TWI478785B - High heat input welding steel - Google Patents

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Tomoyuki Yokota
Kimihiro Nishimura
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Description

高熱輸入熔接用鋼材
本發明係關於船舶(ship)和建築、土木(civil engineering，土木工程)等領域中之各種鋼構造物(various structures)所使用之鋼材，特別為適合於熔接輸入熱量為超過300kJ/cm之高熱輸入熔接(high heat input welding)的鋼材。
船舶和建築、土木等領域所使用的鋼構造物，一般經由熔接接合加工成所需形狀的構造物。因此，由確保安全性的觀點而言，此等構造物當然要求所使用之鋼材的母材靭性(parent-metal toughness)，且對於熔接部的靭性(weld-zone toughness)亦要求優良。
更且，近年來，上述船舶和鋼構造物日益大型化，所使用的鋼材亦積極發展成高強度化和厚片化，隨之而來，於熔接施工方面，變成以埋弧熔接(submerged arc welding)和電氣體熔接(electrogas welding)、電渣熔接(electroslag welding)等之以高能率的高熱輸入熔接方法(high-efficiency high heat input welding)較為適用。因此，經由高熱輸入熔接(high heat input welding)進行熔接施工(weld-fabrication)時，亦必須為熔接部的靭性優良的鋼材。
此處，說明關於熔接部的組織。圖1為熔接部剖面的微細組織照片(macrostructure)，於熔接部的中央，由熔融母材以及熔接材料(welding consumables)所生成的堆焊金屬(deposit metal)之兩者，以熔融狀態呈幾乎均勻混合，並且存在凝固之熔接金屬(weld metal)部分，於其兩側，因熔接時投入之熱而受到熱影響，存在有母材組織和特性發生變質的熱影響部(Heat Affected Zone；HAZ)，更且在其兩側，顯示出存在有母材的狀態。上述熔接金屬與熱影響部的邊界部(圖中的虛線部)一般稱為「熔接部(bond)」。此熔接部附近之熱影響部(HAZ)，於熱影響部中亦特別被熔融點(melting point)附近的高溫所加熱，其後，因為被驟冷，因此硬度多顯示最高硬度。
又，上述熔接熱影響部(HAZ)，已知若熔接時的輸入熱量變大，則結晶粒粗大化，且靭性顯著降低。對於此類高熱輸入熔接所伴隨的HAZ靭性降低，直到目前亦已檢討許多對策。例如，將TiN於鋼中微細分散，抑制沃斯田鐵粒(austenite grain)的粗大化，作為肥粒鐵變態核(ferrite nucleation site)型式而利用的技術已被實用化。又，亦已開發使Ti氧化物分散下，追求與上述同樣效果的技術(例如，參照專利文獻1)。
但是，活用TiN的上述技術，於接受高熱輸入熔接時，因為熔接熱影響部被加熱至TiN的熔解溫度區域(TiN dissolution temperature)為止，故具有TiN被分解且上述分散效果消失，且經由TiN分解所生成的固熔Ti以及固熔N使鋼的基質組織脆化，以及靭性顯著降低的問題。又，活用Ti氧化物的技術，具有氧化物難以均勻微細分散的問題。
作為應付此類問題的技術，例如，於專利文獻2中，揭示為了提高超過400kJ/cm之高熱輸入熔接之熔接熱影響部的靭性，使用於控制硫化物形態(sulfide shape control)所添加的Ca量適切化，並且使CaS結晶析出，並將其有效活用作為肥粒鐵變態核的技術。此CaS相較於氧化物在較低溫下結晶析出，故可在鋼中微細分散，更且，於冷卻中以其作為核，將MnS和TiN、BN等之肥粒鐵變態生成核微細分散，故將熔接熱影響部之組織作成微細的肥粒鐵-波來鐵組織(ferrite and pearlite structure)，並且達成高靭性化。
