TWI551387B

TWI551387B - Large heat into the welding steel

Info

Publication number: TWI551387B
Application number: TW101106662A
Authority: TW
Inventors: Tomoyuki Yokota; Seiji Nabeshima; Kimihiro Nishimura; Shinji Mitao
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2012-03-01
Filing date: 2012-03-01
Publication date: 2016-10-01
Also published as: TW201336613A

Description

大入熱量焊接用鋼材

本發明係關於諸如造船(ship)、建築、土木(civil engineering)等的各種鋼構造物(various steel structures)所使用之鋼材(structural steel plate)，特別係相關適用於焊接入熱量超過300kJ/cm之大入熱量焊接(high heat input welding)的鋼材。

在諸如造船、建築、土木等領域中所使用的鋼材，一般係利用焊接接合修整為所需形狀的鋼構造物。該等鋼構造物中，就從安全性的觀點，要求所使用鋼材的母材韌性(base plate toughness)係理所當然，且亦要求焊接部的韌性(weld toughness)優異。

另一方面，該等鋼構造物與船舶隨越來越大型化、所使用鋼材的高強度化．厚板化，對焊接施工有使用諸如：潛弧焊接(submerged arc welding)、電氣焊接(electrogas arc welding)及電渣焊接(electroslag welding)等高效率的大入熱量焊接(high-efficiency high heat input welding)。所以，當利用大入熱量焊接施行焊接施工時，便需要焊接部的韌性(weld toughness)優異之鋼材。

但是，一般已知若焊接入熱量變大，因為焊接熱影響部(熱影響部(Heat Affected Zone)，亦稱「HAZ」)的組織 (microstructure)會粗大化，所以焊接熱影響部的韌性(亦稱「HAZ韌性」)會降低。針對此種因大入熱量焊接所造成的韌性降低，截至目前已有提案多種對策。例如利用TiN的細微分散而抑制沃斯田鐵粒(austenite grain)粗大化、及當作肥粒鐵變態核(ferrite nucleation site)作用的技術，已然實用化。又，亦有開發出使Ti的氧化物分散之技術(專利文獻1)。

然而，TiN利用為主體的技術，就經加熱至TiN會溶解的溫度域(TiN dissolution temperature)之焊接熱影響部，會出現Ti所具有的上述沃斯田鐵粒粗大化抑制效果會消失，且基底組織會因固溶Ti(solute Ti)與固溶N(solute N)而脆化導致韌性明顯降低的問題。

再者，利用Ti氧化物的技術，會有頗難使氧化物均勻細微分散的問題。

但是，就將TiN利用為主體的技術，已知在專利文獻2有將成為熔合附近(adjacent to fusion line)出現脆化原因，隨TiN溶解(dissolution of TiN)產生的固溶N，利用在焊接材料與鋼板中所添加的B予以固定之技術。

專利文獻2中，在不會對鋼板中的韌性造成不良影響程度下添加B，且在焊接金屬部中由焊接材料(銲線(wire)或助焊劑(flux))，施行僅可抑制從沃斯田鐵晶界(austenite grain boundary)生成側板條肥粒鐵(ferrite side plate)析出的足夠B 添加，俾利用來自焊接金屬部(weld metal)的B擴散，對焊接熱影響部供給為將因TiN溶解所生成固溶N予以固定的必要最小極限B量，而可使大入熱量焊接部的焊接金屬、焊接熱影響部及熔合部(fusion line)均形成高韌性。

另一方面，降伏強度(yield strength)達460N/mm²以上，且C量或合金添加量較多的鋼成分中，在經施行焊接入熱量超過300kJ/cm之大入熱量焊接時的熔合部組織中，會形成數vol%的島狀麻田散鐵(Martensite-Austenite constituent)(亦稱「MA」)的硬質脆化組織(brittle microstructure)，此現象會有阻止更加提升韌性的問題。

