專利名稱：電子束焊接接頭及電子束焊接用鋼材及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及通過對在坡口面夾持有板狀或箔狀嵌條的被焊接部照射電子束而進(jìn)行焊接的電子束焊接用鋼材及其制造方法，還涉及通過對在該鋼材的坡口面夾持有嵌條的被焊接部照射電子束而形成的電子束焊接接頭。本申請基于2010年11月22日在日本提出申請的特愿2010-260582號(hào)并主張其優(yōu)先權(quán)，這里引用其內(nèi)容。
背景技術(shù)：
近年來，為了應(yīng)對地球環(huán)境溫暖化的原因之一的CO2氣體的削減及石油等化石燃料的未來的枯竭，積極嘗試了可再生的自然能源的利用。風(fēng)力發(fā)電也為有望視為可再生能源的一種，正在建設(shè)大規(guī)模的風(fēng)力發(fā)電成套設(shè)備。最適合風(fēng)力發(fā)電 的地域?yàn)槟軌虿粩嗟仄诖龔?qiáng)風(fēng)的地域。因此，海上風(fēng)力發(fā)電正在全世界的規(guī)模內(nèi)被計(jì)劃、實(shí)施(參照專利文獻(xiàn)I 4)。為了在海上建設(shè)風(fēng)力發(fā)電用鐵塔，需要將鐵塔的基礎(chǔ)部分打入海底地基。為了充分確保風(fēng)力發(fā)電用的葉輪機(jī)的機(jī)翼離海水面的高度，基礎(chǔ)部分也需要具有足夠的長度。因此，鐵塔的基礎(chǔ)部分的結(jié)構(gòu)為具有板厚超過50mm例如IOOmm左右、直徑4m左右的大截面的鋼管結(jié)構(gòu)。該鐵塔的高度達(dá)到80m以上。而且，近年來，一直要求在建設(shè)現(xiàn)場附近的海岸，通過電子束焊接簡便且高效率地組裝風(fēng)力發(fā)電用鐵塔這樣的巨大的鋼結(jié)構(gòu)件。S卩，要求可在建設(shè)現(xiàn)場且高效率地焊接板厚達(dá)到IOOmm的極厚鋼板這樣的以往沒有的技術(shù)。通常，電子束焊接、激光束焊等高能量密度束焊接是高效率的焊接?？墒牵軌蛴眉す馐M(jìn)行焊接的板厚具有限度。此外，以往的電子束焊接需要維持高真空狀態(tài)，在真空室內(nèi)進(jìn)行。因此，以往，能夠用高能量密度束進(jìn)行焊接的鋼板的板厚及尺寸被焊接裝置的能力或真空室內(nèi)的尺寸所限制。對此，近年來，提出了通過對被焊接部的附近進(jìn)行減壓，能夠高效率地在建設(shè)現(xiàn)場焊接板厚IOOmm左右的極厚鋼板的電子束焊接方法。例如，英國焊接研究所開發(fā)了可在低真空下施工的焊接方法(RPEBW :Reduced Pressured Electron Beam Welding :減壓電子束焊接)(參照專利文獻(xiàn)5)。如果采用該減壓電子束焊接(RPEBW)，則在建設(shè)風(fēng)力發(fā)電塔用鐵塔這樣大型結(jié)構(gòu)件時(shí)，能夠使要焊接的部分局部地處于真空狀態(tài)，高效率地進(jìn)行焊接。關(guān)于RPEBW法，與真空室內(nèi)焊接的方法相比，雖是以低真空度的狀態(tài)焊接的焊接方法，但與以往的電弧焊相比，能夠期待提高焊縫金屬(WM)的韌性。通常，作為定量評(píng)價(jià)焊接結(jié)構(gòu)件的安全性的指標(biāo)，已知有基于斷裂力學(xué)的斷裂韌性值Sc。S c可通過CTOD (Crack Tip Opening Displacement :龜裂端開口位移)試驗(yàn)來求出。由于試驗(yàn)片的大小影響到斷裂韌性，所以即使通過以往的V型切口夏氏沖擊試驗(yàn)這樣的小型試驗(yàn)得到良好的結(jié)果，在對大型鋼結(jié)構(gòu)件的焊接接頭進(jìn)行的CTOD試驗(yàn)中，在0°C時(shí)也未必可得到0.5mm以上的良好的斷裂韌性值Sc。此外，電子束焊接法是通過電子束具有的能量使焊接部的母材暫時(shí)熔化、凝固而進(jìn)行焊接的方法，通常，利用電子束焊接法的焊接部的成分組成與母材(鋼材)大致同等。另一方面，在氣電焊等大線能量電弧焊方法中，通過焊絲等調(diào)整焊縫金屬的硬度和斷裂韌性值Sc等機(jī)械特性。在通常的電子束焊接法中沒有利用焊絲。因此，為了提高電子束焊接接頭的斷裂韌性值S c，提出了使焊縫金屬(麗)的硬度或清潔度適當(dāng)化的方法(例如參照專利文獻(xiàn)6、7)。在專利文獻(xiàn)6中，提出將焊縫金屬的硬度規(guī)定為超過鋼材(母材)的硬度的110%且在220%以下，且將焊縫金屬的寬度規(guī)定為鋼材(母材)的板厚的20%以下。此外，在專利文獻(xiàn)7中，提出將焊縫金屬中的0量規(guī)定為20ppm以上，將粒徑2. 0 ii m以上的氧化物的量規(guī)定為10個(gè)/mm2以下?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1:日本特開2008-111406號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 :日本特開 2007-092406號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 日本特開2007-322400號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 :日本特開2006-037397號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5 :國際公開99/16101號(hào)小冊子專利文獻(xiàn)6 :日本特開2007-21532號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7 :日本特開2008-88504號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題在海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的建設(shè)中，在將鋼材對接焊接后，不對焊接部實(shí)施熱處理而直接使用，因此對焊縫金屬(WM)及焊接熱影響部(HAZ :Heat_Affected Zone。以下簡稱為“熱影響部”)，要求優(yōu)良的韌性。在電子束焊接時(shí)，由于不使用焊絲，因此可通過調(diào)整母材的成分組成，來控制焊縫金屬及熱影響部的韌性。以往，提出了控制焊縫金屬中的夾雜物、焊縫金屬硬度與母材硬度的關(guān)系或控制焊縫金屬的寬度的方法，但如果熱影響部的韌性不充分，則焊接部整體的斷裂韌性下降。再有，通過將板狀或箔狀的Ni (嵌條)貼附在焊接面(坡口面)上進(jìn)行電子束焊接，能夠?qū)⒑缚p金屬(WM)的韌性提高到母材的韌性以上?？墒牵诖朔N情況下，如果母材的成分組成不合適，則焊縫金屬的硬度與熱影響部的硬度的差變得顯著。于是，硬度差非常大的部分即熱影響部的斷裂韌性值Sc較大地下降。此外，根據(jù)本發(fā)明人等的研究，即使在電子束焊接接頭不采用嵌條時(shí)，適合用于提高韌性的成分組成在焊縫金屬和熱影響部也未必一致。因此，對于以往的電弧焊用高HAZ韌性鋼，即使直接實(shí)施電子束焊接，焊縫金屬也不能得到高的韌性。另一方面，考慮到通過電子束焊接形成的焊縫金屬的韌性，即使使電弧焊用鋼材的成分組成最佳化，熱影響部也得不到高韌性。S卩，電子束焊接和電弧焊在焊接方法及形成的接頭結(jié)構(gòu)方面基本不同，所以有關(guān)電子束焊接的問題不能用有關(guān)電弧焊的問題解決方法來解決。本發(fā)明是鑒于如此的實(shí)情而完成的，本發(fā)明的目的是提供一種電子束焊接用鋼材及其制造方法，所述鋼材是構(gòu)成海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的基礎(chǔ)部分的板厚45mm以上的鋼材，通過對在坡口面夾持有板狀或箔狀的嵌條的被焊接部照射電子束，能夠形成高強(qiáng)度的、且使焊縫金屬(WM)、熱影響部(HAZ)、母材(BM =Base Metal)的斷裂韌性值適度平衡的焊接接頭。本發(fā)明的另一目的是提供一種通過對在該鋼材的坡口面夾持有板狀或箔狀的嵌條的被焊接部照射電子束而形成的電子束焊接接頭。用于 解決問題的手段本發(fā)明在通過對在坡口面夾持有板狀或箔狀的嵌條的被焊接部照射電子束而進(jìn)行焊接的電子束焊接用鋼材中，通過添加1. 5質(zhì)量％以上的Mn來確保淬透性。另外，通過在該鋼材中同時(shí)添加強(qiáng)力的脫氧元素Mg及/或Ca，生成含Mg的微細(xì)氧化物，將其作為抑制晶粒生長的釘扎粒子或晶內(nèi)相變的生成核而利用。由此，使鋼材(BM)、熱影響部(HAZ)及焊縫金屬(WM)的斷裂韌性值適度平衡。特別是，在不使用焊絲的、WM寬度及HAZ寬度窄、線能量低的電子束焊接中，使含Mg的微細(xì)氧化物分散在焊縫金屬(WM)及熱影響部(HAZ)中，可抑制熱影響部(HAZ)中的奧氏體晶粒的粗大化，而且非常有助于晶內(nèi)鐵素體的生成，對提高焊接部的斷裂韌性有貢獻(xiàn)。另外，在本發(fā)明中，作為通過對新導(dǎo)入的電子束焊接淬透性指標(biāo)式CeEBB、CeEBff進(jìn)行控制，使鋼材(BM)、焊縫金屬(WM)及熱影響部(HAZ)的斷裂韌性適度平衡，使用嵌條而形成的電子束焊接接頭整體，可確保所要求的斷裂韌性。另外，在本發(fā)明中，為了提高淬透性，增大Mn量，另一方面分別降低Cr、Mo、Cu、Ni及/或Nb的量，從而降低電子束焊接用鋼材的制造成本。電子束焊接淬透性指標(biāo)CeEBB、CeEBff,是為了提高采用嵌條形成的電子束焊接接頭的斷裂韌性，本發(fā)明人等新引入的指標(biāo)。關(guān)于指標(biāo)CeEBBXeEBW的技術(shù)意義，將與一并引入的指標(biāo)(比)“C/CeEBB”(C為C含量)的技術(shù)意義一并后述。本發(fā)明的要旨如下。(I)本發(fā)明的一方式的電子束焊接接頭是將鋼材用電子束焊接、形成焊縫金屬而得到的電子束焊接接頭，其中，所述鋼材的組成以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 02% 0. 10%、S1:0. 03% 0. 30%、Mn :1. 5% 2. 5%、T1:0. 005% 0. 015%、N :0. 0020% 0. 0060%、0 0. 0010% 0. 0035%、Mg :0. 0003% 0. 0027%、Ca :0. 0003% 0. 0027%、Nb 0% 0. 020%、