又，於活用TiN的技術中，提案有為了防止TiN熔解所伴隨之固熔N增加而造成熔接部附近脆化，因此添加B將固熔N予以固定的技術。但是，B的添加，雖然有效防止熔接部附近的脆化，但在自熔接部遠離的位置，則具有B反而成為脆化要因的缺點。
於是，在專利文獻3中，揭示有使鋼中添加的B量以不會對靭性造成不良影響的程度，並於熔接金屬部，添加可充分抑制由沃斯田鐵粒界(austenite grain boundary)所生成之肥粒鐵側板(ferrite side plate)析出的B份量，更且，在熔接熱影響部，將因TiN分解生成之固熔N(soluted nitrogen)予以固定所必要的最小限度B自熔接金屬部擴散，使得高熱輸入熔接中的熔接金屬、熔接熱影響部及熔接部之所有的靭性提高的技術。
經由專利文獻2和專利文獻3的技術開發，可將高熱輸入熔接所伴隨的靭性降低抑制至某程度。但是，根據其後的研究，可知屈服應力為460MPa以上，且添加了較多量C和合金元素的鋼，在施以熔接輸入熱量為超過300kJ/cm的高熱輸入熔接時，於熔接部附近的熱影響部，形成數體積%之被稱為島狀麻田散體(martensite island，M-A構形)(MA)的硬質脆化組織(brittle structure)，且彼等阻礙熔接部靭性的進一步改善。因此，在此種高強度鋼之高熱輸入熔接部的靭性改善方面，除了肥粒鐵變態核的微細分散、以及減低固熔N、固熔B之外，必須進一步抑制上述熔接部附近之熱影響部中的島狀麻田散體的生成。
關於減低上述島狀麻田散體的技術，例如，於專利文獻4中，揭示有在減低C量之同時，增加Mn量並且降低變態起始溫度，以減低C在未變態沃斯田鐵(untransformed austenite)中的分配，抑制島狀麻田散體生成的技術。又，於專利文獻5中，除了揭示減低C、Si的含量以外，尚揭示有P含量的減低係可有效減低島狀麻田散體。又，於專利文獻6中，揭示有藉由積極添加Cr、Mo、V等，使得即使冷卻速度較慢仍可生成低溫變態貝氏體(bainite transformed at lower temperature)，並使非塊狀之薄膜狀(film like)之島狀麻田散體生成，同時可將以極低C型式生成的島狀麻田散體予以微細化的技術。又，於專利文獻7中，揭示了對熔接熱影響部的島狀麻田散體的分率設定上限的技術。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開昭57-051243號公報
[專利文獻2]日本專利3546308號公報(日本專利特開2002-256379號公報)
[專利文獻3]日本專利特開2005-2476號公報
[專利文獻4]日本專利特開2007-084912號公報
[專利文獻5]日本專利特開2008-163446號公報
[專利文獻6]日本專利3602471號公報
[專利文獻7]日本專利特公平06-076615號公報(日本專利特開昭62-214126號公報)
但是，專利文獻4中記載之技術，雖可減低島狀麻田散體，但為了補償C減低所造成的強度降低，而必須添加0.03質量%以上的Nb，如此有生成島狀麻田散體之虞。更且，此技術係利用Ti氧化物作為變態生成核，故存在微細分散的問題。
又，專利文獻5中記載的技術，雖可減低島狀麻田散體，且藉由添加適切量之Ca，可將肥粒鐵變態核微細分散，但因為必須添加Ni，故有合金成本高的問題。
又，專利文獻6中記載的技術，相較於減低島狀麻田散體的技術，係著眼於控制其形態，難以將高熱輸入熔接部的靭性根本改善。
更且，專利文獻7中記載的技術並非本發明對象之超過300kJ/cm的高熱輸入熔接，而以130kJ/cm以下的熔接作為對象，因此熔接熱影響部的冷卻速度較慢，於島狀麻田散體更容易生成之條件的高熱輸入熔接中，並無法直接應用。
於是，本發明之目的係藉由抑制熔接部附近之熔接熱影響部中的島狀麻田散體相之生成，使得即使施以熔接輸入熱量為超過300kJ/cm的高熱輸入熔接，亦可提供熔接部之靭性優良、屈服應力為460MPa以上的高熱輸入熔接用鋼材。
