵變態核呈細微分散，俾達確保HAZ韌性。但是，針對HAZ軟化並無敘述，且因為必需添加Ni，因而有合金成本提高的問題。專利文獻3所記載的技術，係以降伏應力460MPa等級鋼材為對象，藉由積極地利用Mn而減少島狀麻田散鐵，俾廉價地獲得所需鋼材，但此文獻亦對於HAZ軟化亦無敘述。

專利文獻4所記載的技術係採取提高C量，且利用Nb、V等析出強化元素而充分因應HAZ軟化。但是，高熱輸入熔接時在焊接部附近熱影響部會形成大量的島狀麻田散鐵，而有焊接部HAZ韌性明顯降低的顧慮。專利文獻5及6所記載的技術，係使用B的淬火性而抑制HAZ軟化的技術。專利文獻5係以大量添加Ti、B、N為前提，於製造性方面有問題，且在焊接部附近於TiN熔解的區域有因固溶N而導致韌性降低的顧慮。專利文獻6係以無Nb為前提，當以降伏應力460MPa等級鋼材為對象時，較難確保接頭強度。

緣是，本發明目的在於廉價提供即便施行熔接入熱量超過300kJ/cm的高熱輸入熔接，熔接熱影響部的強度(耐軟化性)與韌性仍優異、降伏應力達460MPa以上的高熱輸入熔接用鋼材。

本發明者等人在針對降伏應力達460MPa以上的高強度鋼材，施行熔接入熱量超過300kJ/cm的高熱輸入熔接時，調查組織因子對焊接部附近HAZ韌性與HAZ最軟化部硬度所造成的影響。結果發現，島狀麻田散鐵或麻田散鐵的存在量會對各自的特性造成大幅影響。即，關於焊接部附近HAZ韌性，發現少量島狀麻田散鐵會對韌性造成不良影響，相反地關於HAZ最軟化部硬度，在此處所生成的麻田散鐵分率越高則硬度越高，使接頭強度提高。因此發明者等人更進一步針對合金元素與焊接部附近HAZ的島狀麻田散鐵及HAZ最軟化部的麻田散鐵存在量間之關係進行深入檢討。

結果得知藉由積極地含有Mn，則極力使對焊接部附近HAZ韌性造成不良影響的島狀麻田散鐵不生成，可有效地提高母材強度，另一方面，在HAZ最軟化部的麻田散鐵存在量減少，不利於接頭強度。然而，以積極添加Mn為前提，藉由將雜質元素的P含有量適切控制於0.012%~0.03%，便可極力減少焊接部附近HAZ所生成的島狀麻田散鐵，且增加HAZ最軟化部的麻田散鐵，能有效地提升硬度，遂完成本發明。

即，本發明的高熱輸入熔接用鋼材，係施行了熔接入熱量超過300kJ/cm的高熱輸入熔接時，HAZ最軟化部組織中的麻田散鐵為3~12體積%。

本發明的高熱輸入熔接用鋼材係含有：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%，且下述(1)式所示碳當量(carbon equivalent)C_eq為0.330~0.450範圍，其餘則由Fe及不可避免的雜質構成之成分組成；當施行熔接入熱量超過300kJ/cm的高熱輸入熔接時，熱影響部最軟化部組織中的麻田散鐵為3~12體積%。

C_eq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(1)

其中，上述式中的元素符號係表示各元素的含有量(%)，未含有的元素為0。

本發明的高熱輸入熔接用鋼材係除了上述成分組成之外，更進一步含有V：0.20%以下。

再者，本發明的高熱輸入熔接用鋼材係除了上述成分組成之外，更進一步含有從Cu：1.00%以下、Ni：1.00%以下、Cr：0.40%以下及Mo：0.4%以下之中選擇1種或2種以上。

再者，本發明的高熱輸入熔接用鋼材係除了上述成分組成之外，更進一步含有從Ca：0.0005~0.0050%、Mg：0.0005~0.0050%、Zr：0.0010~0.0200%及REM：0.0010~0.0200%之中選擇之1種或2種以上。