所以，特別係為改善高強度等級的大入熱量HAZ韌性，便必需更加抑制沃斯田鐵粒的粗大化、以及降低島狀麻田散鐵。降低大入熱量HAZ之島狀麻田散鐵量的技術，在專利文獻3、專利文獻4、及專利文獻5中有揭示。

專利文獻3係減少C量，同時增加Mn量，而使變態開始溫度(transformation start temperature)降低，藉此減少C對未變態沃斯田鐵(untransformed austenite)的分配，而可抑制島狀麻田散鐵的生成。

另一方面，專利文獻4係除減少C量、Si量之外，亦減少P量，係對減少大入熱量焊接HAZ部之島狀麻田散鐵量而言屬重要。專利文獻5係就藉由積極添加Cr、Mo、V等，即便冷卻速度較慢，仍可控制低溫變態變韌鐵(bainite transformed at lower temperature)的生成，形成非為塊狀而是薄膜狀島狀麻田散鐵組織而進行努力，同時亦使依極低C生成的島狀麻田散鐵組織形成細微。

再者，專利文獻6係規定利用焊接入熱在130kJ/cm以下的焊接所施行焊接熱影響部的島狀麻田散鐵分率上限。

另外，大入熱量HAZ韌性的改善並非利用島狀麻田散鐵的控制實施，而就HAZ組織的結晶粒徑細微化觀點實施者，係有如專利文獻7所揭示：在利用TiO的鋼中，藉由B的微量添加，而抑制從晶界的變態，且利用Mn添加量的增加而增加肥粒鐵變態驅動力，俾使TiO-MnS複合析出物當作晶粒內變態核的效果增大，使結晶粒細微化而提升HAZ韌性的技術。

另一方面，如上述，觸及Ti氧化物安定地分散生成的實際操作上困難之觀點，專利文獻8有揭示：將Al設定為比較高，並施行Al脫氧，特別係抑制TiO生成，且代替的TiN之釘札效應(pinning effect)進行最大極限活用，俾達成HAZ結晶粒的細微化。

[先行技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開昭57-51243號公報[專利文獻2]日本專利3722044號公報[專利文獻3]日本專利特開2007-84912號公報 [專利文獻4]日本專利特開2008-163446號公報[專利文獻5]日本專利3602471號公報[專利文獻6]日本專利2135056號公報[專利文獻7]日本專利特開2007-277681號公報[專利文獻8]日本專利特開2011-6772號公報

專利文獻2的技術係將因TiN的溶解而在熔合部附近對韌性構成不良影響的固溶N，利用來自焊接金屬部的B擴散予以固定之劃時代技術，但卻無法避免因TiN的固溶而導致沃斯田鐵粒的粗大化抑制效果降低。又，利用Ti氧化物的技術並無法解決頗難使Ti氧化物呈均勻細微分散的問題。

另一方面，相關減少島狀麻田散鐵的先行文獻中，專利文獻3係取代減少C含有量，改為必需將為強度補償用的Nb設為0.03質量%以上，會有因而導致島狀麻田散鐵生成的顧慮。

專利文獻4中，可減少島狀麻田散鐵，且藉由Ca的適當添加，便可使變態生成核呈細微分散，但Ni添加係屬必需，會有導致合金成本提高的問題。

再者，專利文獻5係與其說減少島狀麻田散鐵的分率(MA volume fraction)，不如說係以其形態控制為主目的，但大入熱量HAZ韌性頗難獲徹底改善。專利文獻6係以焊接入熱在130kJ/cm以下的焊接為對象，並無法成為較容易生成島狀麻田散鐵之超過300kJ/cm的大入熱量焊接之韌性改善參考。專利文獻7的技術會有因屬於沃斯田鐵形成元素的Mn量增加，而造成島狀麻田散鐵不良影響的顧慮。又，專利文獻8的技術係就僅使用TiN的結晶粒細微化仍存在有極限，頗難達成本發明所達成的低溫韌性。

