本發(fā)明涉及使用供于海洋結(jié)構(gòu)物、風(fēng)力發(fā)電、船舶、壓力容器、壓力水管等鋼結(jié)構(gòu)物的高張力鋼板作為母材的焊接接頭，特別涉及將屈服應(yīng)力(YS)為355MPa以上且實(shí)施多層焊接時(shí)的該焊接部的低溫韌性優(yōu)異的高張力鋼板作為母材，介由具有優(yōu)異的韌性的焊接金屬制作的焊接接頭。

背景技術(shù)：

在船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、風(fēng)力發(fā)電設(shè)備、壓力容器中使用的鋼經(jīng)焊接接合，精加工成所希望的形狀的結(jié)構(gòu)物。因此，從結(jié)構(gòu)物的安全性的觀點(diǎn)考慮，對(duì)于這些鋼而言，要求母材的強(qiáng)度高、韌性優(yōu)異自不必說，還要求焊接接頭部(焊接金屬、焊接熱影響部)的韌性優(yōu)異。

作為鋼的韌性的評(píng)價(jià)基準(zhǔn)，以往，主要使用由夏比沖擊試驗(yàn)得到的吸收能量，但近年來，為了進(jìn)一步提高可靠性，大多使用裂紋尖端張開位移試驗(yàn)(Crack Tip Opening Displacement Test，以下作為CTOD試驗(yàn)，將該試驗(yàn)中的評(píng)價(jià)結(jié)果稱為CTOD特性或CTOD值)。在該試驗(yàn)中，將在韌性評(píng)價(jià)部產(chǎn)生了疲勞預(yù)裂紋的試驗(yàn)片進(jìn)行3點(diǎn)彎曲，測(cè)定臨破壞前的裂紋的張開量(塑性變形量)，由此評(píng)價(jià)脆性破壞的產(chǎn)生阻力。

由于在CTOD試驗(yàn)中使用疲勞預(yù)裂紋，因而當(dāng)極微小的區(qū)域成為韌性評(píng)價(jià)部，存在局部脆化區(qū)域時(shí)，存在即使在夏比沖擊試驗(yàn)中得到良好的韌性，也會(huì)顯示低韌性的情況。

上述局部脆化區(qū)域容易產(chǎn)生在板厚較厚的鋼等由于多層堆焊而經(jīng)過復(fù)雜的熱歷程的焊接熱影響部(以下，也稱為HAZ)，接合部(焊接金屬與母材的邊界)、接合部被再次加熱成雙相區(qū)的部分(在第1循環(huán)的焊接中成為粗粒，因后續(xù)的焊道焊接被加熱成鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)的區(qū)域，以下稱為雙相區(qū)再加熱部)成為局部脆化區(qū)域。

由于上述接合部被暴露在略低于熔點(diǎn)的高溫下，所以奧氏體晶粒粗大化，經(jīng)過后續(xù)的冷卻而容易轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性低的上貝氏體組織，因此基體本身的韌性低。另外，接合部容易生成魏氏體組織、島狀馬氏體(MA)等脆化組織，韌性進(jìn)一步降低。

為了提高焊接熱影響部(HAZ)的韌性，例如使Ti/N微細(xì)地分散在鋼中，抑制奧氏體晶粒的粗大化，或者作為鐵素體轉(zhuǎn)變核進(jìn)行利用的技術(shù)已實(shí)用化。然而，在接合部中有時(shí)加熱到Ti/N溶解的溫度區(qū)域，焊接部的低溫韌性要求越嚴(yán)格，上述的作用效果越得不到發(fā)揮。

另一方面，在專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2中公開了如下技術(shù)，即通過與Ti一起復(fù)合添加稀土元素(REM)，使微細(xì)粒子分散在鋼中，從而抑制奧氏體的晶粒生長(zhǎng)，提高焊接部韌性。

另外，還提出了使Ti的氧化物分散的技術(shù)、將BN的鐵素體成核能力和氧化物分散進(jìn)行組合的技術(shù)、通過進(jìn)一步添加Ca、REM來控制硫化物的形態(tài)而提高韌性的技術(shù)。

但是，這些技術(shù)以強(qiáng)度較低、合金元素量少的鋼材為對(duì)象，當(dāng)為強(qiáng)度更高、合金元素量多的鋼材時(shí)，HAZ組織成為不含有鐵素體的組織，因而無法應(yīng)用。