發明者等人針對對於屈服應力為460MPa以上之高強度鋼材施以熔接輸入熱量為超過300kJ/cm的高熱輸入熔接時，應使熔接部附近之熱影響部(HAZ)生成之島狀麻田散體的存在量減少之合金元素與島狀麻田散體之存在量的關係進行致力檢討。其結果發現，積極添加不會極力生成島狀麻田散體並且具有提高強度效果之Mn的同時，將雜質元素之P含量減低至0.012質量%以下，則高熱輸入熔接後之冷卻中生成的未變態沃斯田鐵易分解成滲碳體(cementite)，其結果，可減低島狀麻田散體的存在量，遂完成本發明。
即，本發明中發現，若積極添加此Mn，代替先前已知之具有提高強度效果的C和合金元素的增加，則不會極力生成島狀麻田散體並且具有提高鋼材強度之效果。更且，將作為雜質元素P的含量減低至0.012質量%以下，則取得高熱輸入熔接後之冷卻中生成的未變態沃斯田鐵易分解成滲碳體之先前未知的新穎發現。其結果，於鋼材經高強度化之情形中，亦發現可減低島狀麻田散體的存在量，遂完成本發明。
即，本發明為一種高熱輸入熔接用鋼材，其含有C：0.03~0.08質量%、Si：0.01~0.15質量%、Mn：1.8~2.6質量%、P：0.012質量%以下、S：0.0005~0.0040質量%、Al：0.005~0.1質量%、Nb：0.003~0.03質量%、Ti：0.003~0.03質量%、N：0.0025~0.0070質量%、B：0.0003~0.0025質量%，且，依使以下述(1)式：
Ceq =C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15...(1)
(其中，上述式中之元素符號表示各元素的含量(質量%))所示之碳當量(carbon equivalent)Ceq 為含有0.33~0.45之範圍含有上述成分，且殘餘部分為具有Fe及不可避免雜質所構成的成分組成，在施以熔接輸入熱量為超過300kJ/cm之高熱輸入熔接時，熔接附近之熱影響部組織中的島狀麻田散體為1體積%以下。
本發明之高熱輸入熔接用鋼材，其特徵除了上述成分組成之外，進一步含有V：0.2質量%以下。
又，本發明之高熱輸入熔接用鋼材，其特徵除了上述成分組成之外，進一步含有自Cu：1.0質量%以下、Ni：1.0質量%以下、Cr：0.4質量%以下及Mo：0.4質量%以下之中選出之1種或2種以上。
又，本發明之高熱輸入熔接用鋼材，其特徵除了上述成分組成之外，進一步含有自Ca：0.0005~0.0050質量%、Mg：0.0005~0.0050質量%、Zr：0.001~0.02質量%及REM：0.001~0.02質量%之中選出之1種或2種以上。
若根據本發明，即使施以超過300kJ/cm的高熱輸入熔接，亦可取得熔接熱影響部之靭性優良的鋼材。因此，本發明之鋼材適合使用於由埋弧熔接、電氣體熔接、電渣熔接等之高熱輸入熔接所施工的船舶和大型鋼構造物。
首先，說明關於本發明鋼材特徵之熔接部附近的熱影響部組織。
島狀麻田散體：1體積%以下
圖3為示出HAZ之MA分率(體積%)與HAZ之vTrs(℃)的關係圖。可知藉由將HAZ之MA分率設為1體積%以下，使得vTrs為-55℃以下。另外，本發明所要求之HAZ靭性程度係vTrs為-55℃以下。
如前述般，本發明係藉將熔接部之熱影響部(HAZ)、尤其是曝露於最高溫而使沃斯田鐵(austenite)粗大化之熔接部附近的熱影響部中的島狀麻田散體生成抑制，以達到高熱輸入熔接部中之靭性提高的技術。為了取得此類效果，必須將上述熔接部附近的熱影響部中之島狀麻田散體的分率抑制於1體積%以下。此處，於本發明中，所謂熔接部附近的熱影響部，係指由熔接部起500μm以內範圍的熱影響部。熔接部附近之熱影響部的島狀麻田散體，可藉將熔接部剖面予以研磨、蝕刻(etching)，並且以SEM(scanning electron microscope)觀察則可確認。另外，熔接部附近之熱影響部的組織，除了上述島狀麻田散體以外，係以針狀肥粒鐵(acicularferrite)和貝氏體(bainite)為主，且包含肥粒鐵(ferrite)和波來鐵(perlite)等之組織。
其次，為了將熔接部附近之熱影響部的島狀麻田散體存在量減低至上述範圍，且一併達成高強度，針對本發明鋼材所應具有的成分組成進行說明。
C：0.03~0.08質量%