根據本發明，能廉價地獲得即便施行了超過300kJ/cm的高熱輸入熔接，但熔接熱影響部的強度與韌性均優異的鋼材。所以，本發明的鋼材頗適合用於利用潛弧熔接、電氣熔接、電渣熔接等高熱輸入熔接進行施工的船舶與大型鋼構造物。

以下針對用於實施本發明的形態進行說明。本發明中作為對象的鋼材係依熱軋製造之具有40mm以上板厚的鋼材。首先，針對本發明鋼材特徵的HAZ最軟化部組織進行說明。

麻田散鐵：3~12體積%

如前述，本發明係在高熱輸入熔接部的熱影響部(HAZ)、尤其是遠離焊接部、沃斯田鐵成為細粒且淬火性降低的最軟化部，藉由控制麻田散鐵的生成量，俾達抑制軟化的技術。為能獲得該項效果，必需將上述HAZ最軟化部的麻田散鐵分率設為3體積%以上。此處，本發明中，高熱輸入熔接定義為熔接入熱量超過300kJ/cm情況的理由，在於本發明目的為廉價提供即便施行此種高熱輸入熔接，但熔接熱影響部的強度與韌性仍均優異之鋼材。

為了提升HAZ最軟化部的硬度，該位置處的麻田散鐵分率係越高越佳。因而合金元素的更進一步添加便屬不可或缺。因此，導致在焊接部附近生成島狀麻田散鐵，成為使焊接部附近的HAZ韌性降低之結果。藉由將HAZ最軟化部的麻田散鐵分率調整為12體積%以下，可使焊接部的此種韌性降低情形止於最小限。依上述理由，將HAZ最軟化部的麻田散鐵存在量設為3~12體積%。較佳係3~10%範圍。

此處，本發明所謂「HAZ最軟化部」，係如圖1所示，指距離焊接部10mm左右、成為沃斯田鐵細粒域的熱影響部。HAZ最軟化部的特定係依0.5mm間隔測定Hv維氏硬度，將呈現最小硬度的區域設為「HAZ最軟化部」。HAZ最軟化部的麻田散鐵係藉由對熔接部的截面施行研磨、蝕刻(etching)，並利用光學顯微鏡或SEM(scanning electron microscope，掃描電子顯微鏡)進行觀察便可確認。又，在求取體積%時，使用SEM依1000倍拍攝3視野的組織照片，並對該等施行影像解析，求取麻田散鐵的平均面積分率，將其設為「HAZ最軟化部的麻田散鐵體積分率」。另外，HAZ 最軟化部的組織係上述麻田散鐵之外，以肥粒鐵為主體，且含有波來鐵(pearlite)、變韌鐵(bainite)等的組織。

其次，針對為了將HAZ最軟化部的麻田散鐵存在量控制於上述範圍內，並達成高強度，本發明鋼材所應具有的成分組成進行說明。本發明中，關於化學成分的「%」標示全部均指「質量%」。

C：0.030~0.080%

C係用於提高鋼材強度的元素，為了確保作為構造用鋼所必要的強度，必需含有0.030%以上。另一方面，若C超過0.080%，在焊接部附近的HAZ容易生成島狀麻田散鐵，因而上限設為0.080%。較佳係0.035~0.070%範圍。

Si：0.01~0.15%

Si係在熔製鋼時作為脫氧劑(deoxidizing agent)而添加的元素，必需添加達0.01%以上。但是，若超過0.15%，則除了母材的韌性降低之外，在高熱輸入熔接的焊接部附近HAZ生成島狀麻田散鐵，容易導致韌性降低。所以，Si設為0.01~0.15%範圍。較佳係0.03~0.12%範圍。

Mn：1.80~2.60%

Mn相較於同樣用於提高強度而含有的Ni等其他合金元素之下，具有將在高熱輸入熔接時冷卻中於焊接部附近所生成未變態沃斯田鐵，分解為雪明碳鐵而予以無害化的傾向，對本發明而言係屬於重要元素。為了確保所需強度俾獲得上述效果，必需添加達1.80%以上。但是，若含有超過2.60%，反而導致HAZ韌性降低。所以，Mn設為1.80~2.60%範圍。較佳係1.90~2.30%範圍、更佳係1.82~250%範圍。