因此，作為容易在焊接熱影響部生成鐵素體的技術(shù)，專利文獻(xiàn)3中公開了一種主要將Mn的添加量提高到2％以上的技術(shù)。但是，對(duì)于連續(xù)鑄造材料而言，Mn容易偏析于鋼坯的中心部，不僅在母材，在焊接熱影響部，中心偏析部的硬度也會(huì)增加，成為破壞的起點(diǎn)，因此引起母材和HAZ韌性降低。

另一方面，對(duì)于雙相區(qū)再加熱部，利用雙相區(qū)再加熱，碳在逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的區(qū)域稠化，在冷卻中生成包含島狀馬氏體的脆弱的貝氏體組織，韌性降低。因此，已公開如下技術(shù)，通過使鋼組成低C化、低Si化，抑制島狀馬氏體的生成，提高韌性，添加Cu，從而確保母材強(qiáng)度(例如，專利文獻(xiàn)4)。這些方法是利用Cu的析出強(qiáng)化來提高強(qiáng)度的方法，但專利文獻(xiàn)4采取將軋制后的冷卻速度設(shè)為0.1℃/s以下，在該過程中析出Cu粒子的方法，但在制造穩(wěn)定性上存在問題。

另外，在專利文獻(xiàn)5中提出了利用鋼板組成和焊接金屬組成的組合得到的韌性優(yōu)異的焊接接頭。在該技術(shù)中，通過在鋼板和焊接金屬中確保規(guī)定量以上的B，從而對(duì)HAZ和焊接金屬進(jìn)行組織控制，得到優(yōu)異的韌性。但是，根據(jù)焊接條件，添加B有時(shí)導(dǎo)致馬氏體等硬質(zhì)相生成，反而使韌性惡化。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特公平03－053367號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本特開昭60－184663號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)3：日本專利第3697202號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)4：日本專利第3045856號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)5：日本專利第3722044號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

近年來，隨著船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、風(fēng)力發(fā)電設(shè)備、壓力容器、壓力水管等鋼鐵結(jié)構(gòu)物的大型化，對(duì)鋼材迫切期望更進(jìn)一步的高強(qiáng)度化。這些鋼鐵結(jié)構(gòu)物中使用的鋼材多為例如板厚為30mm以上的厚壁材料，因此，為了確保屈服應(yīng)力355MPa級(jí)或其以上的強(qiáng)度，增加所添加的合金元素的鋼成分體系是有利的。然而，如上所述，難以說以合金元素量多的高強(qiáng)度鋼材為對(duì)象地對(duì)接合部、雙相區(qū)再加熱部的韌性提高進(jìn)行了充分研究。

因此，本發(fā)明的目的在于提供一種將高張力鋼板作為母材的CTOD特性優(yōu)異的焊接接頭，上述高張力鋼板適合供于海洋結(jié)構(gòu)物、船舶、風(fēng)力發(fā)電設(shè)備、壓力容器、壓力水管等鋼鐵結(jié)構(gòu)物，屈服應(yīng)力(YS)為355MPa以上，多層焊接部的焊接熱影響部的低溫韌性(CTOD特性)優(yōu)異。

發(fā)明人等為了解決上述課題反復(fù)進(jìn)行了深入研究，結(jié)果基于以下技術(shù)思想進(jìn)行具體的成分設(shè)計(jì)，從而完成了本發(fā)明。

i)由于CTOD特性是用鋼板整個(gè)厚度的試驗(yàn)片進(jìn)行評(píng)價(jià)的，因此成分稠化的中心偏析部成為破壞的起點(diǎn)。因此，為了提高焊接熱影響部的CTOD特性，將容易作為鋼板的中心偏析而稠化的元素控制為適當(dāng)量，抑制中心偏析部的固化。鋼水凝固時(shí)在成為最終凝固部的鋼坯的中心，C、Mn、P、Ni和Nb與其它元素相比，稠化度高，因此利用中心偏析部硬度指標(biāo)，控制這些元素的添加量，從而抑制在中心偏析的硬度。

ii)為了提高焊接熱影響部的韌性，有效利用Ti/N，在焊接接合部附近抑制奧氏體晶粒的粗大化。通過將Ti/N控制為適當(dāng)量，能夠使Ti/N均勻地微細(xì)分散在鋼中。