C係提高鋼材強度的元素，為了確保作為構造用鋼(structural steel)所必要之強度，必須含有0.03質量%以上。另一方面，若C超過0.08質量%，則易生成島狀麻田散體，故上限設定為0.08質量%。更佳為0.035~0.068質量%。
Si：0.01~0.15質量%
Si係作為熔製鋼時之脫氧劑(deoxidizing agent)所添加的元素，必須添加0.01質量%以上。但是，若超過0.15質量%，則除了母材的靭性降低之外，於高熱輸入熔接的熱影響部將生成島狀麻田散體，且易導致靭性降低。因此，Si定為0.01~0.15質量%之範圍。更佳為0.01~0.10質量%。
Mn：1.8~2.6質量%
Mn係在提高母材強度之同時，具有使於高熱輸入熔接後之冷卻中在熔接部附近之HAZ生成的島狀未變態沃斯田鐵易分解成滲碳體，而予以無害化之作用效果，於本發明中為極重要的元素。為了取得上述效果，必須添加1.8質量%以上。但是，若添加超過2.6質量%，則相反地，使熔接部的靭性降低。因此，Mn定為1.8~2.6質量%之範圍。較佳為1.9~2.3質量%之範圍。更佳為超過2.0%~2.3質量%。
P：0.012質量%以下
P係使高熱輸入熔接後冷卻中，在熔接部附近之HAZ生成之島狀未變態沃斯田鐵難以分解成滲碳體，且靭性降低的元素，尤其是含有超過0.012質量%時，上述不良影響變得顯著。圖2中示出僅改變P含量之鋼材(表1之No.3、17、18及19)的HAZ的MA分率。隨著P含量降低而HAZ的MA分率減少，且P為0.012質量%以下，MA分率為1體積%以下。
因此，本發明中，為了抑制上述弊病，係將P限制於0.012質量%以下。較佳為0.010質量%以下。更佳為0.006質量%以下。
S：0.0005~0.0040質量%
S為生成用以形成肥粒鐵之核生成部之MnS或CaS的必要元素，為了取得此類效果，必須含有0.0005質量%以上。但是，若超過0.0040質量%，則反而使母材的靭性降低。因此，S定為0.0005~0.0040質量%之範圍。更佳為0.0015~0.0030質量%。
Al：0.005~0.1質量%
Al係使鋼脫氧而添加的元素，必須含有0.005質量%以上。但是，若添加超過0.1質量%，則不僅母材的靭性，熔接金屬的靭性亦降低。因此，Al定為0.005~0.1質量%之範圍。較佳為0.01~0.1質量%之範圍。更佳為0.03~0.06質量%。
Nb：0.003~0.03質量%
Nb係有效確保母材之強度、靭性及熔接處之強度的元素。然而，添加未滿0.003質量%時，上述效果小，另一方面，添加超過0.03質量%時，於熔接熱影響部生成島狀麻田散體而使靭性降低。因此，Nb設為0.003~0.03質量%之範圍。更佳為0.005~0.02質量%。
Ti：0.003~0.03質量%
Ti於凝固時以TiN型式析出，抑制熔接熱影響部之沃斯田鐵粒粗大化，又，變成肥粒鐵的變態核，並參與熔接部的高靭性化。為了取得此類效果，必須添加0.003質量%以上。另一方面，若添加超過0.03質量%，則析出的TiN粗大化，無法取得上述效果。因此，Ti定為0.003~0.03質量%之範圍。更佳為0.005~0.02質量%。
N：0.0025~0.0070質量%
N為生成上述TiN的必要元素，於確保TiN必要量上，必須含有0.0025質量%以上。但是，若添加超過0.0070質量%，則由於輸入熔接熱使TiN熔解區域中的固熔N量增加，反而使熔接部的靭性降低。因此，N定為0.0025~0.0070質量%之範圍。再佳為0.0040~0.0060質量%。
B：0.0003~0.0025質量%
B係在熔接熱影響部生成BN，減低固熔N(solid solution N)之同時，作為肥粒鐵變態核而作用，故對於熔接熱影響部之高靭性化而言為有用的元素。於取得此種效果，必須添加0.0003質量%以上。但是，若添加超過0.0025質量%，則可淬性變高，反而導致靭性降低。因此，B定為0.0003~0.0025質量%之範圍。再佳為0.0005~0.0020質量%。
碳當量Ceq ：0.33~0.45
本發明之鋼材，除了上述成分為含有滿足上述組成範圍之外，必須含有下述(1)式：