V0% 0. 030%、Cr 0% 0. 50%、Mo 0% 0. 50%、Cu 0% 0. 25%、Ni 0% 0. 50%、及 B 0% 0. 0030%,將Al限制在0. 015%以下、將P限制在0. 015%以下、將S限制在0. 010%以下，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0. 0006%彡Mg + Ca彡0. 0040%,將所述鋼材的組成代入下式I求出的指標(biāo)值CeEBB為0. 42% 0. 65%，在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為l.Oum以上的氧化物的數(shù)量為20個(gè)/mm2以下，在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當(dāng)量圓直徑為0. 05 ii m以上且低于0. 5 ii m的氧化物的數(shù)量為I X IO3 I X IO5個(gè)/mm2 ;所述焊縫金屬的組成以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 02% 0. 10%,S1:0. 03% 0. 30%、Mn :1. 2% 2. 4%、N1:1. 0 2. 3%、T1:0. 005% 0. 015%,N :0. 0020% 0. 0060%, 0 :0. 0004% 0. 0020%,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%、及 B 0% 0. 0030%，將 Al 限制在 0. 015% 以下、將P限制在0. 015%以下、將S限制在0. 010%以下；所述焊縫金屬的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0. 0006% ^ Mg + Ca ^ 0. 0040%，將所述焊縫金屬的組成代入下式2求出的指標(biāo)值CeEBff為0. 56% 0. 73% ；CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)式I中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述鋼材的組成中的各元素的質(zhì)量％，CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2)式2中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述焊縫金屬的組成中的各元素的質(zhì)量％。(2)在上述(I)所述的電子束焊接接頭中，以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量相對于所述指標(biāo)值CeEBB的比即C/CeEBB可以為0. 02 0. 15。。(3)在上述(I)或(2)所述的電子束焊接接頭中，所述鋼材的厚度可以為45 150mmo(4)在上述(I)或(2)所述的電子束焊接接頭中，將所述焊縫金屬的CTOD值定義為Swm、將焊接熱影響部的CTOD值定義為Shaz、將鋼材的CTOD值定義為Sbm時(shí)，滿足
0.8 ^ 6履/6麗≤1.25、及0.3≤6咖/6麗≤1.1。(5)本發(fā)明的另一方式的電子束焊接用的鋼材，其特征在于，所述鋼材的成分以質(zhì)量％計(jì),含有 C :0. 02% 0. 10%,S1:0. 03% 0. 30%、Mn :1. 5% 2. 5%、T1:0. 005% 0. 015%、N :0. 0020% 0. 0060%、0 :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%，將 Al 限制在 0. 015% 以下、將 P 限制在 0. 015%以下、將S限制在0.010%以下，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0. 0006%≤Mg + Ca≤0. 0040%,將所述鋼材的組成代入下式I求出的指標(biāo)值CeEBB為0. 42% 0. 65%，在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為l.Oym以上的氧化物的數(shù)量為20個(gè)/mm2以下，在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當(dāng)量圓直徑為0. 05 um以上且低于0. 5 U m的氧化物的數(shù)量為I X IO3
IX IO5 個(gè) /mm2 ；CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)式I中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述鋼材的組成中的各元素的質(zhì)量％。(6)在上述(5)所述的電子束焊接用的鋼材中，以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量相對于所述指標(biāo)值CeEBB的比即C/CeEBB可以為0. 02 0. 15。(7)在上述(5)或(6)所述的電子束焊接用的鋼材中，所述鋼材的厚度可以為45 150mmo(8)本發(fā)明的另一方式的制造方法是上述(5)或(6)所述的電子束焊接用的鋼材的制造方法，其具有以下工序在鑄造所述鋼材時(shí)，以1300 1100°C的溫度區(qū)的冷卻速度達(dá)到9°C /min以上的方式對所述鋼材進(jìn)行冷卻的工序；和在所述鑄造工序后，將所述鋼材加熱至950 1150°C，然后實(shí)施加工熱處理的工序。在電子束焊接接頭中，為了確保規(guī)定的CTOD值(斷裂韌性值)，使鋼材(BM)、焊縫金屬(WM)及熱影響部(HAZ)的斷裂韌性值適度平衡是重要的。即，即使鋼材(母材)的斷裂韌性和熱影響部的斷裂韌性優(yōu)良，如果焊縫金屬的斷裂韌性差，則焊縫金屬成為斷裂的起點(diǎn)。此外，即使焊縫金屬的斷裂韌性優(yōu)良，如果熱影響部的斷裂韌性差，則斷裂以熱影響部為起點(diǎn)進(jìn)行。這樣，如果在焊接接頭的各部斷裂韌性存在偏差，則作為整個(gè)焊接接頭的斷裂韌性劣化。關(guān)于采用電子束焊接的屈服強(qiáng)度355MPa級(jí)的鋼材的焊接部(焊縫金屬及熱影響部)的脆性斷裂，生成在原奧氏體晶粒周邊的粗大的晶界鐵素體、以板條狀生成在原奧氏體晶粒內(nèi)部的上貝氏體或側(cè)板條鐵素體等成為斷裂的起點(diǎn)且生銹。而且，以上貝氏體或從原奧氏體晶界生成的粗大的鐵素體為起點(diǎn)而發(fā)生脆性斷裂時(shí)的斷裂面單位依賴于原奧氏體的粒徑。所以，通過利用析出物的釘扎效果或晶內(nèi)相變，減小焊縫金屬及熱影響部中的原奧氏體的粒徑，從而能夠改善焊接部的斷裂韌性。因此，在本發(fā)明中，通過在鋼中同時(shí)添加極強(qiáng)力的脫氧元素Mg及Ca，不僅在鋼材(母材)中，而且在夾著含Ni嵌條的電子束焊接過的焊接部的焊縫金屬及熱影響部的原奧氏體晶粒內(nèi)，也可使含有適當(dāng)粒徑的Mg的微細(xì)氧化物適量分散。在線能量低的電子束焊接時(shí)，在熱影響部(HAZ)殘存含Mg的微細(xì)氧化物，其作為抑制晶粒生長的釘扎粒子發(fā)揮作用，因此抑制熱影響部中的晶粒生長，使斷裂韌性提高。此外，微細(xì)的含Mg氧化物成為晶內(nèi)相變的生成核，在熱影響部生成晶內(nèi)鐵素體。其結(jié)果是，特別是熱影響部的組織變得微細(xì)，鋼材(母材)、熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性提高，而且這3個(gè)斷裂韌性的平衡 提高。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，對于在屈服強(qiáng)度355MPa級(jí)的鋼材的焊接部夾著含Ni嵌條通過電子束焊接形成的電子束焊接接頭，能夠抑制焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性的劣化。此外，能夠提供鋼材(母材)、熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性適度平衡的電子束焊接接頭，而且能夠以低成本提供可形成該焊接接頭的鋼材。


圖1是定性地表示鋼材的強(qiáng)度及韌性與金屬組織的關(guān)系的圖示。圖2A是定性地表示淬透性與焊縫金屬的晶體粒徑的關(guān)系的圖示。圖2B是定性地表示淬透性與熱影響部的高碳馬氏體量的關(guān)系的圖示。圖3是定性地表示焊縫金屬硬度相對于鋼材(母材)硬度的比與焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性的關(guān)系的圖示。圖4是定性地表示CeEBB與焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性值(S c)的關(guān)系的圖