iii)將出于硫化物的形態(tài)控制的目的而添加的Ca的化合物(CaS)的結(jié)晶化用于焊接熱影響部的韌性提高。CaS與氧化物相比，在低溫下結(jié)晶化，因此能夠均勻地微細(xì)分散。然后，通過將CaS的添加量和添加時(shí)的鋼水中的溶解氧量控制在適當(dāng)范圍內(nèi)，從而即使在CaS結(jié)晶化后也能夠確保固溶S，因此在CaS的表面上MnS析出而形成復(fù)合硫化物。在該MnS的周圍形成Mn的稀薄帶，從而進(jìn)一步促進(jìn)鐵素體轉(zhuǎn)變。

iv)為了確保焊接金屬的低溫韌性，希望抑制晶界鐵素體的生成、魏氏體鐵素體的生成，形成微細(xì)的針狀鐵素體。因此，在焊接金屬中添加因偏析于晶界而抑制鐵素體的生成的B是有利的。然而，根據(jù)焊接條件，有時(shí)生成粗大的鐵碳硼化物，反而降低韌性，因此需要將B設(shè)為適當(dāng)量。另一方面，由于B從焊接金屬向母材側(cè)(HAZ)擴(kuò)散，提高HAZ的淬透性，所以有時(shí)也助長(zhǎng)了作為脆化相的馬氏體的生成，使韌性惡化，因此仍然需要將B設(shè)為適當(dāng)量。

本發(fā)明是基于上述見解而完成的，本發(fā)明的主旨構(gòu)成如下。

1.一種焊接接頭，是將鋼板作為母材，介由焊接金屬制作而成的，

上述鋼板以質(zhì)量％計(jì)，含有C：0.03～0.09％、Si：0.01～0.35％、Mn：1.3～2.0％、P：0.012％以下、S：0.0035％以下、Al：0.01～0.06％、Ni：小于0.3％、Mo：小于0.10％、Nb：0.005～0.023％、Ti：0.005～0.025％、B：小于0.0003％、N：0.002～0.005％、Ca：0.0005～0.0050％和O：0.0030％以下，由下述式(1)規(guī)定的Ceq：0.320～0.420、Ti/N：1.5～4.0以及滿足下述式(2)和式(3)，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

上述焊接金屬含有C：0.040～0.090％、Si：0.1～0.8％、Mn：1.0～2.5％、Al：0.02％以下、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.05～0.50％、Ti：0.005～0.050％和B：0.0015％以下Ti：0.005～0.050％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。

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

0＜[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]＜1…(2)

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≤3.00…(3)

這里，[]為該括弧內(nèi)的元素的含量(質(zhì)量％)

2.根據(jù)上述1所述的焊接接頭，其特征在于，上述鋼板以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有選自Cu：0.7％以下、Cr：0.1～1.0％和V：0.005～0.050％中的1種或2種以上。

3.根據(jù)上述1或2所述的焊接接頭，其特征在于，上述鋼板的中心偏析部的硬度滿足下述式(4)。

Hvmax/Hvave≤1.35+0.006/[C]－t/500·····(4)

這里，Hvmax：中心偏析部的維氏硬度的最大值，Hvave：除了從表面到板厚的1/4為止、從背面到板厚的1/4為止和中心偏析部以外的部分的維氏硬度的平均值，[C]：C含量(質(zhì)量％)，t：鋼板的板厚(mm)

4.根據(jù)上述1、2或3所述的焊接接頭，其特征在于，上述焊接金屬以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有選自Cu：0.01～0.20％、Cr：0.01～0.50％、V：0.001～0.080％和Nb：0.001～0.040％中的1種或2種以上。

根據(jù)本發(fā)明，能夠得到適用于海洋結(jié)構(gòu)物等大型的鋼結(jié)構(gòu)物的屈服應(yīng)力(YS)為355MPa以上、多層焊接部的CTOD特性優(yōu)異的焊接接頭，在產(chǎn)業(yè)上極其有用。

具體實(shí)施方式

對(duì)在本發(fā)明中將鋼板和焊接金屬的成分組成限定于上述范圍的理由，對(duì)應(yīng)每個(gè)成分進(jìn)行詳細(xì)說明。應(yīng)予說明，與以下描述的成分組成有關(guān)的“％”只要沒有特別說明，就表示“質(zhì)量％”。