本發明目的在於提供：不會耗費合金成本，透過沃斯田鐵粒的粗大化抑制、與島狀麻田散鐵減少，而達到大入熱量HAZ韌性提升，當施行焊接入熱量超過300kJ/cm之大入熱量焊接時，具備有優異HAZ韌性的大入熱量焊接用鋼材。

本發明者等係就當對降伏強度達460N/mm²以上的高強度鋼，施行焊接入熱量超過300kJ/cm的大入熱量焊接時，熔合部附近的HAZ韌性提升進行深入鑽研。結果發現：1.就沃斯田鐵粒的粗大化抑制，Ti氧化物與TiN的釘札併用係具有效果；2.就減少島狀麻田散鐵，若積極添加盡力不致使生成島狀麻田散鐵且能有效提升強度之元素的Mn，同時將屬於雜質元素的P量降低至0.008質量%以下，係屬有效，幾乎可抑制島狀麻田散鐵生成。

相關Ti氧化物與TiN的釘札併用，在製鋼階段的初期脫氧步驟中，將屬於強脫氧元素的Al添加量抑制為必要最小極限，俾確保熔鋼中的溶存氧之前提下，添加Ti，經晶出Ti氧化物之後，迅速移至鑄造步驟進行一連串處理步驟的最佳化，藉此可達成確保在鋼胚內呈均勻分散且較難粗大化的Ti氧化物。

另一方面，相關島狀麻田散鐵量的減少，發現利用Mn的增加、P的減少，而可使經大入熱量焊接後在冷卻中所生成C濃度較高的未變態沃斯田鐵，較容易分解為雪明碳鐵，而可減少熱影響部組織中的島狀麻田散鐵量。

本發明係以上述所獲得發現為基礎，經更進一步檢討而完成，即，本發明係如下述。

1.一種大入熱量焊接用鋼材，係含有：C：0.03~0.08質量%、Si：0.01~0.15質量%、Mn：1.8~2.6質量%、P：0.008質量%以下、S：0.0005~0.0040質量%、Al：0.005質量%以下、Nb：0.003~0.03質量%、Ti：0.005~0.030質量%、N：0.0050~0.0080質量%、B：0.0003~0.0025質量%、Ceq(IIW)：0.33~0.45、其餘為Fe及不可避雜質的化學成分，當施行焊接入熱量超過300kJ/cm之大入熱量焊接時，熔合附近的熱影響部組織係舊沃斯田鐵粒徑(prior austenite grain diameter)為200μm以下、島狀麻田散鐵面積分率為1.0%以下。

其中，Ceq(IIW)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，各元素符號係表示各元素的含有量(質量%)。

2.如1所記載的大入熱量焊接用鋼材，其中，化學成分係更進一步含有V：0.2質量%以下。

3.如1或2所記載的大入熱量焊接用鋼材，其中，化學成分係更進一步含有從：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%以下之中選擇之1種或2種以上。

4.如1至3項中任一項所記載的大入熱量焊接用鋼材，其中，化學成分係更進一步含有從：Ca：0.0005~0.0050質量%、Mg：0.0005~0.0050質量%、Zr：0.001~0.02質量%、REM：0.001~0.02質量%之中選擇之1種或2種以上。

根據本發明，即便施行超過300kJ/cm的大入熱量焊接，仍可獲得具有優異焊接熱影響部韌性的鋼材，所以對利用諸如潛弧焊接、電氣焊接、電渣焊接等大入熱量焊接，施工的大型構造物之品質提升具有大幅貢獻。

本發明係規範成分組成、以及依超過300kJ/cm之大入熱量焊接所形成焊接熱影響部的組織。

[成分組成]

C：0.03~0.08質量%

C係為能獲得當作構造用鋼的必要強度，便將下限設為0.03質量%，為抑制島狀麻田散鐵的生成量，便將上限設為0.08質量%。且，較佳係0.035~0.068質量%。

Si：0.01~0.15質量%

Si係在製鋼步驟中當作脫氧材(deoxidizing agent)用，必需達0.01質量%以上，但若超過0.15質量%，則除母材的韌性會劣化之外，亦會在大入熱量焊接熱影響部生成島狀麻田散鐵而導致韌性劣化，故設定為0.01~0.15質量%。且，較佳係0.01~0.10質量%。