/Jn o圖5是定性地表示熱影響部的斷裂韌性值與C/CeEBB的關(guān)系的圖示。圖6是表示導(dǎo)入了切口的試驗(yàn)片的圖示。圖7是表示焊接接頭的CTOD試驗(yàn)結(jié)果與鋼材所含的氧化物的個(gè)數(shù)的關(guān)系的圖示。圖8A是表示鑄坯的冷卻速度與鋼材中所含的微小的含Mg氧化物粒子的數(shù)量的相互關(guān)系的圖不。圖8B是表示鑄坯的冷卻速度與鋼材中所含的粗大的氧化物粒子的數(shù)量的相互關(guān)系的圖不。圖9是表示鋼材中的總氧量與鋼材中所含的微小的含Mg氧化物粒子的數(shù)量的相互關(guān)系的圖示。
具體實(shí)施例方式在海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔的建設(shè)中，在將鋼材焊接后，不對接頭部實(shí)施熱處理而直接使用。因此，對焊縫金屬及熱影響部要求優(yōu)良的韌性。在本發(fā)明中，為了將焊縫金屬的韌性提高到與鋼材(母材)同等的程度，將含Ni嵌條夾在焊接部進(jìn)行電子束焊接。以往，電子束焊接適用于大量含有Cr或Mo的鋼(所謂Cr-Mo鋼)或不銹鋼或者高Ni鋼等不需要生成焊縫金屬的氧化物的鋼材。在不銹鋼的熱影響部不生成脆化相。此外，在Cr-Mo高強(qiáng)度鋼的情況下，熱影響部的組織如圖1中定性地所示為韌性優(yōu)良的下貝氏體，可得到非常高的韌性。本發(fā)明的實(shí)施方式的電子束焊接接頭中所用的鋼材的板厚及強(qiáng)度沒有特別的限定，但適合使用例如可在海上風(fēng)力發(fā)電用鐵塔等中使用的、板厚為45 150mm、YP (屈服點(diǎn))大約為315MPa 550MPa、TS (抗拉強(qiáng)度)大約為450MPa 690MPa的結(jié)構(gòu)用鋼。根據(jù)需要，也可以將板厚上限規(guī)定為120mm或130mm。也可以將YP下限規(guī)定為340MPa或355MPa，將YP上限規(guī)定為500MPa、460MPa或420MPa。也可以將TS下限規(guī)定為470MPa或490MPa，將TS 上限規(guī)定為 600MPa、570MPa 或 550MPa。此種鋼材為YP大約35 5MPa的結(jié)構(gòu)用鋼，與Cr-Mo高強(qiáng)度鋼相比，強(qiáng)度低，熱影響部的組織如圖1中定性地所示為韌性低的上貝氏體。如果對此種鋼材進(jìn)行電子束焊接，特別是在熱影響部，晶界鐵素體或上貝氏體等粗大的組織發(fā)達(dá)，容易生成高碳馬氏體(也稱為島狀馬氏體或M-A成分)。所以，在對結(jié)構(gòu)用鋼進(jìn)行電子束焊接時(shí)，不容易確保熱影響部的韌性。關(guān)于組織與韌性的關(guān)系，已知晶體粒徑的微細(xì)化對于提高焊縫金屬的韌性是特別有效的，高碳馬氏體尤其使熱影響部的韌性降低。此外，關(guān)于成分與組織的關(guān)系，已知如果提高淬透性指標(biāo)Ceq，則如圖2A所示焊縫金屬的粒徑變得微細(xì)，如圖2B所示熱影響部的高碳馬氏體增加。此外，對于提高焊縫金屬及熱影響部的韌性，焊縫金屬的硬度和鋼材(母材)的硬度的平衡是重要的。即，如圖3所示，對于鋼材(母材)的硬度，如果提高焊縫金屬的硬度，則焊縫金屬的韌性提高。可是，因焊縫金屬的硬化的影響變形集中在熱影響部，而使熱影響部的韌性下降。所以，如果為了防止生成韌性差的上貝氏體而提高淬透性，則引起焊縫金屬的硬化，因該影響而出現(xiàn)損害熱影響部的韌性的問題。這樣，鋼的淬透性與麗的晶體粒徑或HAZ的高碳馬氏體的關(guān)系、麗的硬度相對于鋼材(母材)的硬度的比與焊接接頭的韌性的關(guān)系是定性公知的?？墒?，以往，不存在根據(jù)鋼材成分控制焊接接頭的斷裂韌性的平衡的想法。所以，例如，如果對提高了淬透性的鋼材(母材)進(jìn)行電子束焊接，盡管麗的韌性提高，但出現(xiàn)HAZ的韌性顯著下降等問題。因而，本發(fā)明人等為了在夾著嵌件地形成的電子束焊接中確保優(yōu)良的韌性，研究了表示適合電子束焊接的淬透性的指標(biāo)，新設(shè)想引入“電子束焊接淬透性指標(biāo)CeEBB、CeEBW”。S卩，由下述(式I)定義的“鋼材的電子束淬透性指標(biāo)CeEBB”及由下述(式2)定義的“焊縫金屬的電子束淬透性指標(biāo)CeEBW”，是為了進(jìn)一步提高電子束焊接接頭的斷裂韌性，著眼于對組織的形成影響較大的淬透性，考慮到確實(shí)確保生成所要的組織的新指標(biāo)。CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)式中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為電子束焊接接頭的母材即電子束焊接接頭所用的鋼材中的各成分的含量(質(zhì)量％)。CeEBB值的單位為質(zhì)量％。CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2)式中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為電子束焊接接頭的焊縫金屬中的各成分的含量(質(zhì)量％)。CeEBW值的單位為質(zhì)量％。再有，在鋼材中沒有添加這些成分中的任一種時(shí)，只要在其元素的含量中代入0，采用(式1)及(式2)即可。例如，當(dāng)為Cu、N1、Cr、Mo及V都不含的鋼材時(shí)，CeEBB用下式(式1')取代上式(式I), CeEBW用下式(式2')取代上式(式2)即可。CeEBB = C+ l/4Mn (式 1')CeEBff = C+ l/4Mn (式 2')但是，在含有Cu、N1、Cr、Mo及V作為不可避免的雜質(zhì)的情況下，優(yōu)選通過(式I)及(式 2)計(jì)算 CeEBB 及 CeEBW。由上述(式1)定義的CeEBB，是以與硬度相關(guān)的公知的碳當(dāng)量Ceq(= C+ l/6Mn +l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V)為基礎(chǔ)，考慮到電子束焊接時(shí)Mn因蒸發(fā)而減少，淬透性下降而作成的指標(biāo)。再有，在夾著嵌條地形成的電子束焊接接頭中，基于通過經(jīng)驗(yàn)得到的起因于Mn減少的淬透性的下降程度，將Mn的系數(shù)規(guī)定為1/4。該系數(shù)的值比公知的Ceq中的Mn的系數(shù)1/6大。指標(biāo)值CeEBB是用于以下3方面的指標(biāo)(1)通過調(diào)整鋼材(母材)的成分，按所要求的范圍確保采用含Ni箔的電子束焊接后的焊縫金屬中的淬透性；(2)在該焊縫金屬中促進(jìn)微細(xì)鐵素體的生成；及(3)在熱影響部對使韌性降低的上貝氏體或高碳馬氏體等的生成進(jìn)行抑制。圖4中定性地示出電子束焊接接頭中的焊縫金屬(WM)及熱影響部(HAZ)的斷裂韌性值(Sc)與CeEBB的關(guān)系。實(shí)線的曲線為焊縫金屬的斷裂韌性值(S cwm)，虛線的曲線為熱影響部的斷裂韌性值(S cha)。兩點(diǎn)的點(diǎn)劃線的曲線為假想無視麗的硬度影響時(shí)的熱影響部的斷裂韌性值(HAZ韌性的預(yù)測值)。如此的HAZ韌性的預(yù)測值，是通過采用實(shí)施了模擬HAZ的熱過程的熱處理的試驗(yàn)片來進(jìn)行斷裂韌性試驗(yàn)時(shí)等能夠測定的斷裂韌性值。麗的斷裂韌性值(S cwm)通過使用嵌條(Ni箔等)，提高到與鋼材(母材)同等的程度。如果指標(biāo)值CeEBB提高，則在HAZ因高碳馬氏體的增加和HAZ的硬化而使HAZ韌性的預(yù)測值下降。此外，如果CeEBB提高則麗硬化，受其影響，5 cha低于HAZ韌性的預(yù)測值。再有，在使用Ni箔等時(shí)，即使CeEBB低韌性也無問題，但強(qiáng)度下降，因此需要對CeEBB確定下限值。這樣一來，可通過指標(biāo)值CeEBB綜合地評(píng)價(jià)焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性。只要將指標(biāo)值CeEBB確定在適當(dāng)范圍，就能夠使熱影響部的斷裂韌性值在用一點(diǎn)的點(diǎn)劃線表示的目標(biāo)值以上。在應(yīng)用后述的釘扎粒子或晶內(nèi)相變時(shí)，可根據(jù)釘扎或晶內(nèi)相變的效果提高 6 cha。接著，本發(fā)明人等對鋼材(母材)的C量及指標(biāo)值CeEBB與鋼材(母材)、焊縫金屬及熱影響部的韌性的關(guān)系進(jìn)行了研究。其結(jié)果是，得知優(yōu)選對鋼材(母材)的C量與CeEBB的t匕“C/CeEBB”的上限進(jìn)行限制。以下，對“C/CeEBB”比的技術(shù)意義進(jìn)行說明?！癈/CeEBB”比是用于不使熱影響部的淬透性極端不平衡的指標(biāo)。在本發(fā)明中，因?yàn)槭褂们稐l，能夠通過Ni補(bǔ)償由C/CeEBB降低導(dǎo)致的焊縫金屬的淬透性的下降。圖5中示出CeEBB與熱影響部的斷裂韌性值的關(guān)系。CeEBB是淬透性的指標(biāo)，因此如果CeEBB提高，則在熱影響部促進(jìn)高碳馬氏體的生成，使斷裂韌性值下降。另一方面，在熱影響部，因C量增加而促進(jìn)高碳馬氏體的生成。因此，如圖5所示，要確保熱影響部的斷裂韌性值，優(yōu)選限制C/CeEBB。本發(fā)明人等還對夾著含Ni嵌條進(jìn)行電子束焊接而成的焊接接頭的焊縫金屬的適當(dāng)?shù)某煞纸M成進(jìn)行了研究。關(guān)于焊縫金屬，由于從含Ni嵌條添加Ni，所以在確保焊縫金屬韌性方面，需要明確適當(dāng)?shù)腘i量和CeEBW。