首先，示出作為母材的鋼板的化學(xué)組成的限定理由。

C：0.03～0.09％

C是確保作為母材的鋼板的強(qiáng)度所必需的元素。C小于0.03％時(shí)，淬透性降低，為了確保強(qiáng)度，需要大量添加Cu、Ni、Cr和Mo等提高淬透性的元素，會(huì)導(dǎo)致成本高。另外，超過0.09％的添加使焊接部韌性降低。因此，將C量設(shè)為0.03～0.09％的范圍。優(yōu)選為0.040～0.085％。

Si：0.01～0.35％

Si是作為脫氧材料并且是為了得到母材強(qiáng)度而添加的成分。但是，超過0.35％的大量添加會(huì)導(dǎo)致焊接性的降低和焊接接頭韌性的降低，因此需要將Si量設(shè)為0.01～0.35％。優(yōu)選為0.28％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0.03～0.25％。

Mn：1.3～2.0％

Mn為了確保母材強(qiáng)度和焊接接頭強(qiáng)度而添加1.3％以上。但是，超過2.0％的添加使焊接性降低，淬透性過剩，降低母材韌性和焊接接頭韌性，因此設(shè)為1.3～2.0％的范圍。優(yōu)選為1.4～1.9％。進(jìn)一步優(yōu)選為1.4～1.8％。

P：0.012％以下

作為雜質(zhì)元素的P使母材韌性和焊接部韌性降低。特別是，在焊接部中含量超過0.012％時(shí)，CTOD特性顯著降低，因此設(shè)為0.012％以下。優(yōu)選為0.009％以下。

S：0.0035％以下

S是不可避免地混入的雜質(zhì)，超過0.0035％地含有時(shí)，降低母材和焊接部韌性，因此，設(shè)為0.0035％以下。優(yōu)選為0.0030％以下。

Al：0.01～0.06％

Al是為了使鋼水脫氧而添加的元素，需要含有0.01％以上。另一方面，添加超過0.06％時(shí)，降低母材和焊接部韌性，并且由于焊接引起的稀釋而混入焊接金屬部，降低韌性，限制為0.06％以下。優(yōu)選為0.017～0.055％。應(yīng)予說明，在本發(fā)明中，用酸可溶性Al(也稱為Sol.Al等)規(guī)定Al量。

Ni：小于0.3％

Ni是對(duì)提高鋼的強(qiáng)度和韌性有效的元素，也對(duì)提高焊接部CTOD特性有效。因此，優(yōu)選設(shè)為0.05％以上。但是，Ni是一種昂貴的元素，另外過量添加在鑄造時(shí)容易在鋼坯的表面產(chǎn)生劃傷，因此含有時(shí)，將上限設(shè)為小于0.3％。進(jìn)一步優(yōu)選為0.06～0.28％。

Mo：小于0.10％(包括0)

Mo是對(duì)提高強(qiáng)度有效的元素，有時(shí)根據(jù)需要而含有。另一方面，因?yàn)镸o在焊接熱影響部生成脆弱的馬氏體，所以含有Mo時(shí)，設(shè)為小于0.10％。優(yōu)選為小于0.08％。

Nb：0.005～0.023％

Nb有助于在奧氏體的低溫區(qū)域形成未再結(jié)晶區(qū)域，通過在該低溫區(qū)域?qū)嵤┸堉?，能夠?qū)崿F(xiàn)母材的組織微細(xì)化和高韌化。另外，也是對(duì)提高淬透性、回火時(shí)的軟化阻力有效、對(duì)提高母材強(qiáng)度有效的元素。為了得到上述效果，需要含有0.005％以上，超過0.023％的含量促進(jìn)在焊接熱影響部的韌性差的上貝氏體、馬氏體的生成，因此將上限設(shè)為0.023％。優(yōu)選將上限設(shè)為0.020％。進(jìn)一步優(yōu)選為0.008～0.020％。