P：0.012~0.030%

P係為了在HAZ最軟化部促進麻田散鐵形成而含有0.012%以上。另一方面，因為P的添加將使在焊接部附近的未變態沃斯田鐵難以分解為雪明碳鐵，導致因島狀麻田散鐵的形成而使韌性降低，故限制於0.030%以下。較佳係0.022%以下、更佳係0.020%以下。

S：0.0005~0.0040%

S係為了生成MnS或CaS(其係形成肥粒鐵之核生成蕊)的必要元素，為了得到該項效果，必需含有0.0005%以上。但是，若超過0.0040%，反而導致母材的韌性降低。所以，S設為0.0005~0.0040%範圍。較佳係0.0007~0.0035%範圍。

Al：0.005~0.100%

Al係為了鋼的脫氧而添加之元素，必需含有達0.005%以上。但是，若含有超過0.100%，不僅母材的韌性降低，亦導致熔接金屬的韌性降低。所以，Al設為0.005~0.100%範圍。較佳係0.008~0.100%範圍、更佳係0.010~0.100%範圍、特佳係0.010~0.060%範圍。

Nb：0.003~0.030%

Nb係用於確保母材強度、HAZ最軟化部硬度、以及熔接接頭強度的有效元素。但是，若添加未滿0.003%，上述效果較小，另一方面，若含有超過0.030%，則使焊接部附近HAZ生成島狀麻田散鐵，導致韌性降低。所以，Nb設為0.003~0.030%範圍。較佳係0.005~0.027%範圍。

Ti：0.003~0.030%

Ti係在凝固時形成TiN並析出，抑制焊接部附近HAZ的沃斯田鐵粒粗大化，且成為肥粒鐵的變態核，對高韌性化具有貢獻。為了獲得此項效果，必需添加達0.003%以上。另一方面，若含有超過0.030%，所析出的TiN粗大化，導致無法獲得上述效果。所以，Ti設為0.003~0.030%範圍。較佳係0.006~0.025%範圍。

N：0.0025~0.0070%

N係上述TiN之生成所必要的元素，為了確保必要量的TiN，必需含有達0.0025%以上。但是，若含有超過0.0070%，則抑制因固溶B造成的淬火性效果，導致母材強度與HAZ最軟化部硬度降低。所以，N設為0.0025~0.0070%範圍。較佳係0.0030~0.0065%範圍。

B：0.0003~0.0025%

B係藉由在熔接熱影響部的細粒域、亦即HAZ最軟化部發揮淬火性，而具有提高最軟化部硬度的作用。又，在焊接部附近HAZ生成BN，而減少固溶N(solute N)，且具有作為肥粒鐵變態核的作用，因而對焊接部附近HAZ的高韌性化而言亦屬有用元素。為了獲得此項效果，必需含有達0.0003%以上。但是，若含有超過0.0025%，則提高淬火性，反而導致韌性降低。所以，B設為0.0003~0.0025%範圍。較佳係0.0006~0.0020%範圍。

碳當量C_eq：0.330~0.450

本發明的鋼材係除了含有滿足上述組成範圍的上述成分之外，下述(1)式所示碳當量C_eq成為0.330~0.450範圍。

C_eq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(1)

其中，上述式中的元素符號係表示各元素的含有量(%)，未含有的元素設為0。

(1)式所示碳當量C_eq必需成為0.330~0.450範圍。若碳當量C_eq未滿0.330，便無法獲得必要的母材強度。另一方面，若碳等量C_eq超過0.450，則因高熱輸入熔接而導致焊接部附近熱影響部的韌性降低。較佳C_eq係0.370~0.420範圍。