另外，本發(fā)明人等對改善焊縫金屬的斷裂韌性值與熱影響部的斷裂韌性值的平衡的方法進(jìn)行了研究。其結(jié)果是，得知如果同時(shí)添加適量的Mg及Ca，生成作為釘扎粒子及晶內(nèi)相變的生成核發(fā)揮作用的含Mg的微細(xì)氧化物，則夾著嵌條形成的電子束焊接接頭的熱影響部及焊縫金屬的韌性提高。通過后述的預(yù)備實(shí)驗(yàn)對氧化物粒子的數(shù)量與斷裂韌性值的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查，結(jié)果得到以下的見識(shí)。含有7%以上Mg的氧化物粒子在其當(dāng)量圓直徑為0. 05 y m以上時(shí)，以高效率顯示出釘扎作用及促進(jìn)晶內(nèi)相變的作用，對晶粒的細(xì)粒子化貢獻(xiàn)大。另一方面，粒徑比較大的氧化物(包括含Mg氧化物的 全部氧化物)的粒子也成為脆性斷裂的起點(diǎn)。尤其是，當(dāng)量圓直徑為l.Oym以上的氧化物成為斷裂起點(diǎn)的傾向特別高，因而優(yōu)選盡可能限制其個(gè)數(shù)。而且，判明只要在鋼材中適量含有當(dāng)量圓直徑為0. 05 ii m以上且低于0. 5 ii m的含有7%以上Mg的氧化物粒子，就不會(huì)發(fā)生脆性斷裂，且能夠使晶粒有效地細(xì)?；?。在該預(yù)備實(shí)驗(yàn)中，在鋼材內(nèi)的氧化物粒子中，對(I)當(dāng)量圓直徑為0. 05iim以上且低于0. 5 ii m、含有7%以上Mg的氧化物粒子(以下有時(shí)簡稱為“微小的含Mg氧化物”)、(2)當(dāng)量圓直徑為l.Oym以上的全部氧化物(以下有時(shí)簡稱為“粗大的氧化物”)這兩個(gè)級(jí)別的氧化物的數(shù)量進(jìn)行了測定。而且，對鋼材內(nèi)的各級(jí)別的氧化物粒子的數(shù)量與采用該鋼材的電子束焊接后的接頭的韌性值的關(guān)系進(jìn)行了定量的驗(yàn)證。在預(yù)備實(shí)驗(yàn)中，采用小型實(shí)驗(yàn)爐，制造以質(zhì)量％計(jì)含有C :0. 07%、S1:0. 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%為目標(biāo)的鑄坯。在鑄坯的制造時(shí)，為了控制各級(jí)別的氧化物的個(gè)數(shù)，對以下的兩個(gè)工序進(jìn)行了控制。(i)通過改變?nèi)廴诮饘俚恼婵彰摎馓幚淼奶幚頃r(shí)間調(diào)整了鑄坯的總氧量。(ii)在鑄造時(shí)，通過調(diào)整用于冷卻鑄坯的冷卻水量，將1300 1100°C的溫度區(qū)的鑄坯的冷卻速度控制在I 30°C /min的范圍內(nèi)。該預(yù)備實(shí)驗(yàn)中制造的各鑄坯的成分組成與上述成分組成的目標(biāo)值大致一致。此外，制造的各鑄坯的總氧量為Ilppm 39ppm。采用得到的鑄坯，通過后述的ACC制造了板厚為50mm的鋼板。上述鋼材的氧化物粒子的個(gè)數(shù)的測定方法按照后述的實(shí)施例中采用的方法。另外，對這些鋼材實(shí)施電子束焊接，為使焊縫金屬的Ni濃度達(dá)到2%而在坡口面夾著Ni箔，制作I坡口的對焊接頭。該焊接方法的細(xì)節(jié)遵照后述的實(shí)施例。制作在這些焊接接頭的熔合部(FL)部分形成有切口的CTOD試驗(yàn)片，在試驗(yàn)溫度0°C下實(shí)施了 CTOD試驗(yàn)。由該結(jié)果得到的HAZ的斷裂韌性值、S mz為0. 3mm以上時(shí)，將該試樣視為合格，在上述值以外時(shí)視為不合格。圖7 9中示出該預(yù)備實(shí)驗(yàn)的結(jié)果。在圖7 9中，CTOD試驗(yàn)中合格的試樣用中空的圖不表不，不合格的試樣用被填充的圖不表不。此外，鋼中的氧量為0. 0035%以下的試樣用菱形的圖示表示，氧量超過0. 0035%的試樣用三角形的圖示表示。圖7示出CTOD試驗(yàn)的結(jié)果與上述微小的含Mg氧化物及上述粗大的氧化物的個(gè)數(shù)的關(guān)系。圖7上，CTOD試驗(yàn)中合格的焊接接頭的圖示(中空的菱形)全部位于作為“本發(fā)明的范圍”示出的虛線的四方的范圍內(nèi)。也就是說，HAZ的CTOD值、Shaz為0.3mm以上的條件，為(I)在鋼材的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑l.Oiim以上的氧化物(上述粗大的氧化物)為20個(gè)/mm2以下，且(2)在板厚中心部，含有7%以上Mg的當(dāng)量圓直徑為0. 05 y m以上且低于0. 5 ii m的氧化物(上述微小的含Mg氧化物)為I X IO3 I X IO5個(gè)/mm2。接著，研究了鑄坯的1300 1100°C的溫度區(qū)的冷卻速度與上述微小的含Mg氧化物粒子的數(shù)量的相互關(guān)系。如圖8A所示，如果冷卻速度上升，則有板厚中心部的微小的含Mg氧化物的數(shù)量增加的傾向。特別是在通過真空脫氣工序使鋼中總氧量在0. 0035%以下的試樣(菱形的圖示)中，在鑄坯的冷卻速度為9°C /min以上時(shí)，氧化物數(shù)量的增加依靠冷卻速度的傾向變得明確。其結(jié)果是，在上述的總氧量及冷卻速度的范圍內(nèi)，將上述微小的含Mg氧化物的數(shù)量控制在IX IO3 lX105f/mm2的范圍。在圖8A上，作為“本發(fā)明的范圍”用虛線和箭頭表示該冷卻速度范圍。此外，在滿足上述的總氧量及冷卻速度的范圍的所有試樣中，HAZ的CTOD值、Shaz為0. 3mm以上(菱形的中空的圖示)。接著，研究了 鑄坯的1300 1100°C的溫度區(qū)的冷卻速度與上述粗大的氧化物粒子的數(shù)量的相互關(guān)系。如圖8B所示，如果冷卻速度上升，則有板厚中心部的粗大的氧化物的數(shù)量減少的傾向。特別在通過脫氣工序使鋼中總氧量在0. 0035%以下的試樣(菱形的圖示)中，在鑄坯的冷卻速度為9°C /min以上時(shí)，上述粗大的含Mg氧化物的數(shù)量在20個(gè)/mm2以下的范圍。在圖8B上，作為“本發(fā)明的范圍”用虛線和箭頭表示該冷卻速度范圍。接著，研究了鋼中總氧量與上述微小的含Mg氧化物粒子的數(shù)量的相互關(guān)系。如圖9所示，如果總氧量上升，則有板厚中心部的上述微小的含Mg氧化物粒子的數(shù)量增加的傾向。如果總氧量超過0. 0035%，則即使將鑄坯的冷卻速度規(guī)定為9°C /min以上，有時(shí)也不能將上述微小的含Mg氧化物的數(shù)量控制在I X IO5個(gè)/mm2以下。此時(shí)，認(rèn)為過剩的氧化物粒子成為脆性斷裂的起點(diǎn)，使CTOD試驗(yàn)值惡化。在圖9上，作為“本發(fā)明的范圍”用虛線和箭頭表示總氧量為0. 0035% (35ppm)以下的范圍。在該氧量的范圍內(nèi)，將鑄坯的冷卻速度規(guī)定為9°C /min以上的全部試樣都顯示出0. 3mm以上的S HAZ值(菱形的中空的圖示)。綜合上述預(yù)備實(shí)驗(yàn)的結(jié)果，發(fā)明人等得到以下的見識(shí)。通過(I)減少存在于板厚中心部的粗大的氧化物粒子，(2)適當(dāng)控制成為晶內(nèi)相變的相變核的微小的含Mg氧化物的量，能夠提高電子束焊接接頭的熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性。此外，得知為了控制夾雜物粒子的大小及個(gè)數(shù)，(3)將鋼材中的總氧濃度控制在適當(dāng)?shù)姆秶?、?4)將鋼材鑄造時(shí)的冷卻速度控制在適當(dāng)?shù)姆秶怯行У?。再有，認(rèn)為通過預(yù)備實(shí)驗(yàn)得到的鑄坯的必要的冷卻速度9°C /min根據(jù)進(jìn)行鋼的熔煉及鑄造的煉鋼廠的澆包精煉設(shè)備或鑄造設(shè)備的條件等(例如真空脫氣的真空度、鑄造時(shí)的內(nèi)燒口的形狀等)而變化。因此，為了提聞CTOD試驗(yàn)結(jié)果，只要在規(guī)定的成分范圍得到規(guī)定的氧化物粒子的數(shù)目即可，不需要一定將鑄造時(shí)的冷卻速度限定在9°C /min以上。鑒于上述預(yù)備實(shí)驗(yàn)的結(jié)果，本發(fā)明將鋼材(母材)的C量、CeEBB、C/CeEBB及氧化物粒子的大小或個(gè)數(shù)控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，添加適量的Mg及/或Ca。然后，在將含Ni嵌條夾在焊接部進(jìn)行電子束焊接時(shí)，焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性值相對于鋼材(母材)的斷裂韌性值的比提高，能夠盡量抑制斷裂韌性值S C的偏差。本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材的組成以質(zhì)量％計(jì)，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%、0 0. 0010% 0. 0035%、Mg 0. 0003% 0. 0027%,Ca :0. 0003% 0. 0027%。上述鋼材的組成中的Mg及Ca的含量需要滿足0. 0006%≤Mg + Ca≤0. 0040%。此外，在上述鋼材的組成中所含的不可避免的雜質(zhì)中，需要將P限制在0. 015%以下，將S限制在0. 010%以下，將Al限制在0. 015%以下。此外，上述鋼材根據(jù)需要也可以含有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%。上述鋼材的組成的剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)組成。在將含Ni嵌條夾在上述鋼材的焊接部進(jìn)行電子束焊接時(shí)，在焊縫金屬中，Mn及0減少，增加Ni。其結(jié)果是，焊縫金屬以質(zhì)量％計(jì)至少含有C :0. 02% 0. 10%、S1:0. 03%
