法律状态公告日
法律状态信息
法律状态
2019-07-26
专利权人的姓名或者名称、地址的变更 IPC(主分类):C22C38/00 变更前: 变更后: 申请日:20041126
专利权人的姓名或者名称、地址的变更
2019-06-14
专利权人的姓名或者名称、地址的变更 IPC(主分类):C22C38/00 变更前: 变更后: 申请日:20041126
专利权人的姓名或者名称、地址的变更
2013-04-17
专利权人的姓名或者名称、地址的变更 IPC(主分类):C22C38/00 变更前: 变更后: 申请日:20041126
专利权人的姓名或者名称、地址的变更
2008-10-01
授权
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2007-02-14
实质审查的生效
实质审查的生效
2006-12-27
公开
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技术领域
本发明涉及高强度钢及海洋结构件，特别涉及焊接部韧性优良的焊接用高强度钢及海洋结构件。
更具体来说，本发明涉及在建筑物、土木结构件、建设机械、船舶、管道、罐、海洋结构件等中被作为焊接结构件使用的焊接用高强度钢，特别涉及海洋结构件中所使用的焊接用高强度钢及海洋结构件，例如涉及屈服强度在420N/mm2以上、板厚在50mm以上的厚壁高强度钢板及使用了它的海洋结构件。
背景技术
近年来，能量需求有逐渐增加的倾向，对于海底石油资源的探索十分活跃。其中所使用的海洋结构件，例如平台、自升式钻井平台逐步大型化，与之相伴，钢板等所用钢材逐步厚壁化，因而对于安全性的进一步的确保成为重要的课题。
虽然在通常的海洋结构件中，使用屈服应力为300～360MPa级的中强度钢材，然而在如前所述的大型结构件中，有时要使用强度为460～700MPa级的高强度、板厚超过100mm的极厚高强度钢材。
另外，近年来海底石油资源的探索地域正在向寒冷地带或深水区域移动，在这些地域或海域中工作的海洋结构件被暴露于极为严酷的气象和海洋条件中。
为此，对于在这些海洋结构件中所使用的钢材，要求有在例如-40℃以下的非常严酷的低温区域中的韧性，并且当然还要求有焊接性。
另外，从安全性的方面考虑，使用者的检查基准也非常严格，对于母材、焊接部，除了以往的摆锤冲击值的规定以外，还都要通过规定在最低使用温度下的CTOD值来评价韧性。即，即使在作为对以10mm×10mm的大小切割采样的微小实验片的评价实验的摆锤冲击实验中获得了稳定的特性的情况下，也经常发生在以结构件的实际厚度的实验片来评价的CTOD特性中无法满足所需特性的情况，另外，现在被要求有更为严格的CTOD特性。
并不仅限于被像这样在设于冰水海域中的海洋结构件中使用的钢材，对于在比它更为温和的环境下使用的用于寒冷地带的线路管道或船舶、LNG罐等大型焊接结构件中使用的钢材，也强烈地要求提高焊接热影响部(以下称作HAZ)的低温韧性。
另一方面，为了在-40℃以下的低温区域中获得高韧性，不得不在焊接效率差的低线能量的焊接条件下进行焊接。在海洋结构件的建造成本中所占的焊接施工成本较大。降低焊接施工成本的最为直接的方法是，采用能够实现大线能量焊接的高效率焊接法，减少焊接层数。
所以，现在十分重要的是，对低温韧性的要求严格的面向寒冷地带的结构件要考虑HAZ的韧性而进行焊接施工成本尽可能低的焊接。
以往为了使钢材的HAZ的韧性很大地提高，已知低C化是有效的方法，为了弥补由低C化造成的强度降低，已经实现了添加各种合金带来的高强度化、利用了时效析出硬化作用的高强度化。例如，在ASTM A710中，公布有利用了Cu的时效析出硬化作用的钢，实施了若干基于此种方法的报告。
例如，在特公平7-81164号公报、特开平5-186820号公报、特开平5-179344号公报中，提出了焊接部的韧性优良的Cu析出型钢。
但是，在特公平7-81164号公报中，只不过是评价了板厚30mm、以焊接线能量40kJ/cm得到的焊接接头的摆锤冲击特性，很难认为是与大线能量焊接对应的材料。
在特开平5-186820号公报中，提出了添加了0.5～4.0％的Cu的抗拉强度在686MPa以上的高强度钢，然而对于低温韧性，由于以摆锤冲击实验的转变温度表示仅为-30℃，因此难以认为可以确保极厚钢板的低温CTOD特性。