Mn：1.8~2.6質量%

Mn在本發明中係屬於重要的元素，為能不受其他合金元素的影響，均可確保母材強度，必需設定為含有1.8質量%以上。相較於添加諸如Ni等其他合金元素的情況，較容易將經大入熱量焊接後在冷卻中所生成C濃度較高的未變態沃斯田鐵，分解為雪明碳鐵，俾抑制島狀麻田散鐵的生成，就確保熱影響部的韌性具有效果。若超過2.6質量%，因為會使焊接部的韌性劣化，所以設定為1.8~2.6質量%。較佳係設定為1.8~2.2質量%。更佳係超過2.0%~2.2質量%。

P：0.008質量%以下

P亦是屬於本發明的重要元素，若超過0.008質量%，經大入熱量焊接後在冷卻中所生成C濃度較高的未變態沃斯田鐵，不易分解為雪明碳鐵，而會形成MA，導致韌性劣化，所以設為0.008質量%以下。較佳係設為0.006質量%以下。

S：0.0005~0.0040質量%

S係為生成促進晶粒內變態俾達韌性提升的有效MnS或 CaS，必需設為0.0005質量%以上，但因為若超過0.0040質量%，會使母材的韌性劣化，所以設為0.0005~0.0040質量%。更佳係0.0015~0.0030質量%。

Al：0.005質量%以下

若Al含有量偏高，便不會生成Ti氧化物，導致大入熱量焊接熔合部附近的沃斯田鐵粒呈粗大化，造成韌性降低。所以，本發明中，為使生成Ti氧化物，設定為盡量不含有Al，即便含有亦是0.005質量%為止。較佳係0.004%以下。

Nb：0.003~0.03質量%

Nb係為確保母材強度．韌性及接頭強度的有效元素，若未滿0.003%，則此項效果較小。若含有超過0.03質量%，會因焊接熱影響部形成島狀麻田散鐵而導致韌性劣化，所以設為0.003~0.03質量%。更佳係0.005~0.02質量%。

Ti：0.005~0.030質量%

Ti係在凝固時會成為屬於二次脫氧生成物的Ti氧化物並分散，而其剩餘成份會更進一步成為TiN並析出，而抑制焊接熱影響部的沃斯田鐵粗大化，且會成為肥粒鐵變態核而對高韌性化具有貢獻。已知對釘札具貢獻的Ti氧化物，係尺寸越小則效果越大，本發明目標係確保1.0μm以下的Ti氧化物。所以，若Ti添加量未滿0.005質量%，則無法確保對釘札具充分貢獻的Ti氧化物量，反之，若Ti過剩時，無法依氧化物形式晶出的Ti會依TiN形式析出，若超過0.030 質量%，則該TiN粒子會粗大化，導致無法獲得抑制沃斯田鐵粗大化的效果，所以設為0.005~0.030質量%。更佳係0.005~0.02質量%。

N：0.0050~0.0080質量%

N係為確保TiN必要量的必要元素，若未滿0.0050質量%則無法獲得充分的TiN量，反之，若超過0.0080質量%，因在TiN會溶解之區域中的固溶N量增加，而導致焊接熱影響部的韌性降低，且焊接金屬的韌性亦會降低，所以設為0.0050~0.0080質量%。較佳係0.0052%~0.0080質量%、更佳係0.0055%~0.0080質量%。

另外，為能充分活用Ti氧化物以及TiN釘札效應，且抑制固溶N過剩時的韌性降低情形，更佳係Ti量與N量分別控制在上述範圍，且將Ti/N比控制在1.3~2.5範圍。

B：0.0003~0.0025質量%

B係屬於在焊接熱影響部會生成BN，而降低固溶N，且具有當作肥粒鐵變態核作用的元素。會能獲得此種效果，必需達0.0003質量%以上，但若添加超過0.0025質量%，則淬火性會過剩導致韌性劣化，所以設為0.0003~0.0025質量%。更佳係0.0005~0.0020質量%。