0.30%、Mn :1. 2% 2. 4%、N1:1. 0% 2. 3%、T1:0. 005% 0. 015%、N :0. 0020% 0. 0060%、
0:0. 0004% 0. 0020%、Mg :0. 0003% 0. 0027%,Ca :0. 0003% 0. 0027%。上述焊縫金屬的組成中的Mg及Ca的含量需要滿足0. 0006%≤Mg + Ca≤0. 0040%。此外，在上述焊縫金屬的組成所含的不可避免的雜質(zhì)中，需要將Al限制在0. 015%以下，將P限制在0. 015%以下，將S限制在0. 010%以下。此外，上述焊縫金屬根據(jù)需要也可以含有Nb 0% 0. 020%、V 0% 0. 030%、Cr 0% 0. 50%、Mo 0% 0. 50%、Cu 0% 0. 25% 及 B 0% 0. 0030%。上述焊縫金屬的組成的剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)組成。以下，對各元素的添加理由及添加量進(jìn)行說明。其中，％是指質(zhì)量％。C是有助于提高強(qiáng)度的元素。為了確保作為焊接結(jié)構(gòu)件的強(qiáng)度而添加0.02%以上。C量的優(yōu)選的下限為0. 03%，更優(yōu)選為0. 04%。另一方面，如果C量超過0. 10%則淬透性增大，韌性下降，因此將上限規(guī)定為0. 10%以下。優(yōu)選的上限為0. 08%或0. 07%,更優(yōu)選為0. 06%。Si是脫氧元素，對于確保鋼板的強(qiáng)度也是有效的元素。因此，添加0.03%以上?？墒?，如果過剩地添加Si，則大量生成島狀馬氏體，特別是焊縫金屬及熱影響部的韌性下降，因此將Si量上限規(guī)定為0. 30%。Si量的優(yōu)選的上限為0. 25%或0. 20%,更優(yōu)選為0. 15%。Mn對于確保韌性，且通過提高淬透性確保鋼板的強(qiáng)度是有效的元素。在Mn量低于
1.5%時(shí)，不能充分確保鋼材的韌性、強(qiáng)度及淬透性。此外，在電子束焊接時(shí)，Mn從焊縫金屬蒸發(fā)，損失一部分。所以，為了確保鋼材的韌性、強(qiáng)度及淬透性以及焊縫金屬的淬透性，添加1.5%以上的Mn。Mn量的優(yōu)選的下限為1. 6%或1. 7%，更優(yōu)選為1. 8%。但是，如果Mn量超過2. 5%，則淬透性過于增大，特別是熱影響部的韌性下降，因此將Mn量的上限規(guī)定為2. 5%。優(yōu)選的上限為2. 4%，更優(yōu)選為2. 3%。P是不可避免的雜質(zhì)，對鋼材(BM)、焊縫金屬(麗)及熱影響部(HAZ)的韌性產(chǎn)生不良影響。特別是為了確保熱影響部(HAZ)的韌性，優(yōu)選P較少，將其限制在0. 015%以下。優(yōu)選的P量為0.010%以下或0.006%以下。P量的下限不需要特別的限定，其下限為0%。可是，從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，低于0. 001%的P極低化是不必要的，可以將P量規(guī)定為0. 001%以上。
S是不可避免的雜質(zhì)，形成MnS。MnS以微細(xì)的TiN或含Mg的氧化物為核析出，形成Mn稀薄的區(qū)域，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成(晶內(nèi)相變)。因此，優(yōu)選含有0.0001%以上的S。優(yōu)選的S量下限為0.001%。根據(jù)需要，也可以將S量下限規(guī)定為0.002%。在不需要上述效果時(shí)，不限定S量下限，也可以將下限規(guī)定為0%。另一方面，如果過剩地含有S，則特別是熱影響部(HAZ)的韌性下降，因此將S量上限限制在0. 010%以下。優(yōu)選的S量上限為0. 007%或0. 005%以下。Ti與N或0結(jié)合，形成有助于晶粒微細(xì)化的微細(xì)的氮化物(TiN)或氧化物。在線能量低的電子束焊接接頭中，在熱影響部(HAZ)殘存微細(xì)的TiN，作為晶內(nèi)相變的生成核發(fā)揮作用。為了通過抑制晶粒生長或通過晶內(nèi)相變提高特別是熱影響部(HAZ)的韌性，添加0. 005%以上的Ti。優(yōu)選的Ti量下限為0. 007%以上。另一方面，如果Ti量過剩，則生成粗大的TiN，反而使韌性劣化，因此將Ti量上限規(guī)定為0. 015%。優(yōu)選的Ti量上限為0. 012%。N是與Ti結(jié)合形成微細(xì)氮化物的元素。N通過鋼材(母材)晶粒的微細(xì)化，或通過利用釘扎效果防止熱影響部中的粒徑的粗大化，或通過晶內(nèi)相變導(dǎo)致的粒徑的微細(xì)化，來提高特別是熱影響部(HAZ)的韌性。為了得到此效果，將N量下限規(guī)定為0.0020%。優(yōu)選的N量下限為0. 0030%。另一方面，如果N量過 剩，則對鋼材(母材)及熱影響部的韌性產(chǎn)生不良影響，因此將N量上限規(guī)定為0. 0060%。N量的優(yōu)選的上限為0. 0050%。0生成含Mg的微細(xì)氧化物。為了得到此添加效果而添加0. 0010%以上的O。再有，如果按照本發(fā)明的實(shí)施方式在一般條件下進(jìn)行電子束焊接，則在該過程中，在焊縫金屬中多損失鋼材0量內(nèi)的大約一半左右的O。因此，鋼材(母材)的0量下限優(yōu)選為0. 0015%以上。更優(yōu)選為0. 0020%以上?？墒?，如果0過剩，則氧化物變得粗大，成為斷裂的起點(diǎn)，對鋼材(母材)或熱影響部的韌性產(chǎn)生不良影響。因此，將鋼材(母材)的0量上限規(guī)定為0.0035%。在按組成或制造工序等條件容易在鋼材生成過剩的氧化物時(shí)，也可以將0量上限規(guī)定為0. 0032%,0. 0029%或 0. 0025%。Mg在本發(fā)明中是非常重要的元素。Mg形成微細(xì)的氧化物，有助于促進(jìn)晶內(nèi)相變。為了使用Mg氧化物作為釘扎粒子，添加0. 0003%以上的Mg。為了促進(jìn)晶內(nèi)相變，優(yōu)選Mg量為 0. 0005% 或 0. 0007% 以上。另一方面，如果超過0. 0027%地添加Mg，則容易生成粗大的氧化物，使鋼材(母材)及熱影響部的韌性下降，因此將上限規(guī)定為0. 0027%。更優(yōu)選的Mg量上限為0. 0025%、0.0023% 或 0. 0021%。Ca是強(qiáng)力的脫氧元素，為了通過抑制Mg氧化物的粗大化來確保微細(xì)的Mg氧化物，添加CaO. 0003%以上。此外，Ca生成CaS，對于抑制沿軋制方向伸長的MnS的生成也是有用的。為了改善鋼材的板厚方向的特性，特別是耐層狀撕裂性，優(yōu)選添加0. 0005%或0. 0007%以上的Ca。另一方面，如果Ca超過0. 0027%，則容易生成粗大的氧化物，使鋼材(母材)及熱影響部的韌性下降。所以，將Ca量上限規(guī)定為0. 0027%。更優(yōu)選的Ca量上限為0. 0025%或0.0023%。
在本發(fā)明中，同時(shí)添加Mg及Ca。這是為了通過添加Ca強(qiáng)化脫氧，抑制Mg氧化物的粗大化。即，Ca與Mg相比優(yōu)先形成氧化物，因此通過抑制Mg氧化物的粗大化，促進(jìn)含Mg微細(xì)氧化物的生成。微細(xì)的Mg氧化物作為釘扎粒子及晶內(nèi)相變核發(fā)揮作用，還成為TiN的生成核。為了增強(qiáng)原奧氏體晶內(nèi)的鐵素體的核生成，謀求原奧氏體晶內(nèi)組織的微細(xì)化，抑制粗大奧氏體的生成，將Mg和Ca合計(jì)添加0. 0006%以上。也可以將Mg和Ca的合計(jì)量的下限規(guī)定為0.0010% 或 0. 0015%。另一方面，如果Mg和Ca的合計(jì)量過剩，則氧化物凝聚、粗大化，對鋼材(母材)及熱影響部的韌性產(chǎn)生不良影響，因此將合計(jì)量的上限規(guī)定為0. 0040%。Mg和Ca的合計(jì)量的上限優(yōu)選為0. 0030%,更優(yōu)選為0. 0025%。本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材基于以下的理由可以在一定限度內(nèi)進(jìn)一步含有Al、Nb及/或V。Al是根據(jù)需要添加的選擇性元素，添加量也可以為0%。在添加時(shí)，通過脫氧及顯微組織的微細(xì)化，具有提高鋼材(母材)的韌性的效果。為了得到該添加效果，優(yōu)選添加0. 001%以上的Al。更優(yōu)選的Al量為0. 003%以上或0. 005%以上。但是，Al氧化物由于鐵素體相變核生成能力小、幾乎不有助于晶內(nèi)相變，所以在添加Al時(shí)、或作為不可避免的雜質(zhì)混入Al時(shí)，將Al量上限限制在0.015%以下。如果Al氧化物變得粗大，則成為斷裂的起點(diǎn)，因此優(yōu)選的上限為0. 012%。更優(yōu)選為0. 010%以下。

Nb對于提高淬透性，提高鋼板的強(qiáng)度是有效的。因此，根據(jù)需要也可以添加