在特开平5-179344号公报中，虽然提出了焊接部的摆锤冲击韧性优良的Cu析出型钢，然而只不过是评价了以焊接线能量5kJ/mm得到的焊接接头的摆锤冲击特性，难以认为能够充分地满足大线能量焊接时的结构件的安全性。
发明内容
这里，本发明的目的在于，提供一般来说改善了焊接部低温韧性，特别是改善了HAZ低温韧性的焊接用高强度钢。
本发明人等为了开发出焊接部韧性优良的厚壁高强度钢板，对钢成分及其制造方法进行了各种的实验，结果得到了如下的见解。
(i)以Cu添加钢作为钢基，除了调整N、Al的含量，控制N/Al比。
在高Cu成分材料中，为了改善大线能量HAZ韧性，TiN、Ti(C、N)、AlN等碳氮化物的微细分散是有效的。所以，在使用高Cu-Ti添加材料进行了研究后，发现了除了N、Al含量的调整，控制N/Al比的做法的有效性。这是因为，当N/Al比过小时，则析出粗大的AlN，除了其自身对韧性造成不良影响以外，还会阻碍TiN的微细/大量的分散。另一方面，当N/Al比过大时，除了固溶N增加以外，AlN、TiN的分散密度变得稀疏。
(ii)为了提高屈服强度，需要尽可能多地分散微细的Cu粒子。
(iii)为了确保韧性，特别是确保低温CTOD特性，需要使Cu粒子在一定程度上粗大化，并且抑制分散量。
(iv)为了使Cu粒子的分散状态均匀化，要尽可能抑制时效处理前阶段中的Cu粒子的生成，并且利用时效处理的条件控制来控制Cu粒子的分散状态。
(v)对于Cu粒子的分布状态，通过用根据TEM照片求得的当量圆直径的平均值及平面换算面积率来进行整理，就能够控制强度韧性平衡。
(vi)Cu粒子在钢中的晶体缺陷(主要是位错)上容易生成，当位错密度高时，则Cu粒子的析出就被促进。另外，位错上的Cu粒子会阻碍位错的移动，使屈服强度提高。
(vii)钢中的位错密度可以利用压延及水冷条件来控制。另外，压延温度的降低、总压下量的增加、水冷开始温度的上升、冷却速度的增加、水冷停止温度的降低都会增加位错密度。
(viii)将高Cu成分作为钢基，利用由C、Mn、Mo量的调整实现的淬硬性控制，可以实现大线能量焊接HAZ韧性的稳定化。
即，在高Cu成分材料中，越是降低焊接裂缝敏感性指数Pcm值，则越能够改善HAZ韧性，由此发现，低C、低Mn化是有效的。但是，为了确保高强度，需要利用其他元素的填补，通过控制Mo的添加量，就能够实现强度/韧性的稳定化。
本发明是基于此种见解而构成的，其主旨如下所示。
(1)一种高强度钢，其特征是，以质量％表示，含有C：0.01～0.10％、Si：0.5％以下、Mn：0.8～1.8％、P：0.020％以下、S：0.01％以下、Cu：0.8～1.5％、Ni：0.2～1.5％、Al：0.001～0.05％、N：0.0030～0.0080％、O：0.0005～0.0035％，剩余部分为Fe及杂质，并且N/Al为0.3～3.0。
(2)根据所述(1)所记载的高强度钢，其特征是，以质量％表示，含有Ti：0.005～0.03％。
(3)根据所述(1)或(2)所记载的高强度钢，其特征是，以质量％表示，含有Nb：0.003～0.03％。
(4)根据所述(1)～(3)中任意一项所记载的高强度钢，其特征是，以质量％表示，含有Mo：0.1～0.8％。
(5)根据所述(1)～(4)中任意一项所记载的高强度钢，其特征是，以质量％表示，含有Cr：0.03～0.80％、V：0.001～0.05％、B：0.0002～0.0020的一种以上。
(6)根据所述(1)～(5)中任意一项所记载的高强度钢，其特征是，以质量％表示，含有Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0001～0.005％、REM：0.0001～0.01％的一种以上。
(7)根据所述(1)～(6)中任意一项所记载的高强度钢，其特征是，对于下述(I)式表示的Pcm在0.25以下，在钢中分散的长径在1nm以上的Cu粒子，当量圆直径的平均值为4～25nm，并且平面率换算分布量为3～20％。
Pcm＝C+(Si/30)+(Mn/20)+(Cu/20)+(Ni/60)+(Cr/20)+(Mo/15)+(V/10)+5B…(I)