Ceq(IIW)：0.33~0.45

若Ceq(IIW)[依=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15表示，且各元素符號係表示各元素的含有量(質量%)]未滿 0.33，則無法獲得必要的母材強度。反之，若Ceq超過0.45，則會因大入熱量焊接，導致在熔合部附近的熱影響部所生成島狀麻田散鐵之面積分率超過1.0%，造成熱影響部的韌性劣化，因而限制為0.33~0.45，較佳係設為0.37~0.42。更佳Ceq係0.39~0.42範圍。

本發明亦可更進一步含有具有當作肥粒鐵生成核之機能的V、及/或具有強度提升等機能之從Cu、Ni、Cr、Mo中選擇之至少1種或2種以上。

V：0.2質量%以下

V係對母材的強度．韌性提升具有貢獻，且形成VN而具有當作肥粒鐵生成核的作用。為能獲得此項效果，較佳係含有達0.03質量%以上，但若超過0.2質量%，反而會導致韌性降低，所以當含有的情況，較佳係設為0.2質量%以下。更佳係0.1質量%以下。

Cu：1.0質量%以下

Cu係屬於母材高強度化的有效元素。為能獲得此項效果，較佳係含有達0.2質量%以上，但若過剩含有，則會對韌性構成不良影響，因而當含有的情況，較佳將上限設為1.0質量%。更佳係0.4質量%以下。

Ni：1.0質量%以下

Ni係屬於母材高強度化的有效元素。為能獲得此項效果，較佳係含有達0.2質量%以上，但若過剩含有，則會對韌性構成不良影響，因而當含有的情況，較佳將上限設為1.0質量%。更佳係0.4質量%以下。

Cr：0.4質量%以下

Cr係屬於母材高強度化的有效元素。為能獲得此項效果，較佳係含有達0.1質量%以上，但若過剩含有，則會對韌性構成不良影響，因而當含有的情況，較佳將上限設為0.4質量%。

Mo：0.4質量%以下

Mo係屬於母材高強度化的有效元素。為能獲得此項效果，較佳係含有達0.1質量%以上，但若過剩含有，則會對韌性構成不良影響，因而當含有的情況，較佳將上限設為0.4質量%。

本發明亦可更進一步含有從Ca、Mg、Zr、REM中選擇之至少1種或2種以上。

Ca：0.0005~0.0050質量%

Ca係屬於利用S的固定、氧硫化物的分散而產生韌性改善效果的元素。為使發揮此種效果，較佳係含有至少0.0005質量%以上，但若含有超過0.0050質量%，則效果已達飽和，因而當含有的情況，較佳係設為0.0005~0.0050質量%。更佳係0.0010~0.0030質量%。

Mg：0.0005~0.0050質量%

Mg係屬於利用氧化物的分散而產生韌性改善效果的元素。為使發揮此種效果，較佳係含有至少0.0005質量%以上，但若含有超過0.0050質量%，則效果已達飽和，因而當含有的情況，較佳係設為0.0005~0.0050質量%。更佳係0.0010~0.0030質量%。

Zr：0.001~0.02質量%

Zr係屬於利用氧化物的分散而產生韌性改善效果的元素。為使發揮此種效果，較佳係含有至少0.001質量%以上，但若含有超過0.02質量%，則效果已達飽和，因而當含有的情況，較佳係設為0.001~0.02質量%。更佳係0.005~0.0015質量%。

REM：0.001~0.02質量%

REM係屬於利用氧化物的分散而產生韌性改善效果的元素。為使發揮此種效果，較佳係含有至少0.001質量%以上，但若含有超過0.02質量%，則效果已達飽和，因而當含有的情況，較佳係設為0.001~0.02質量%。更佳係0.005~0.0015質量%。