0.001%以上的Nb。優(yōu)選添加0. 003%以上的Nb。但是，如果過剩地添加Nb，則特別降低熱影響部(HAZ)的韌性，因此將Nb量上限規(guī)定為0. 020%。優(yōu)選的Nb量上限為0. 012%,更優(yōu)選為0. 010%。Nb的添加不是必須的，添加量也可以為0%。V的添加不是必須的，V量也可以為0%，但在根據(jù)需要少量添加時(shí)，具有提高淬透性及回火軟化阻力的效果。為了得到該添加效果，添加0.005%以上的V。優(yōu)選添加0.010%以上的V。但是，如果過剩地添加V，則特別降低熱影響部(HAZ)的韌性，因此將V量上限規(guī)定為0.030%。優(yōu)選的V量上限為0.025%。在要求更穩(wěn)定的淬透性時(shí)，也可以將V量限制在低于0. 020%或0. 018%以下。本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材根據(jù)需要也可以進(jìn)一步含有Cr、Mo、Cu及Ni中的I種或2種以上。這些元素是對提高韌性有效的元素，為了得到添加效果，添加0.05%以上的Cr、Mo、Cu及/或Ni。這些各元素的添加不是必須的,添加量也可以為0%。此外，Cr、Mo、Cu及Ni價(jià)格高，因此從經(jīng)濟(jì)的觀點(diǎn)出發(fā)，規(guī)定為Cr :0. 50%以下、Mo
0.50%以下、Cu :0. 25%以下、N1:0. 50%以下。特別是，在提高M(jìn)n量的本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材中，如果過剩地添加這些元素，則淬透性過于提高，有時(shí)損害韌性的平衡。所以，優(yōu)選將Cr、Mo、Cu及/或Ni的合計(jì)量規(guī)定為0. 70%以下，更優(yōu)選將這些元素的合計(jì)量規(guī)定為0. 50%以下。本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材根據(jù)需要也可以進(jìn)一步含有B。B的添加不是必須的，B量也可以為0%，但如果少量添加B則淬透性較大地提高。因此，在難以確保冷卻速度等時(shí)，根據(jù)需要，也可以以0. 0030%為上限添加B。為了得到提高淬透性的效果，可添加0. 0002%以上的B。
在本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材中，在電子束焊接時(shí)，焊縫金屬中的Mn量及0量比鋼材(母材)中的Mn量及0量少。這是因?yàn)楫?dāng)在真空中進(jìn)行電子束焊接時(shí)，焊縫金屬中Mn的一部分蒸發(fā)，而且氧化物從焊縫金屬上浮被排出。所以，將焊縫金屬的Mn量及0量以質(zhì)量％計(jì)分別規(guī)定為Mn :1. 2% 2. 4%及0 :0. 0004% 0. 0020%。焊縫金屬的Mn量的下限也可以為1. 4%或1. 6%,上限也可以為2. 0%或1. 8%。再有，如果按照本發(fā)明的實(shí)施方式在一般的條件下進(jìn)行電子束焊接，則在該過程中，焊縫金屬中多損失鋼材0量內(nèi)的大約一半左右的0量。例如，在鋼材的0量為0. 0035%以下時(shí)，在焊接后的接頭中，焊縫金屬中的0量多為大約0. 0020%以下。也可以將焊縫金屬的0量規(guī)定為低于20ppm、19ppm以下、18ppm以下或17ppm以下。沒有必要一定設(shè)定焊縫金屬的0量下限,但規(guī)定為4ppm以上、8ppm以上、IOppm以上、12ppm以上或14ppm以上也可以。在本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材中，在形成電子束焊接接頭時(shí)，為了提高焊縫金屬的韌性，而在被焊接部(坡口對接部)的坡口面，夾著含Ni嵌條，向焊縫金屬中添加Ni。要顯著提高焊縫金屬的韌性，優(yōu)選使焊縫金屬的斷裂韌性值為鋼材(母材)的0. 8倍以上，需要使焊縫金屬的Ni在1. 0%以上。焊縫金屬的Ni量的下限也可以為1. 3%或1. 6%。另一方面，如果Ni量過剩，則焊縫金屬的硬度上升，對熱影響部的斷裂韌性產(chǎn)生不良影響。特別是，為了確保 熱影響部的韌性，將Ni量上限規(guī)定為2. 3%以下。再有，如果焊縫金屬的Ni過剩，則容易生成高碳馬氏體，有時(shí)焊縫金屬的硬度上升，斷裂韌性下降。焊縫金屬的Ni量的上限也可以為2. 2%或2. 0%。在為了通過釘扎效果提高焊縫金屬的韌性而添加的Mg和Ca的量少時(shí)，優(yōu)選增加焊縫金屬的Ni量。作為嵌條，能夠使用Ni合金或純Ni。如果使用純Ni則簡便。在本發(fā)明的實(shí)施方式的電子束焊接用鋼材中，將鋼材(母材)的組成代入下述(式I),求出電子束焊接淬透性指標(biāo)值即CeEBB，將該指標(biāo)值CeEBB規(guī)定為0. 42% 0. 65%。其中，%是指質(zhì)量％。CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I)式中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為鋼材成分的含量(質(zhì)量％)。CeEBB值的單位
為質(zhì)量％。用于求出電子束焊接淬透性指標(biāo)CeEBB的(式I)，是考慮到在通過將含Ni嵌條夾持在被焊接部的坡口面而形成的電子束焊接接頭的焊縫金屬中，將Ni量規(guī)定為1.0%
2.3%而制作的。為了確保鋼材(母材)的強(qiáng)度而將鋼材的電子束焊接淬透性指標(biāo)值CeEBB的下限規(guī)定為0. 42%。CeEBB優(yōu)選規(guī)定為0. 45%以上，更優(yōu)選規(guī)定為0. 48%以上。另一方面，如果CeEBB超過0. 65%，則熱影響部的斷裂韌性變得不充分，因而將上限規(guī)定為0. 65%。優(yōu)選的上限可以為0. 60%,更優(yōu)選為0. 58%。在本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材的沿著板厚方向的斷面的板厚中心部，將當(dāng)量圓直徑l.Oum以上的全部氧化物粒子(粗大的氧化物粒子)的數(shù)量規(guī)定為20個(gè)/mm2以下。此外，同樣在板厚中心部，將含有7%以上的Mg且當(dāng)量圓直徑為0. 05 ii m以上且低于0. 5 ii m的氧化物粒子(微小的含Mg粒子)的數(shù)量規(guī)定為IXlO3 IXlO5個(gè)/mm2。如果上述粗大的氧化物粒子的數(shù)量超過20個(gè)/_2，則該氧化物粒子成為斷裂的起點(diǎn)，使熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性變得不充分。如果上述微小的含Mg粒子的數(shù)量低于I X 103，則含Mg粒子的釘扎作用變得不充分，對熱影響部及焊縫金屬的韌性產(chǎn)生不良影響。如果上述微小的含Mg粒子的數(shù)量超過I X 105，則過剩的含Mg粒子成為斷裂起點(diǎn)的傾向增高，熱影響部及焊縫金屬的斷裂韌性變得不充分。再有，作為 上述粗大的氧化物粒子的數(shù)量測定方法，例如，采用鋼材的板厚方向的中央部的斷面試樣，采用FE-SEM (場發(fā)射掃描電子顯微鏡，F(xiàn)ield Emission ScanningElectron Microscope)進(jìn)行測定。此外，作為上述微小的含Mg氧化物的數(shù)量測定方法，例如，采用鋼材的板厚方向的中央部的斷面試樣，利用FE-TEM(場發(fā)射透射電子顯微鏡,Field Emission TransmissionElectron Microscope)進(jìn)行測定。另外，制作抽樣復(fù)制膜，用TEM觀察，將用EDX法(能量色散X射線光譜法,EnergyDispersive X-ray Spectrometry)測定的Mg的重量比為7%以上的粒子，判定為是含有7%以上的Mg的氧化物粒子。C量相對于電子束焊接淬透性指標(biāo)CeEBB的比(C/CeEBB)，是表示焊縫金屬的淬透性與熱影響部和鋼材(母材)的淬透性的平衡的指標(biāo)。C/CeEBB優(yōu)選取0. 15以下的值。如果C量相對于Mn、Cu、N1、Cr、Mo及/或V的量過剩，C/CeEBB超過0. 15，則熱影響部的斷裂韌性有時(shí)下降。更優(yōu)選的C/CeEBB的上限為0. 13，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 11。另一方面，在將含Ni嵌條夾持在焊接部的坡口面進(jìn)行電子束焊接時(shí)，鋼材(母材)的C/CeEBB的下降造成的焊縫金屬的淬透性下降可由Ni來補(bǔ)足。所以，沒有規(guī)定C/CeEBB的下限，但(量取下限的值，在胞、(11、祖、(>10及￥的量取上限的值時(shí)，實(shí)質(zhì)上為C/CeEBB的下限，在本發(fā)明中為0. 02。再有，如果增加C量，降低Cu、N1、Cr、Mo及/或V的量，則能夠削減合金成本，因此C/CeEBB的下限更優(yōu)選規(guī)定為0. 04以上，進(jìn)一步優(yōu)選規(guī)定為0. 06以上。另外，在本發(fā)明的實(shí)施方式的通過將含Ni嵌條夾持在焊接部的坡口面而形成的電子束焊接接頭中，將焊縫金屬的組成代入下述(式2 )，求出焊縫金屬的電子束焊接淬透性指標(biāo)值即CeEBW，將該指標(biāo)值CeEBW規(guī)定為0. 56% 0. 73%。其中，％是指質(zhì)量％。CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2)式中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為焊縫金屬中的成分的含量(質(zhì)量％)。CeEBW值的單位為質(zhì)量％。為了確保焊縫金屬的淬透性，將焊縫金屬的CeEBW規(guī)定為0. 56%以上。