Ceq =C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(1)
(其中，上述式中之元素符號為表示各元素的含量(質量%))所示之碳當量Ceq 為0.33~0.45之範圍。碳當量Ceq 未滿0.33，則無法取得所需要的母材強度。另一方面，碳當量Ceq 若超過0.45，則由於高熱輸入熔接，在熔接部附近之熱影響部生成的島狀麻田散體量超過1體積%，且熱影響部的靭性降低。較佳Ceq 為0.37~0.42之範圍。再佳Ceq 為0.39~0.42之範圍。
更且，本發明之鋼材除了上述必須成分之外，可再添加下述範圍的V。
V：0.2質量%以下
V係以VN型式析出，有助於提高母材的強度、韌性，同時，亦作為肥粒鐵生成核而作用，故可視需要添加。但是，過量添加反而導致靭性降低，故上限較佳係設定為0.2質量%。再佳為0.1質量%以下。
本發明之鋼材除了上述成分之外，以提高強度等為目的，可添加下述範圍之自Cu、Ni、Cr及Mo中選出之1種或2種以上。Cu：1.0質量%以下、Ni：1.0質量%以下、Cr：0.4質量%以下及Mo：0.4質量%以下。
Cu、Ni、Cr及Mo係對母材之高強度化有效的元素，為了取得此效果則必須添加Cu、Ni0.05質量%以上、Cr、Mo0.02質量%以上。但是，任一元素若大量添加，則對靭性造成不良影響，故在添加之情形，Cu、Ni最好分別為1.0質量%以下、Cr、Mo最好為0.4質量%以下。再佳，Cu、Ni分別為0.4質量%以下。
又，本發明之鋼材，除了上述成分之外，可添加下述範圍之自Ca、Mg、Zr及REM中選出至少1種或2種以上。
Ca：0.0005~0.0050質量%
Ca係用於固定S、和經由氧化物、硫化物的分散取得改善靭性效果而添加。為了取得上述效果，至少必須添加0.0005質量%。但是，即使添加超過0.0050質量%，上述效果僅為飽和。因此，添加Ca時，以0.0005~0.0050質量%之範圍為佳。再佳為0.0010~0.0030質量%。
Mg：0.0005~0.0050質量%、Zr：0.001~0.02質量%、REM：0.001~0.02質量%
Mg、Zr及REM均為藉由氧化物的分散而具有改善靭性效果的元素。為了表現此類效果，必須添加Mg為0.0005質量%以上、Zr及REM為0.001質量%。另一方面，即使添加之Mg超過0.0050質量%、Zr及REM超過0.02質量%，此效果僅為飽和。因此，添加此等元素時，以上述範圍為佳。再佳為，Mg：0.0010~0.0030質量%、Zr：0.005~0.015質量%、REM：0.005~0.015質量%。
本發明鋼材中之上述成分以外的殘餘部分為Fe及不可避免的雜質。但，若不會阻礙本發明作用效果的範圍，則不排斥含有其他元素。例如，作為不可避免的雜質，若為O：0.005質量%以下則為可容許。再佳為0.003質量%以下。
其次說明關於本發明之高張力鋼的組織。
本發明之高張力鋼的組織，係作成微細貝氏體主體組織，其較佳的面積率為60%以上、再佳為70%以上。微細貝氏體的面積率若未滿60%，則粗大之上部貝氏體組織增加且靭性降低。另外，面積率的上限並無特別限制。另外，本發明所謂之高張力鋼的微細貝氏體組織，係與多邊肥粒鐵(polygonal ferrite)和粗大之上部貝氏體組織(coarse upper bainite)不同。
另外，本發明之鋼材可依先前公知之方法製造，製造條件並無特別限制。
例如，本發明之鋼材可如下處理製造。首先，將熔融鐵以轉爐予以精鍊作成鋼後，進行RH脫氣，並且經過連續鑄造或造塊分塊步驟作成鋼片。將其於1250℃以下之溫度中再加熱，並以熱軋由加熱溫度至650℃之溫度區域中軋製成指定之板厚後，以空氣冷卻或以1~40℃/s之冷卻速度進行加速冷卻，並於200℃~600℃中停止冷卻且其後予以空氣冷卻，或者，於上述熱軋後，由650℃以上之溫度區域直接淬火並於500℃±150℃中回火的方法，於850℃至950℃之溫度區域中再加熱淬火並於500℃±150℃中回火，且於1000℃以下之溫度中再加熱常化，並於650℃以下回火等之步驟即可製造。又，以串聯式輥軋機予以熱軋中，亦可以通常所用的製造條件進行製造。又，本發明之鋼板的尺寸為板厚6mm以上的厚鋼板、或熱軋鋼板。