Ti：0.005～0.025％

Ti在鋼水凝固時(shí)以Ti/N的形式析出，抑制焊接部的奧氏體粗大化，有助于提高焊接部的韌性。但是，含有小于0.005％時(shí)，其效果小，另一方面，如果含有超過0.025％，則Ti/N粗大化，得不到母材、焊接部韌性改善效果，因此設(shè)為0.005～0.025％。優(yōu)選為0.006～0.020％。進(jìn)一步優(yōu)選為0.008～0.016％。

B：小于0.0003％

B在從奧氏體區(qū)域冷卻鋼時(shí)，在奧氏體晶界發(fā)生偏析，抑制鐵素體轉(zhuǎn)變，生成大量含有馬氏體的貝氏體組織。B的添加特別使焊接熱影響部的組織脆化，因此限制在小于0.0003％。

N：0.002～0.005％

N通過與Ti、Al反應(yīng)而形成析出物，從而使結(jié)晶粒微細(xì)化，提高母材韌性。另外，N是用于形成抑制焊接部的組織的粗大化的Ti/N所必需的元素。為了發(fā)揮這些作用，需要含有0.002％以上的N。另一方面，添加超過0.005％時(shí)，固溶N使母材、焊接部的韌性顯著降低，或者因生成Ti/Nb復(fù)合析出物導(dǎo)致固溶Nb減少，隨之強(qiáng)度降低，因此將上限設(shè)為0.005％。進(jìn)一步優(yōu)選為0.0025～0.0045％。

Ca：0.0005～0.0050％

Ca是通過固定S來提高韌性的元素。為了得到該效果，至少需要添加0.0005％。但是，即便含有超過0.0050％，其效果也飽和，因此在0.0005～0.0050％的范圍內(nèi)進(jìn)行添加。進(jìn)一步優(yōu)選為0.008～0.0035％。

O：0.0030％以下

O超過0.0030％時(shí)，母材的韌性惡化，因此設(shè)為0.0030％以下，優(yōu)選為0.0025％以下。

此外，重要的是由下述式(1)規(guī)定的Ceq：0.320～0.420、Ti/N：1.5～4.0，以及滿足下述式(2)和式(3)。應(yīng)予說明，各式中的[]為該括弧內(nèi)的元素的含量(質(zhì)量％)。

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

0＜[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]＜1…(2)

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≤3.00…(3)

Ceq：0.320～0.420

由上述式(1)規(guī)定的Ceq小于0.320時(shí)，難以得到屈服應(yīng)力355MPa級(jí)的強(qiáng)度。另一方面，如果Ceq超過0.420，則焊接性、焊接部韌性降低，因此設(shè)為0.420以下。優(yōu)選為0.340～0.420。

Ti/N：1.5～4.0

Ti/N小于1.5時(shí)，生成的Ti/N量減少，未形成Ti/N的固溶N使焊接部韌性降低。另外，如果Ti/N超過4.0，則Ti/N粗大化，使焊接部韌性降低。因此，Ti/N的范圍設(shè)為1.5～4.0，優(yōu)選設(shè)為1.8～3.5。應(yīng)予說明，Ti/N為各元素的含量(質(zhì)量％)之比。

0＜[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]＜1

[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]是表示對(duì)硫化物形態(tài)控制有效的Ca與S的原子濃度之比的值，也被稱為ACR(Atomic Concentration Ratio)。利用該值可以推斷硫化物的形態(tài)，為了使在高溫下也不溶解的鐵素體轉(zhuǎn)變生成核CaS微細(xì)分散，需要對(duì)其進(jìn)行規(guī)定。即，ACR為0以下時(shí)，CaS不結(jié)晶。因此，S以MnS單獨(dú)的形態(tài)析出，結(jié)果得不到在焊接熱影響部的鐵素體生成核。另外，單獨(dú)析出的MnS在軋制時(shí)伸長(zhǎng)，導(dǎo)致母材的韌性降低。

另一方面，ACR為1以上時(shí)，S完全被Ca固定，作為鐵素體生成核起作用的MnS不在CaS上析出，因此，復(fù)合硫化物無法實(shí)現(xiàn)鐵素體生成核的微細(xì)分散，得不到韌性提高效果。這樣，ACR超過0且小于1時(shí)，MnS析出在CaS上，形成復(fù)合硫化物，該復(fù)合硫化物作為鐵素體生成核有效地發(fā)揮功能。應(yīng)予說明，ACR優(yōu)選為0.2～0.8的范圍。