再者，本發明的鋼材係除了上述必要成分之外，尚可將V作為選擇性元素並含有下述範圍。

V：0.20%以下

V係依VN的形式析出，對母材的強度、韌性提升具有貢獻，且亦具有作為肥粒鐵生成核的作用，因而可視需要含有。為了發揮此項效果，較佳係添加0.04%以上。但是，過剩的添加反會導致韌性降低，因而上限較佳設為0.20%。更佳係設為0.06~0.18%範圍。

本發明的鋼材係除了上述成分之外，就強度提升等之目的，尚可將從Cu、Ni、Cr及Mo中選擇之1種以上作為選擇性元素，並依下述範圍含有。

Cu：1.00%以下、Ni：1.00%以下、Cr：0.40%以下及Mo：0.4%以下

Cu、Ni、Cr及Mo係對母材高強度化具有效果的元素，為了獲得此項效果，Cu、Ni較佳係添加0.05%以上，Cr、Mo較佳係添加0.02%以上。但是，任一元素若過度大量添加，則對韌性造成不良影響，因而在含有的情況，最好Cu、Ni係設為1.00%以下，Cr、Mo係設為0.4%以下。又，較佳係Cu：0.25~0.90%、Ni：0.25~0.90%、Cr：0.10~0.35%、Mo：0.05~0.35%的範圍。

再者，本發明的鋼材係除了上述成分之外，尚可將從Ca、Mg、Zr及REM之中選擇之至少1種以上當作選擇性元素，並依下述範圍含有。

Ca：0.0005~0.0050%

Ca係為了獲得S的固定、以及因氧化物、硫化物的分散而造成之韌性改善效果而含有。為了獲得上述效果，較佳係至少含有0.0005%。但即便添加超過0.0050%，上述效果已達飽和。所以，在含有Ca的情況，較佳係設為0.0005~0.0050%範圍。更佳係0.0008~0.0045%範圍。

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

Mg、Zr及REM均屬於利用氧化物的分散而具有韌性改善效果的元素。為了顯現出此種效果，Mg必需含有0.0005%以上，Zr及REM必需含有0.0010%以上。另一方面，即便Mg添加超過0.0050%、Zr及REM添加超過0.020%，此項效果已達飽和。所以，含有該等元素時，較佳係設為上述範圍。更佳係Mg：0.0005~0.0045%、Zr：0.0050~0.018%、REM：0.0050~0.018%範圍。

本發明鋼材除了上述成分之外，其餘係Fe及不可避免的雜質。但，在不致妨礙本發明作用效果之範圍內，並不排斥含有其他元素。例如不可避免的雜質若在0：0.0050%以下則屬可容許。

另外，本發明的鋼材可依照習知公知方法進行製造，製造條件並無特別限制。例如將熔鐵利用轉爐等形成為熔鋼後，再利用RH脫氣等將鋼成分調整於上述適當範圍，然後經由連續鑄造或造塊-分塊步驟而形成鋼片。接著，將上述鋼片施行再加熱，經熱軋而形成所需尺寸鋼材之後，施行放冷、或上述熱軋後，再經由加速冷卻、直接淬火-回火、再加熱淬火-回火、再加熱正火-回火等步驟，便可製得。

實施例

以下，針對本發明的效果利用實施例進行詳細說明。

使用150kg高頻熔解爐(high-frequency melting furnace)，熔製具有表1所示成分組成的No.1~23鋼，經鑄造而形成鋼塊後，施行熱軋而形成厚70mm的鋼片。將該鋼片依1150℃加熱2小時後，在依板厚中心溫度達850℃以上施行熱軋而形成板厚30mm的厚鋼板之後，再依板厚中心的冷卻速度為8℃/sec的方式施行加速冷卻(accelerated cooling)。該加速冷卻條件係依30mm的板厚中心模擬(simulate)板厚60mm厚鋼板之1/4t位置處的冷卻速度。

接著，對上述30mm厚鋼板施行500℃×10min的回火處理(tempering treatment)。然後，從上述厚鋼板上依試驗片長邊方向與板寬度方向呈一致的方式，採取平行部14mmΦ×85mm、標點間距離(gauge length)70mm的圓棒拉伸試驗片，並測定母材強度(降伏應力YS、拉伸強度TS)。