本發明中，O係為使能形成Ti氧化物，較佳含有達0.0010%以上。另一方面，若含有達0.0040%以上，便會生成粗大的TiO，會有導致韌性降低的可能性，所以較佳為0.0040%以下。

[焊接熱影響部之組織]

焊接熱影響部的組織係將熔合附近的組織規定為「舊沃斯田鐵粒徑：200μm以下、島狀麻田散鐵面積分率1.0%以下」。

圖1所示係實施例的表2所記載HAZ之MA分率(vol%)、與HAZ之vTrs(℃)間之關係圖。得知藉由將舊沃斯田鐵粒徑設為200μm以下、且將HAZ的MA分率設為1vol%以下，即可使vTrs在-55℃以下。另外，本發明所要求的HAZ之韌性程度係vTrs為-55℃以下。

如前述，本發明係藉由即便暴露於焊接熱影響部(HAZ)中最高溫，仍抑制沃斯田鐵(austenite)粗大化的熔合部附近之沃斯田鐵粒成長、以及島狀麻田散鐵生成，俾達大入熱量焊接部的韌性提升之技術。為能獲得此項效果，必需將上述熔合部附近的熱影響部之舊沃斯田鐵粒徑抑制在200μm以下，且將島狀麻田散鐵的面積分率抑制在1.0%以下。

此處所謂「熔合附近的熱影響部」係指距熔合部在500μm以內範圍的熱影響部。熔合附近的熱影響部之舊沃斯田鐵粒徑，係對焊接部的剖面施行研磨．蝕刻，並利用光學顯微鏡進行觀察而可確認。

熔合附近的熱影響部之島狀麻田散鐵，同樣的亦是對焊接部的剖面施行研磨．蝕刻(etching)，並利用SEM(scanning electron microscope，光學顯微鏡)進行觀察而可確認。另外，熔合部附近的熱影響部組織係除上述島狀麻田散鐵之外，主要為針狀肥粒鐵(acicular ferrite)、變韌鐵，且含有肥粒鐵(ferrite)、波來鐵(perlite)等的組織。

本發明的鋼材係例如依如下述進行製造。首先，將熔鐵(hot metal)利用轉爐(converter)施行精煉而形成鋼之後，施行RH脫氣(RH degasifying)，經連續鑄造(continuous cast)或造塊(ingot casting)-分塊(blooming)步驟，而形成鋼片。將所獲得鋼片施行再加熱，並施行熱軋。配合所需的強度、韌性，施行熱軋後，經放冷、或更在上述熱軋後，施行諸如加速冷卻(accelerated cooling)、直接淬火(direct quenching)-回火(tempering)、再加熱淬火(reheating and quenching)-回火、再加熱正火(reheating and normalizing)-回火等任一種熱處理。以下，針對本發明的作用效果，根據實施例進行具體說明。

[實施例]

利用150kg的高頻熔解爐(high-frequency melting furnace)，熔製表1-1及表1-2所示組成的鋼之後，利用熱軋形成厚度70mm的鋼胚(slab)，經1150℃施行2小時加熱後，施行熱軋，而精製為板厚中心在溫度850℃時為30mm之後，依8℃/s冷卻速度施行加速冷卻。冷卻速度係60mm板厚的1/4位置處之冷卻速度，在30mm板厚中心施行模擬(simulate)者。

將經軋延過的30mm板依500℃施行10分鐘回火之後，再採取平行部14 ×85mm、標點間距離(gauge length)70mm的圓棒拉伸試驗片、與2mmV缺口夏比試驗片，並評價母材的強度(降伏應力YS、拉伸強度TS)、與韌性。另外，2mmV缺口夏比試驗片係依-100~40℃範圍適當地施行夏比衝擊試驗(Charpy impact test)，求取延性破裂率(ductile fracture ratio)成為50%時的破裂轉移溫度(fracture transition temperature)vTrs，並評價韌性。