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≤3.00

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]是由因中心偏析而容易稠化的成分構(gòu)成的中心偏析部硬度指標(biāo)，在以下的說明中稱為Ceq*值。此外，CTOD試驗(yàn)是將鋼板整個(gè)厚度作為對(duì)象的試驗(yàn)。因此，供給該試驗(yàn)的試驗(yàn)片包括中心偏析，在中心偏析的成分稠化顯著時(shí)，在焊接熱影響部生成固化區(qū)域，因此得不到良好的CTOD值。通過將Ceq*值控制為適當(dāng)范圍，能夠抑制中心偏析部的過度的硬度上升，即使在板厚較厚的鋼材的焊接部也能夠得到優(yōu)異的CTOD特性。Ceq*值的適當(dāng)范圍由實(shí)驗(yàn)求得，Ceq*值超過3.00時(shí)，CTOD特性降低，因此設(shè)為3.00以下。優(yōu)選為2.90以下。

以上是本發(fā)明的基本成分組成，但期待進(jìn)一步提高特性，可以含有選自Cu：0.7％以下、Cr：0.1～1.0％和V：0.005～0.050％中的1種或2種以上。

Cu：0.7％以下

Cu對(duì)提高母材的強(qiáng)度是有效的，因此，優(yōu)選添加0.1％以上。但是，添加超過0.7％時(shí)會(huì)降低熱延性，因此優(yōu)選設(shè)為0.7％以下。更優(yōu)選為0.6％以下。

Cr：0.1～1.0％

Cr是對(duì)使母材高強(qiáng)度化有效的元素，為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.1％以上。但是，過量含有時(shí)，對(duì)韌性造成不良影響，因此添加時(shí)優(yōu)選設(shè)為1.0％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0.2～0.8％。

V：0.005～0.050％

V是含有0.005％以上對(duì)提高母材的強(qiáng)度和韌性有效的元素，但含量超過0.050％時(shí)，導(dǎo)致韌性降低，因此添加時(shí)優(yōu)選為0.005～0.050％。

此外，如下規(guī)定鋼板的中心偏析部的硬度在提高CTOD特性方面是有利的。

Hvmax/Hvave≤1.35+0.006/[C]－t/500

首先，在上式中，Hvmax表示中心偏析部的維氏硬度的最大值，Hvave表示鋼板的除了從表面到板厚的1/4為止，從背面到板厚的1/4為止和中心偏析部以外的部分的維氏硬度的平均值，[C]表示C含量(質(zhì)量％)，t表示板厚(mm)。

即，Hvmax/Hvave是表示中心偏析部的硬度的無量綱參數(shù)，其值大于由1.35+0.006/[C]－t/500求出的值時(shí)，CTOD值降低，因此優(yōu)選設(shè)為1.35+0.006/[C]－t/500以下。更優(yōu)選設(shè)為1.25+0.006/[C]－t·500以下。

這里，Hvmax是在鋼板的厚度方向利用維氏硬度試驗(yàn)機(jī)(荷重10kgf)對(duì)包括中心偏析部的(板厚/40)mm的范圍沿板厚方向以0.25mm間隔的方式進(jìn)行測(cè)定而得到的測(cè)定值中的最大值。另外，Hvave是以維氏硬度試驗(yàn)機(jī)的荷重10kgf對(duì)從鋼板表面到板厚的1/4的位置與從其背面到板厚的1/4的位置之間的不包括中心偏析部的范圍沿板厚方向以一定間隔(例如1～2mm)測(cè)定的值的平均值。

接下來，對(duì)焊接金屬的化學(xué)組成示出各成分的限定理由。

C：0.040～0.090％

C為了確保焊接金屬的強(qiáng)度，需要添加0.04％以上。另一方面，添加超過0.09％時(shí)，因淬透性過度而導(dǎo)致韌性降低。因此，C量為0.04～0.09％。優(yōu)選為0.050～0.085％。

Si：0.1～0.8％

Si為了確保脫氧和強(qiáng)度而添加，但小于0.1％時(shí)，焊接金屬的流動(dòng)性降低，容易產(chǎn)生焊接缺陷。另外，如果超過0.8％，則焊接金屬的強(qiáng)度過度，產(chǎn)生裂紋、韌性降低。因此，Si量設(shè)為0.1～0.8％。優(yōu)選為0.1～0.6％。進(jìn)一步優(yōu)選為0.1～0.5％。