又，本發明之鋼板所應用的熔接方法無特別限制，於電弧熔接、埋弧熔接、電渣熔接、電氣體熔接、其他熱源之熔接方法亦可應用。
[實施例]
使用150公斤之高周波熔解爐(high-frequency melting furnace)，將具有表1所示成分組成的No.1~25鋼熔製，鑄造作成鋼塊後，熱軋(hot rolling)成厚度為70mm的鋼片。將此鋼片於1150℃中加熱2小時後，以板厚中心溫度為850℃以上熱軋成板厚為30mm的厚鋼板後，以板厚中心之冷卻速度為8℃/sec之方式加速冷卻(accelerated cooling)。此加速冷卻條件係以板厚60mm之厚鋼板1/4t的冷卻速度，於30mm之板厚中心進行模擬(simulate)。
另外，表1之No.26及27為與本發明相同申請人之[專利文獻2]日本專利特開2002-256379號公報(日本專利3546308號公報)之表2的No.39及43的鋼材，分別幾乎相同組成的鋼材。
又，關於表1之No.2與5組成之鋼，係於熱軋後，以板厚中心之冷卻速度為25℃/sec之方式予以加速冷卻，且對於母材強度提高了約150MPa的鋼材亦評價HAZ的靭性(分別為表2之No.28及29)。
其次，對上述30mm之厚鋼板，施以500℃×10min的回火處理(annealing treatment)後，由上述厚鋼板，以試驗片長度方向與板寬方向一致之方式，採集平行部14Φ ×85mm、標點間距離(gauge length)70mm之圓棒拉伸試驗片，測定母材強度(屈服應力YS，拉伸強度TS)。又，由上述厚鋼板，以試驗片長度方向與軋製方向一致之方式，採集2mmV切痕擺錘試驗片(V notch charpy specimen)，並以-100~40℃之範圍進行適當的擺錘衝擊試驗(Charpy impact test)，求出塑性破裂面率(ductile fracture ratio)50%之破裂面轉變溫度(fracture transition temperature)vTrs，並評估靭性。
更且，為了評估熔接熱影響部的靭性，由上述厚鋼板，採集寬80mm×長度80mm×厚度15mm的試驗片，於1450℃加熱後，賦予800~500℃冷卻270秒鐘的熱處理後，採集2mmV切痕擺錘試驗片，同上述處理評估靭性。此處，上述熱處理條件為相當於輸入熱量400kJ/cm之電氣體熔接之熱影響部的熱周期(heat cycle)。
又，將上述熱處理後的厚鋼板剖面予以研磨後，以2段蝕刻法(two-step etching method)現出島狀麻田散體後，使用SEM以2000倍攝影5個視野的組織照片，並將其予以影像解析(imaging analysis)，求出島狀麻田散體的平均面積分率，並以其作為熔接部附近之熱影響部(HAZ)的MA體積分率。
表2中，示出母材(厚鋼板)之拉伸特性和靭性及施以模擬熔接熱影響部之熱處理之試驗片的島狀麻田散體之分率與靭性的測定結果。由表2，發明例之No.1~11、28及29之鋼板中，島狀麻田散體的分率均為1體積%以下，熱影響部的vTrs全部均為-55℃以下，取得優良的熔接部靭性。
另外，僅作為參考，於本發明例中，亦測定關於熱影響部之-10℃及-40℃中的吸收能量(分別亦記述為vE-10 、vE-40 )。-10℃中之熱影響部的吸收能量vE-10 為257~297J，於-40℃中之熱影響部的吸收能量vE-40 為217~242J。此等吸收能量均比專利文獻3、5及6所揭示之熔接部附近之熱影響部的吸收能量更高，且可確認於本發明例中取得優良的熔接部靭性。
相對地，No.12~25、26及27(No.23除外)的比較例鋼板，因C、Mn、P、Ceq 等任一者均為超過本發明範圍，島狀麻田散體的分率為超過1體積%，為熱影響部之vTrs上升且靭性降低之例。又，No.22之比較例鋼板因N含量過低，故熔接部附近的游離B(free B)過剩，為可淬性(hardinability)變高且島狀麻田散體的分率增加之例，No.23之比較例鋼板，相反地N含量過高，故島狀麻田散體的分率為未達1體積%，為固熔N增加且靭性降低之例。