再者，為測定經焊接熱循環後的特性，從該等鋼板採取寬80mm×長80mm×厚15mm的試驗片，經加熱至1450℃後，再依270s冷卻至800~500℃(相當於電氣焊接時的入熱量400kJ/cm之焊接熱影響部)而賦予重現焊接熱循環(Simulated Weld Thermal Cycle)，利用2mmV缺口夏比試驗(V notch charpy impact specimen)，評價重現焊接熱影響部(Simulated HAZ)的韌性。

重現焊接熱影響部的舊沃斯田鐵粒徑，係經利用硝太蝕刻(nital etching)而呈現微觀組織後，描繪5張光學顯微鏡的100倍照片，分別施行影像解析(imaging analysis)，並計算出其圓相當直徑的平均值。重現焊接熱影響部的島狀麻田散鐵之面積分率，係經利用2段蝕刻法(two-step etching method)而呈現島狀麻田散鐵之後，再描繪(trace)5張SEM的2000倍照片，分別施行影像解析，並計算平均值

表2及圖1所示係舊沃斯田鐵粒徑、島狀麻田散鐵的面積分率、重現焊接熱影響部的韌性、以及母材的機械性質。由表2及圖1得知，發明例均係舊沃斯田鐵粒徑在200μm以下、島狀麻田散鐵面積分率在1.0%以下，可獲得良好的重現焊接熱影響部韌性。

相對於此，比較例係舊沃斯田鐵粒徑超過200μm、或島狀麻田散鐵的面積分率超過1.0%，導致重現焊接熱影響部的韌性差。該等比較例係C、Si、Mn、P、Al、Nb、Ti、B、N、Ceq(IIW)、所選擇元素之一的Cr等之數值，踰越本發明範圍外。

另外，僅止於參考用，亦測定本發明例的熱影響部在-10℃及-40℃時之吸收能量(分別稱「vE_-10」、「vE_-40」)。-10℃時的熱影響部之吸收能量vE_-10係257~297J，-40℃時的熱影響部之吸收能量vE_-40係217~242J。該等吸收能量均較高於專利文獻2、3、4、5及7的實施例所揭示發明鋼的熔合部附近之熱影響部吸收能量，可確認本發明例能獲得優異的焊接部韌性。

圖1係舊沃斯田鐵粒徑、島狀麻田散鐵之面積分率、及重現焊接熱影響部之韌性。

Claims

一種大入熱量焊接用鋼材，係含有：C：0.03~0.08質量%、Si：0.01~0.15質量%、Mn：1.8~2.6質量%、P：0.008質量%以下、S：0.0005~0.0040質量%、Al：0.005質量%以下、Nb：0.003~0.03質量%、Ti：0.005~0.030質量%、N：0.0050~0.0080質量%、B：0.0003~0.0025質量%、Ceq(IIW)：0.33~0.45、其餘為Fe及不可避雜質的化學成分，Ti/N比為1.3~2.5，且在鋼材凝固時Ti成為Ti氧化物分散，其剩餘成份進一步成為TiN析出，存在1.0μm以下之尺寸的Ti氧化物；當施行焊接入熱量超過300kJ/cm之大入熱量焊接時，熔合附近的熱影響部組織係舊沃斯田鐵粒徑為200μm以下、島狀麻田散鐵面積分率為1.0%以下；其中，Ceq(IIW)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，各元素符號係表示各元素的含有量(質量%)。
如申請專利範圍第1項之大入熱量焊接用鋼材，其中，化學成分係更進一步含有V：0.2質量%以下。
如申請專利範圍第1項之大入熱量焊接用鋼材，其中，化學成分係更進一步含有從：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%以下之中選擇之1種或2種以上。
如申請專利範圍第2項之大入熱量焊接用鋼材，其中，化學成分係更進一步含有從：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%以下之中選擇之1種或2種以上。
如申請專利範圍第1至4項中任一項之大入熱量焊接用鋼材，其中，化學成分係更進一步含有從：Ca：0.0005~0.0050質量%、Mg：0.0005~0.0050質量%、Zr：0.001~0.02質量%、REM：0.001~0.02質量%之中選擇之1種或2種以上。