Mn：1.0～2.5％

Mn為了確保焊接金屬的強(qiáng)度而需要添加1.0％以上。另一方面，超過2.5％時(shí)，淬透性過度，韌性降低。因此，Mn量設(shè)為1.0～2.5％。優(yōu)選為1.0～2.0％。

Al：0.020％以下

Al為了脫氧，優(yōu)選需要0.004％以上。另一方面，超過0.020％時(shí)，夾雜物增加，抑制Ti氧化物的生成，導(dǎo)致焊接金屬組織的粗大化，使韌性降低，因而Al設(shè)為0.020％以下。

Ni：0.1～1.0％

Ni為了確保焊接金屬的強(qiáng)度和韌性而需要添加，小于0.1％時(shí)，沒有效果。另一方面，如果超過1.0％，則使流動(dòng)性降低。因此，設(shè)為0.1～1.0％。優(yōu)選為0.1～0.8％。

Mo：0.05～0.50％

Mo為了確保焊接金屬的強(qiáng)度和韌性而需要添加，小于0.05％時(shí)，沒有效果，另一方面，如果超過0.50％，則該效果飽和，因此將上限設(shè)為0.50％。優(yōu)選為0.08～0.45％。

Ti：0.005～0.050％

Ti使焊接金屬中的N成為Ti/N而固定，或者形成氧化物作為針狀鐵素體的生成核發(fā)揮重要作用。小于0.005％時(shí)，無法充分地得到該效果，如果超過0.050％，則由于固溶Ti的增加而使韌性明顯降低。因此，Ti量設(shè)為0.005～0.050％。優(yōu)選為0.006～0.045％。

B：0.0015％以下

B對(duì)焊接金屬的強(qiáng)度提高有效，優(yōu)選添加0.0003％以上。但是，過量的添加使粗大的鐵碳硼化物生成，因此設(shè)為0.0015％以下。

此外，作為用于利用焊接熱輸入而調(diào)整淬透性的選擇元素，可以根據(jù)需要單獨(dú)或復(fù)合地添加Cu、Cr、V和Nb。

Cu：0.01～0.20％

Cu對(duì)焊接金屬的強(qiáng)度提高有效，為了得到該效果，優(yōu)選添加0.01％以上，但超過0.20％時(shí)，高溫裂紋、韌性降低，優(yōu)選設(shè)為0.20％以下。

Cr：0.01～0.50％

Cr對(duì)焊接金屬的強(qiáng)度提高有效，為了得到該效果，優(yōu)選添加0.01％以上。另一方面，超過0.50％時(shí)，韌性降低，因此優(yōu)選設(shè)為0.50％以下。

V：0.001～0.080％

V對(duì)焊接金屬的強(qiáng)度提高有效，為了得到該效果，優(yōu)選添加0.001％以上。另一方面，超過0.080％時(shí)，韌性降低，因此優(yōu)選設(shè)為0.080％以下。

Nb：0.001～0.040％

Nb對(duì)焊接金屬的強(qiáng)度提高有效，為了得到該效果，優(yōu)選添加0.001％以上。另一方面，超過0.040％時(shí)，韌性降低，因此優(yōu)選設(shè)為0.040％以下。

本發(fā)明的焊接接頭優(yōu)選按照以下所示的制造方法進(jìn)行制造。

即，利用使用了轉(zhuǎn)爐、電爐或真空溶解爐等的通常的方法對(duì)調(diào)整為上述成分組成的鋼水進(jìn)行熔煉。接著，經(jīng)過連續(xù)鑄造工序形成鋼坯后，利用熱軋形成所希望的板厚，然后冷卻，或追加實(shí)施回火處理，制成厚度為30mm以上的鋼板。

此時(shí)，在熱軋工序中，優(yōu)選對(duì)鋼坯加熱溫度和壓下率進(jìn)行規(guī)定。具體而言，從對(duì)母材賦予高強(qiáng)度和良好的韌性的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選將鋼坯加熱溫度設(shè)為1000～1200℃和將總壓下率設(shè)為50％以上。