另外，No.26及27為與本發明相同申請人之[專利文獻2]日本專利特開2002-256379號公報(日本專利3546308號公報)之表2的No.39及43的鋼材，分別幾乎相同組成的鋼材，但因軋製後之冷卻速度和軋縮率等的製造條件不同(軋製後之冷卻速度：10℃/sec與8℃/sec之差異)(軋縮率：由100mm至20mm軋縮和由70mm至30mm軋縮之差異)，故所得母材之機械性能相較於[專利文獻2]所揭示母材的機械性能，其強度降低，但靭性程度大約相同。但是，No.26及27之HAZ的MA分率均為1.2體積%，超過本發明規定之1%。因此，vTrs均為-30℃，靭性程度低。
另外，此「-30℃」之結果，分別較[專利文獻2]之表3所揭示之HAZ之vTrs的-46℃、-48℃差。其係因[專利文獻2]所揭示之最高加熱溫度條件為1400℃，相對地本實施例之最高加熱溫度條件為高至1450℃(即，相當於輸入熱量更大的熔接條件)。
表2之No.28與29，分別將表1之No.2與5組成的鋼作成板厚30mm之厚鋼板後，以25℃/sec之冷卻速度冷卻，使母材強度提高約150MPa，即使於母材強度為高至約150MPa之情形，亦可確認取得與本發明同樣之優良的HAZ靭性。
(產業上之可利用性)
若根據本發明，即使進行超過300kJ/cm的高熱輸入熔接，亦可取得熔接熱影響部之靭性優良的鋼材。因此，本發明之鋼材極有助於以埋弧熔接和電氣體熔接、電渣熔接等之高熱輸入熔接所施工的造船和建築領域等之大型鋼構造物的品質提高。
圖1為說明熔接接頭部剖面的巨觀組織(macro structure)圖。
圖2為示出P含量與HAZ之MA分率(體積%)的關係圖。
圖3為示出HAZ之MA分率(體積%)與HAZ之vTrs(℃)的關係圖。

Claims (5)

  1. 一種高熱輸入熔接用鋼材，其特徵為含有C：0.03~0.08質量%、Si：0.01~0.10質量%、Mn：1.8~2.6質量%、P：0.012質量%以下、S：0.0005~0.0040質量%、Al：0.005~0.1質量%、Nb：0.003~0.02質量%、Ti：0.003~0.03質量%、N：0.0025~0.0060質量%、B：0.0003~0.0025質量%，且依使以下述(1)式所示之碳當量Ceq 為0.33~0.45之範圍含有上述成分，殘餘部分為具有Fe及不可避免的雜質所構成的成分組成，施以熔接輸入熱量為超過300kJ/cm之高熱輸入熔接時之熔接附近之熱影響部組織中之島狀麻田散體為1體積%以下；Ceq =C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(1)其中，上述式中之元素符號表示各元素的含量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項之高熱輸入熔接用鋼材，其中，除了上述成分組成之外，進一步含有V：0.2質量%以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之高熱輸入熔接用鋼材，其中，除了上述成分組成之外，進一步含有自Cu：1.0質量%以下、Ni：1.0質量%以下、Cr：0.4質量%以下及Mo：0.4質量%以下之中選出之1種或2種以上。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之高熱輸入熔接用鋼材，其中，除了上述成分組成之外，進一步含有自Ca：0.0005~0.0050質量%、Mg：0.0005~0.0050質量%、Zr： 0.001~0.02質量%及REM：0.001~0.02質量%中選出之1種或2種以上。
  5. 如申請專利範圍第3項之高熱輸入熔接用鋼材，其中，除了上述成分組成之外，進一步含有自Ca：0.0005~0.0050質量%、Mg：0.0005~0.0050質量%、Zr：0.001~0.02質量%及REM：0.001~0.02質量%中選出之1種或2種以上。
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