(8)一种使用了所述(1)～(7)中任意一项所记载的高强度钢的海洋结构件。
根据本发明，虽然不是被特别限定于此，然而利用二氧化碳气体保护电焊等焊接方法，能够实现如下的高强度钢的制造，即，可以实现焊接线能量在300KJ/cm以上的焊接，焊接性优良，屈服应力在420N/mm2以上。其结果是，现场焊接施工效率和安全性显著地提高。另外，可以提供即使在海洋结构件之类的极为严酷的环境下也能够使用的高强度钢。
具体实施方式
对本发明进行详细说明。首先，叙述将本发明限定为如上所述的钢组成的理由。而且，本说明书中，表示钢组成的「％」都是以「质量％」表示。
C是为了确保钢的强度以及在添加Nb、V等时产生组织微细化的效果而添加的。如果小于0.01％，则这些效果就不充分。但是，当C过多时，则在焊接部中就会生成被称作岛状马氏体(M-A：martensite-austeniteconstituent)的硬化组织，而使HAZ韧性恶化，并且对母材的韧性及焊接性造成不良影响。所以，C设为0.10％以下。优选0.02～0.08％，更优选0.02～0.05％。
Si是在钢液的预备脱氧中有效的元素，然而由于不固溶于渗碳体中，因此当被大量添加时，则会阻碍未变态奥氏体粒子分解为铁素体粒子和渗碳体，助长岛状马氏体的生成。基于这些理由，Si的添加设为，钢中含量在0.5％以下。优选0.2％以下，更优选0.15％以下。
Mn是为确保强度而必需的元素，并且作为脱氧剂也是有效的元素。为此，Mn的含量需要设为0.8％以上。但是，Mn的过多的添加将过多地增加淬硬性，使焊接性及HAZ韧性恶化。另外，由于Mn被看作助长中心偏析的元素，因此从抑制中心偏析的观点考虑，其含量应当不超过1.8％。所以，Mn的含量设为0.8～1.8％以下。优选0.9～1.5％。
P是不可避免地含有的杂质元素，由于是晶界偏析元素，因此成为HAZ的晶界裂缝的原因。另外，为了提高母材韧性、焊接金属部和HAZ的韧性，并减少钢坯中心偏析，P的含量设为0.020％以下。优选0.015％以下，更优选0.01％以下。
当S大量地存在时，就会生成成为焊接裂缝起点的MnS单体的析出物。为此，S的含量设为0.01％以下。优选0.008％以下，更优选0.005％。
Cu有提高钢材的强度及韧性的效果，而对于HAZ韧性的不良影响也较少。特别是，由于可望得到时效处理时的由ε-Cu析出造成的强度上升效果，因此需要在0.8％以上。但是，当Cu含量变高时，则焊接高温裂缝敏感性变高，预热等焊接施工变得复杂，因此Cu的含量设为1.5％以下。优选0.9～1.1％。
Ni是为了提高钢材的强度及韧性，以及提高HAZ韧性而有效的元素。但是，如果在0.2％以下，则没有这些效果，另外，当超过1.5％时，则由于无法获得与成本上升相应的效果，因此将Ni的含量设为0.2～1.5％。优选0.4～1.2％。
Al是为了脱氧而必需的元素。但是当含量变多时，则特别是在HAZ中韧性容易变差。这是因为，容易形成粗大的簇状的氧化铝类夹杂物粒子。为此，将Al的含量设为0.001～0.05％。优选0.001～0.03％。更优选0.001～0.015％。
N因形成氮化物而有助于组织的细粒化，然而在过多地添加的情况下，则会因氮化物的凝聚而使韧性恶化。所以，将N的含量设为0.003～0.008％。优选0.0035～0.0065％。
通过将N/Al比控制为0.3～3.0，就可以实现大线能量HAZ韧性，特别是接头CTOD特性的改善。
这是因为，当N/Al比小于0.3时，则会析出粗大的AlN，除了其自身对韧性造成不良影响以外，还会阻碍TiN的微细/大量的分散。另一方面，当N/Al比超过3.0时，则固溶N增大，除了使HAZ韧性恶化以外，还使AlN、TiN的分散密度变得稀疏。用于进一步发挥效果的优选的范围是0.4～2.5。
O(氧)对于成为铁素体生成核的氧化物生成十分有效。另一方面，当大量地存在时，则由于纯度的恶化变得明显，因此母材、焊接金属部及HAZ都难以确保实用的韧性。所以，将O的含量设为0.0005～0.0035％。优选0.0008～0.0018％。