更優(yōu)選將焊縫金屬的CeEBW的下限規(guī)定為0. 60%。另一方面，如果焊縫金屬的CeEBW超過0. 73%，則焊縫金屬硬化，焊接接頭的斷裂韌性變得不充分。焊縫金屬的CeEBW的上限更優(yōu)選為0. 70%。在采用本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材、通過電子束焊接形成的焊接接頭中，優(yōu)選焊縫金屬的CTOD值5 M、熱影響部的CTOD值S mz及鋼材(母材)的CTOD值5 ^滿足下述(式3)和(式4)。0. 8 ≤ 8 BM/ 6 M ≤1. 25 (式 3)0. 3 ≤ Shaz/Swm ≤1.1 (式 4)其中，S M、S HAZ及S BM是0°C下6次進(jìn)行三點(diǎn)彎曲CTOD試驗(yàn)時(shí)的CTOD值的最低值。在CTOD值為1. Omm以上時(shí)視作發(fā)生了延性斷裂，以CTOD值為1. Omm進(jìn)行上述計(jì)算。如果S BM/6麗低于0. 8及/或S HAZ/6WM低于0. 3，則SBM、Swm及S mz的平衡變得極差，焊接部的斷裂韌性大大下降。因此，將Sbm/Swm的下限規(guī)定為0.8，將6_/6_的下限規(guī)定為0.3。關(guān)于Sbm/Swm的上限，由于優(yōu)選Swm為Sbm的0.8倍以上，因此規(guī)定為1.25以下。更優(yōu)選Swm與Sbm大致同等，S BM/Swm的優(yōu)選的上限為1.1。同樣，優(yōu)選Smz與Swm大致同等，將Shaz/Swm的上限規(guī)定為1.1以下。如本發(fā)明所述，在對利用微細(xì)的含Mg氧化物的鋼進(jìn)行電子束焊接時(shí)，難以將HAZ的斷裂韌性提高到與鋼材(母材)同等的程度。所以，特別是在需要提高鋼材(母材)及WM的斷裂韌性時(shí)，S J 6 M的優(yōu)選的上限為0. 6，更優(yōu)選為0. 5。即，根據(jù)本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材，電子束焊接后的焊接接頭中的焊縫金屬及熱影響部的斷裂韌性與鋼材(母材)的斷裂韌性相比劣化少，能夠得到各部的斷裂韌性適度平衡的焊接接頭。電子束焊接能夠在可用簡易設(shè)備實(shí)現(xiàn)的低真空度下，例如在IOPa以下的減壓下進(jìn)行。真空度的下限依據(jù)設(shè)備的能力而不同，但優(yōu)選10 —2Pa。焊接條件在加速電壓130 180V、射束電流100 130mA、焊 接速度100 250mm/分鐘的范圍內(nèi)，根據(jù)裝置的性能及鋼材的厚度來決定。例如，在厚度為80mm時(shí)，推薦加速電壓175V、射束電流120mA、焊接速度125mm/分鐘左右。在進(jìn)行電子束焊接時(shí)，在被焊接部的坡口面之間夾持含Ni嵌條。作為含Ni嵌條，能夠使用Ni基合金箔、N1-Fe合金箔、純Ni箔。如果使用Ni箔，則能夠從鋼材的Ni量和作為目標(biāo)的焊縫金屬中的Ni量及鋼材的尺寸和焊縫金屬的寬度，簡便地計(jì)算作為目標(biāo)的Ni量所需的嵌條的厚度。如果使用純Ni箔，可以準(zhǔn)備所需厚度的箔，也可以重疊多片薄的箔，來達(dá)到所需的厚度。例如，在打算采用Ni量為0%的鋼材(母材)，形成成為Ni量為2%的焊縫金屬的焊接接頭時(shí)，首先通過預(yù)備實(shí)驗(yàn)等調(diào)查電子束焊接后的焊縫金屬的寬度。其結(jié)果是，在判明焊縫金屬的寬度為4. Omm時(shí)，如果夾著厚度0. 08mm的Ni箔進(jìn)行電子束焊接，則可得到Ni量大約為2%的焊縫金屬的電子束焊接接頭。接著，對本發(fā)明的實(shí)施方式的鋼材的制造方法進(jìn)行說明。在本發(fā)明的實(shí)施方式的方法中，在鑄造板坯(鋼坯)等鋼材的鑄造工序中，通過例如以9°C /min以上的速度進(jìn)行冷卻，能夠?qū)⑸鲜龃执蟮难趸锏臄?shù)量限制在20個(gè)/mm2以下。同時(shí)，能夠確保上述微小的含Mg氧化物在IXlO3以上。鋼材(鋼坯)的制造方法在工業(yè)上優(yōu)選連續(xù)鑄造法。通過連續(xù)鑄造法，能夠提高鑄造后的冷卻速度，使生成的氧化物和Ti氮化物微細(xì)化。因此，從提高韌性的方面出發(fā)，優(yōu)選連續(xù)鑄造法。在連續(xù)鑄造中，作為將鑄坯的冷卻速度提高到9°C /min以上的具體的手段，可列舉出連續(xù)鑄造機(jī)內(nèi)的冷卻帶的高壓化及高水量化、鑄型厚度的減厚化、壓下鑄坯未凝固層的板坯減厚等手段。在采用上述手段時(shí)，鑄坯的冷卻速度的上限一般為30°C /min左右。通常，高M(jìn)n鋼與碳鋼或低合金鋼相比較，熱加工性差，因此需要在適當(dāng)?shù)臈l件下實(shí)施加工熱處理。在本發(fā)明的方法中，將鑄造的上述成分組成的鋼材(鋼坯)加熱到950 1150°C。如果加熱溫度低于950°C，則熱軋時(shí)的變形阻力增大，使生產(chǎn)率下降。另一方面，如果加熱超過1150°C，則鋼材(鋼坯)的Ti氮化物粗大化，有時(shí)鋼材(母材)或熱影響部的韌性下降。在將鋼材(鋼坯)加熱到950 1150°C后，為了得到必要的鋼材的強(qiáng)度或韌性，實(shí)施加工熱處理(TMCP Thermo-Mechanical Controlled Processing)。加工熱處理對于提高鋼材的強(qiáng)度及韌性是有效的，例如，有(I)控制軋制(CR Controlled Rolling)、(2)控制軋制-加速冷卻(ACC Accelerated Cooling)、( 3)軋制后直接淬火-回火處理(DQT DirectQuenching and Tempering)等方法。在本發(fā)明中,在提高斷裂韌性這點(diǎn)上,優(yōu)選(2)控制軋制-加速冷卻法及(3)軋制后直接淬火-回火處理。在未再結(jié)晶溫度區(qū)(大約900°C以下)進(jìn)行的控制軋制使鋼材的組織微細(xì)化，對于提高強(qiáng)度及韌性是有效的。在本發(fā)明中，為了防止生成加工鐵素體，優(yōu)選在Ar3相變點(diǎn)以上的溫度下結(jié)束控制軋制。特別是，在進(jìn)行控制軋制時(shí)，如果接著進(jìn)行加速冷卻，則生成貝氏體或馬氏體等的硬質(zhì)相，強(qiáng)度提高。為了確保強(qiáng)度及韌性，加速冷卻的停止溫度優(yōu)選為400 600°C。軋制后的直接淬火是在比控制軋制的溫度區(qū)更高的溫度區(qū)進(jìn)行了熱軋后，通過水冷等進(jìn)行淬火的方法。根據(jù)該方法，通常強(qiáng)度上升，因而通過回火來確保韌性?；鼗饻囟葍?yōu)選為400 650。。。實(shí)施例接著，對本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說明，但實(shí)施例中的條件是為確認(rèn)本發(fā)明的可實(shí)施性及效果而采用的一個(gè)條件例，本發(fā)明并不限定于該一個(gè)條件例。本發(fā)明可在不脫離本發(fā)明的要旨、實(shí)現(xiàn)本發(fā)明目的的范圍內(nèi)，采用多種條件。

(實(shí)施例)采用具有表I及表2所示的成分組成的鋼材，根據(jù)表3及表4所示的條件，制造鋼材。從鋼材采集試驗(yàn)片，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)及CTOD試驗(yàn)，測定鋼材(母材)的抗拉強(qiáng)度及斷裂韌性值。關(guān)于鋼材(母材)的強(qiáng)度，從板厚1/2部以軋制方向?yàn)殚L度方向采集試驗(yàn)片，基于JISZ2241進(jìn)行測定。再有，將屈服應(yīng)力為355 420MPa的鋼材評(píng)價(jià)為良好。對鋼材實(shí)施電子束焊接，制作I坡口的對焊接頭。關(guān)于電子束焊接，采用RPEBW法，使用純Ni箔作為嵌條，在Imbar左右的真空下，在電壓175V、電流120mA、焊接速度125mm/分鐘左右的條件下進(jìn)行。焊縫寬度為3. 0 5. 5mm。從焊縫金屬采集試樣，分析成分組成。結(jié)果不于表5及表6。此外，從焊接接頭，(a)在板厚低于60mm時(shí)，采集6根t (板厚)X 2t的尺寸的試驗(yàn)片，(b)在板厚為60mm以上時(shí),米集6根t (板厚)X t的尺寸的試驗(yàn)片。在試驗(yàn)片上，作為切口將50%疲勞裂紋導(dǎo)入焊縫金屬(麗)的中央、熔合部(FL)及鋼材(母材、BM)的各位置。圖6中示出導(dǎo)入了切口的試驗(yàn)片。在試驗(yàn)溫度(TC下實(shí)施CTOD試驗(yàn)，求出斷裂韌性值Sc。在各切口位置，將6根的最低值分別作為斷裂韌性值5 、6ffiz> Sbm。再有，在電子束焊接接頭中，由于熱影響部的寬度窄，所以采用在熔合部導(dǎo)入了切口的試驗(yàn)片測定了熱影響部的CTOD值Shazo在CTOD值為1. Omm以上時(shí)，視作為發(fā)生了延性斷裂，以CTOD值為1. Omm進(jìn)行上述計(jì)算。表7及表8中示出基于焊接接頭的焊縫金屬(麗)的CTOD值S M、熱影響部(HAZ)的CTOD值S HAZ、鋼材(母材、BM)的CTOD值S BM的S BM/ S麗及S HAZ/ 6麗。鋼材的氧化物粒子的個(gè)數(shù)用以下的方法進(jìn)行了測定。從各鋼材制作板厚方向的中央部的斷面試樣，關(guān)于當(dāng)量圓直徑1. O i! m以上的氧化物粒子(粗大的全部氧化物粒子)，米用 FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope)進(jìn)行了觀察，測定了該粒子的大小和個(gè)數(shù)。關(guān)于當(dāng)量圓直徑為0. 05 y m以上且低于0. 5 y m的含Mg氧化物粒子(微小的含Mg氧化物粒子)，同樣從板厚方向的中央部采集試樣,從用SPEED法(SelectivePotentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution)電解研磨的試樣制作抽樣復(fù)制膜，用 10000 1000000 倍的 FE-TEM (Field Emission Transmission ElectronMicroscope)觀察。利用 EDX 法(Energy Dispersive X-ray Spectrometry),將從特性 X 射線求出的Mg的重量比為7%以上的夾雜物粒子判定為含Ti夾雜物粒子。從這些結(jié)果，測定含Ti夾雜物粒子的大小和個(gè)數(shù)。在各試樣的板厚中心部進(jìn)行20個(gè)視場以上的觀察，計(jì)算單位面積的夾雜物粒子(上述微小的含Mg氧化物粒子及上述粗大的夾雜物粒子)的個(gè)數(shù)的平均值。 [表I]