將如此得到的鋼板作為母材，使用調(diào)整為上述成分組成的焊接金屬制作焊接接頭。此時(shí)，鋼板的板厚為40mm以下時(shí)，對(duì)鋼板進(jìn)行X形狀的坡口加工，實(shí)施雙面1層的埋弧焊。鋼板的板厚超過40mm時(shí)，對(duì)鋼板進(jìn)行X或V形狀的坡口加工，實(shí)施多層堆焊的埋弧焊。

即，雙面1層的埋弧焊僅限于板厚為40mm以下的薄鋼板的情況下使用。另外，多層堆焊的埋弧焊可以在熱輸入量為80kJ/cm以上進(jìn)行。這里，板厚超過40mm實(shí)施雙面1層焊接時(shí)，熱輸入量大大超過100kJ/cm，有時(shí)無法維持焊接部的特性。與此相對(duì)，在多層堆焊中，大致可以將100kJ/cm作為上限進(jìn)行施工。

實(shí)施例

將表1所示的成分組成的鋼熔煉后，制造厚度為30mm～100mm的厚鋼板。作為母材的評(píng)價(jià)方法，拉伸試驗(yàn)是從鋼板的板厚的1/2位置以試驗(yàn)片的長(zhǎng)邊方向與鋼板的軋制方向垂直的方式采取JIS4號(hào)試驗(yàn)片，根據(jù)JIS Z2241測(cè)定屈服應(yīng)力(YS)和拉伸強(qiáng)度(TS)。

另外，夏比沖擊試驗(yàn)是從鋼板的板厚的1/2位置以試驗(yàn)片的長(zhǎng)邊方向與鋼板的軋制方向垂直的方式采取JIS V缺口試驗(yàn)片，測(cè)定－40℃時(shí)的吸收能量vE－40℃。

應(yīng)予說明，對(duì)于母材特性，將滿足YS≥355MPa、TS≥470MPa和vE－40℃≥200J的全部的母材評(píng)價(jià)為良好。

作為焊接部接頭，利用埋弧焊制作多層堆焊接頭。這里，焊接以熱輸入量100kJ/cm來實(shí)施。

韌性的評(píng)價(jià)是將鋼板的板厚的1/4位置的焊接金屬中央和焊接接合部作為夏比沖擊試驗(yàn)的缺口位置，測(cè)定－40℃的溫度時(shí)的吸收能量vE－40℃。

對(duì)于焊接部特性，將3根的平均值滿足vE－40℃≥150J的焊接部接頭判斷為焊接部接頭韌性良好。

另外，將焊接金屬中央和焊接接合部作為CTOD試驗(yàn)片的缺口位置，對(duì)作為－10℃時(shí)的CTOD值的δ－10℃進(jìn)行測(cè)定，將試驗(yàn)數(shù)量3根中的CTOD值(δ－10℃)的最小值為0.50mm以上的情況判斷為焊接接頭的CTOD特性良好。

將焊接金屬的化學(xué)組成、焊接接頭的夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果和CTOD試驗(yàn)結(jié)果一并記于表2。

這里，對(duì)于母材的成分組成，鋼No.1～5為發(fā)明例，鋼6～24為成分組成中的任一成分量或各式的值在本發(fā)明范圍外的比較例。

在表2中接頭No.A、B、D、E、H、I、J和M均為本發(fā)明例，得到了滿足目標(biāo)的焊接接合部的夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果和焊接接合部的三點(diǎn)彎曲CTOD試驗(yàn)結(jié)果。

另一方面，接頭No.C、F、G、K和N～S的鋼板組成和/或焊接金屬組成在本發(fā)明范圍外，母材特性或焊接接合部的夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果和焊接接合部的三點(diǎn)彎曲CTOD試驗(yàn)結(jié)果不滿足目標(biāo)。

由表1和2所示的結(jié)果可知，根據(jù)本發(fā)明的鋼板的母材的屈服應(yīng)力(YS)為355MPa以上，且夏比吸收能量(vE-40℃)有200J以上，母材的強(qiáng)度和韌性都優(yōu)異，進(jìn)而，焊接接頭的焊接金屬和接合部的vE－40℃為150J以上，CTOD值為0.5mm以上，焊接熱影響部的韌性也優(yōu)異。與此相對(duì)，在偏離本發(fā)明的范圍的比較例中，只能得到上述的任一種以上的特性差的結(jié)果。

[表1]

[表2]