熱影響部最軟化部的硬度會對熔接接頭強度造成大幅影響，最軟化部硬度越高則熔接接頭強度越高。為了評價HAZ最軟化部的硬度，進行從上述厚鋼板採取3mmΦ×10mm的小型試驗片，經加熱至800~1300℃各溫度後，在800~500℃下依390sec施行冷卻的熱處理。測定經加熱/冷卻至800~1300℃各溫度的小型試驗片之維氏硬度HV10kgf，其中將最低硬度設為「最軟化部硬度」。又，為了評價焊接部附近HAZ的韌性，進行從上述厚鋼板採取寬80mm×長80mm×厚15mm的試驗片，經加熱至1450℃後，再於800~500℃下依390sec施行冷卻的熱處理。然後，採取2mmV缺口夏比試驗片(V notch Charpy specimen)，並依-100~40℃範圍適當施行夏比衝擊試驗(Charpy impact test)，求取成為延展性破壞率(ductile fracture ratio)50%的脆斷轉移溫度(fracture transition temperature)vTrs，而評價韌性。此處，上述熱處理條件係相當於經入熱量500kJ/cm電氣熔接的熱影響部之熱循環(heat cycle)。

關於HAZ最軟化部的組織，係於加熱至800~1300℃各溫度的樣品中，使用經加熱至相當於變態點正上方之細粒域900℃的樣品，利用Nital蝕刻該試驗片截面而顯現出組織。使用SEM，依1000倍拍攝3視野的組織照片，針對該等施行影像解析(imaging analysis)，求取麻田散鐵的平均面積分率，將其設為HAZ最軟化部的麻田散鐵體積分率。

表2所示係依照上述順序施行評價的母材(厚鋼板)之拉伸特性(YS、TS)、HAZ最軟化部之硬度、以及麻田散鐵體積分率、焊接部附近HAZ韌性之測定結果。由表2中得知，發明例No.1~11的鋼板均係麻田散鐵分率為3~11體積%、最軟化部硬度高達HV155以上，且焊接部附近HAZ韌性：vTrs亦均在-40℃以下，能獲得優異韌性。

相對於此，No.12~23鋼板均係成分逾越本發明成分範圍外，HAZ最軟化部硬度、或焊接部附近HAZ韌性均呈較低水準。

(產業上之可利用性)

根據本發明，可廉價獲得即便施行了超過300kJ/cm的高熱輸入熔接，但熔接熱影響部的強度與韌性均仍優異的鋼材。所以，本發明的鋼材頗適合用於利用潛弧熔接、電氣熔接、電渣熔接等高熱輸入熔接施行施工的船舶與大型鋼構造物。

圖1係熔接接頭部截面的HAZ最軟化部說明圖。

Claims

一種高熱輸入熔接用鋼材，依質量%計，係含有：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%，且下述(1)式所示碳當量C_eq為0.330~0.450範圍，其餘則由Fe及不可避免的雜質構成之成分組成；在施行熔接入熱量超過300kJ/cm的高熱輸入熔接時，熱影響部最軟化部組織中的麻田散鐵為3~12體積%；C_eq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(1)其中，上述式中的元素符號係表示各元素的含有量(質量%)，未含有的元素為0。
如申請專利範圍第1項之高熱輸入熔接用鋼材，其中，更進一步依質量%計，含有V：0.20%以下。
如申請專利範圍第1或2項之高熱輸入熔接用鋼材，其中，更進一步依質量%計，含有從Cu：1.00%以下、Ni：1.00%以下、Cr：0.40%以下及Mo：0.4%以下之中選擇之1種以上。
如申請專利範圍第1至3項中任一項之高熱輸入熔接用鋼材，其中，更進一步依質量%計，含有從Ca：0.0005~0.0050%、Mg：0.0005~0.0050%、Zr：0.0010~0.0200%及REM：0.0010~0.0200%之中選擇之1種以上。