權(quán)利要求
1.一種電子束焊接接頭，其特征在于，其是將鋼材用電子束焊接、形成焊縫金屬而得到的電子束焊接接頭，其中，所述鋼材的組成以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 02% 0. 10%、S1:0. 03% 0. 30%、Mn :1. 5% 2. 5%、T1:0. 005% 0.015%、N :0. 0020% 0. 0060%、0:0. 0010% 0. 0035%、Mg :0. 0003% 0. 0027%、Ca :0. 0003% 0. 0027%、Nb 0% 0. 020%、V0% 0. 030%、Cr 0% 0. 50%、Mo 0% 0. 50%、Cu 0% 0. 25%、N1:0% 0. 50%、及B 0% 0. 0030%， 將Al限制在0. 015%以下、 將P限制在0.015%以下、 將S限制在0. 010%以下， 剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成； 所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0. 0006%彡Mg +Ca ( 0. 0040%, 將所述鋼材的組成代入下式I求出的指標(biāo)值CeEBB為0. 42% 0. 65%， 在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為1. Oym以上的氧化物的數(shù)量為20個(gè)/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當(dāng)量圓直徑為0. 05 ii m以上且低于0. 5 ii m的氧化物的數(shù)量為I X IO3 I X IO5個(gè)/mm2 ； 所述焊縫金屬的組成以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 02% 0. 10%、S1:0. 03% 0. 30%、Mn :1. 2% 2. 4%、N1:1. 0 2. 3%、T1:0. 005% 0. 015%、N :0. 0020% 0. 0060%、0:0. 0004% 0. 0020%、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%、及B 0% 0. 0030%， 將Al限制在0. 015%以下、 將P限制在0.015%以下、 將S限制在0. 010%以下； 所述焊縫金屬的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0. 0006%彡Mg +Ca ( 0. 0040%, 將所述焊縫金屬的組成代入下式2求出的指標(biāo)值CeEBW為0. 56% 0. 73% ； CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I) 式I中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述鋼材的組成中的各元素的質(zhì)量％，CeEBff = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 2) 式2中，C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo及V分別為所述焊縫金屬的組成中的各元素的質(zhì)量％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的電子束焊接接頭，其特征在于，以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量相對于所述指標(biāo)值CeEBB的比即C/CeEBB為0. 02 0. 15。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的電子束焊接接頭，其特征在于，所述鋼材的厚度為45 150mmo
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的電子束焊接接頭，其特征在于，將所述焊縫金屬的CTOD值定義為Swm、將焊接熱影響部的CTOD值定義為Shaz、將鋼材的CTOD值定義為Sbm時(shí)，滿足0.8 < 5 BM/ 5 m <1. 25、及 0.3< SHAZ/g麗<1_1。
5.—種電子束焊接用鋼材，其特征在于，所述鋼材的成分以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 02% 0. 10%、S1:0. 03% 0. 30%、Mn :1. 5% 2. 5%、T1:0. 005% 0.015%、N :0. 0020% 0. 0060%、0:0. 0010% 0. 0035%、Mg :0. 0003% 0. 0027%、Ca :0. 0003% 0. 0027%、Nb 0% 0. 020%、V0% 0. 030%、Cr 0% 0. 50%、Mo 0% 0. 50%、Cu 0% 0. 25%、N1:0% 0. 50%、及B 0% 0. 0030%, 將Al限制在0. 015%以下、 將P限制在0.015%以下、 將S限制在0. 010%以下， 剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成； 所述鋼材的組成中的Mg及Ca的以質(zhì)量％表示的含量滿足0. 0006%彡Mg +Ca ( 0. 0040%, 將所述鋼材的組成代入下式I求出的指標(biāo)值CeEBB為0. 42% 0. 65%， 在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為l.Oym以上的氧化物的數(shù)量為20個(gè)/mm2以下， 在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當(dāng)量圓直徑為0. 05 ii m以上且低于0. 5 ii m的氧化物的數(shù)量為I X IO3 I X IO5個(gè)/mm2 ； CeEBB = C+ l/4Mn + l/15Cu + l/15Ni + l/5Cr + l/5Mo + 1/5V (式 I) 式I中，(、] 11、(11、附、(>、]\10及￥分別為所述鋼材的組成中的各元素的質(zhì)量％。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的電子束焊接用鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％表示的所述鋼材的C量相對于所述指標(biāo)值CeEBB的比即C/CeEBB為0. 02 0. 15。
7.根據(jù)權(quán)利要求5或6所述的電子束焊接用鋼材，其特征在于，所述鋼材的厚度為45 150mmo
8.一種電子束焊接用鋼材的制造方法，其是權(quán)利要求5或6所述的電子束焊接用鋼材的制造方法，其特征在于，具有以下工序 在鑄造所述鋼材時(shí)，以1300 1100°C的溫度區(qū)的冷卻速度達(dá)到9°C /min以上的方式對所述鋼材進(jìn)行冷卻的工序；和 在所述鑄造工序后，將所述鋼材加熱至950 1150°C，然后實(shí)施加工熱處理的工序。
全文摘要
本發(fā)明提供一種電子束焊接用鋼材，其以質(zhì)量%計(jì)至少含有C0.02%～0.10%、Si0.03%～0.30%、Mn1.5%～2.5%、Ti0.005%～0.015%、N0.0020%～0.0060%、O0.0010%～0.0035%、Mg0.0003%～0.0027%、Ca0.0003%～0.0027%，將Al限制在0.015%以下、將P限制在0.015%以下、將S限制在0.010%以下，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；滿足0.0006%≤Mg＋Ca≤0.0040%，指標(biāo)值CeEBB為0.42%～0.65%，在沿著所述鋼材的板厚方向的斷面的板厚中心部，當(dāng)量圓直徑為1.0μm以上的氧化物的數(shù)量為20個(gè)/mm2以下，在所述板厚中心部，含有7%以上的Mg且當(dāng)量圓直徑為0.05μm以上且低于0.5μm的氧化物的數(shù)量為1×103～1×105個(gè)/mm2。
文檔編號(hào)B23K35/30GK103069039SQ20118004033
公開日2013年4月24日 申請日期2011年10月27日 優(yōu)先權(quán)日2010年11月22日
發(fā)明者植森龍治, 本間竜一, 石川忠, 兒島明彥, 星野學(xué) 申請人:新日鐵住金株式會(huì)社