Ti具有如下的作用，即，生成氮化物而抑制晶粒的粗大化，并且将相变组织微细化。但是，如果是小于特定量的添加，则无法发挥所述作用，另外，在大量地添加的情况下，则对母材韧性及焊接部韧性造成不良影响。所以，将Ti的含量设为0.005～0.03％。优选0.007～0.015％。
Nb通过细粒化和碳化物析出而提高母材的强度及韧性。另一方面，当过多地添加时，则母材的性能提高效果饱和，并且会明显地损害HAZ的韧性。所以，将Nb的含量设为0.003～0.03％。优选0.003～0.015％。
Mo虽然具有确保淬硬性，提高HAZ韧性的效果，然而当过多地添加时，则会导致HAZ中的显著的硬化，使韧性恶化。所以，将Mo的含量设为0.1～0.8％。优选0.1～0.5％。
Cr虽然在增加钢材的淬硬性，确保强度方面有效，然而如果是微量添加，则无法发挥提高效果，在过多地添加的情况下，则有使焊接金属部及HAZ的硬化防止及焊接低温裂缝敏感性增大的倾向。所以，当添加Cr时，将Cr的含量设为0.03～0.80％。优选0.05～0.60％。
B具有改善淬硬性使强度提高的作用。另一方面，当过多地添加时，则提高强度的效果饱和，母材、HAZ的韧性恶化的倾向都变得明显。所以，添加B时，将B的含量设为0.0002～0.002％。优选0.003～0.0015％。
V具有如下的作用，即，生成碳氮化物而抑制晶粒的粗大化，并且将相变组织微细化。但是，如果是小于特定量的添加，则无法发挥所述作用，另外，在大量地添加的情况下，则对母材韧性及焊接部韧性造成不良影响。所以，添加V时，将V的含量设为0.001～0.05％。优选0.005～0.04％。
Ca、Mg、REM是生成成为粒内铁素体的析出核的氧化物、硫化物的元素。另外，还控制硫化物的形态，使低温韧性提高。为了获得此种Ca、Mg、REM的效果，对于Ca的情况，需要含有0.0005％以上，对于Mg、REM的情况，需要含有0.0001％以上。另一方面，对于Ca的情况，当超过0.005％时，对于Mg、REM的情况，当超过0.01％时，则会生成Ca、Mg类的大型夹杂物或簇而使钢的纯度恶化。所以，添加Ca时，将Ca的含量设为0.0005～0.005％，添加Mg、REM时，将Mg、REM的含量设为0.0001～0.01％。
另外，本发明的钢优选以下述(I)式表示的Pcm在0.25以下，并且对于在钢中分散的长径在1nm以上的Cu粒子而言，其当量圆直径的平均值为4～25nm，并且平面率换算分布量为3～20％。
Pcm＝C+(Si/30)+(Mn/20)+(Cu/20)+(Ni/60)+(Cr/20)+(Mo/15)+(V/10)+5B …(I)
Pcm是表示焊接裂缝敏感性的指数，如果其值在0.25以下，则在通常的焊接施工条件下不会产生焊接裂缝。所以，Pcm设为0.25以下。当降低Pcm时，就可以省略焊接时的预热。优选0.22以下，更优选0.20以下。
下面，对Cu析出物的当量圆直径平均值及平面率换算分布量进行叙述。将长径在1nm以上的Cu粒子作为对象的理由是，小于1nm的粒子对提高强度的帮助较小。对于Cu粒子的长径的上限，虽然没有特别限定，然而在平均值为4～25nm的范围中，不会出现超过100nm的粒子。而且，虽然Cu粒子的析出形态近似球状，然而由于计测立体形状并不容易，因此计测所投影的形状。
这里，所谓当量圆直径是具有与粒子的投影面积相同面积的圆的直径，具体来说，利用d＝(4a/pai)a：投影面积(nm2)，d：当量圆直径(nm)，pai：3.14求得。
对于平面率换算分布量，通过将钢材加工为薄膜状，对于具有约为0.2微米的厚度的部分实施TEM观察，通过对倍率为100000倍的TEM照片测定将在薄膜状实验片中立体地分布的Cu粒子平面投影时的面积率而算出。
这里，对于如上所述地规定当量圆直径、平面率换算分布量的理由，进行进一步详细叙述。
作为海洋结构件中所使用的钢的特征，由于要耐受由巨大的波浪造成的外力，因此经常采用最大板厚接近100mm的极厚高强度钢，另外，由于今后要在严酷的状况下使用，因此要求满足更为严格的CTOD值。
当因Cu析出而强度变得过高时，则CTOD值降低，当Cu析出不足时，则即使CTOD值高，强度也会不足。
在以往的Cu添加钢中，由于基本上没有用于海洋结构件的适用例，没有严格的CTOD值要求，因此不需要严密地控制此种Cu析出粒子的平均直径或分布量。
所以，在本发明的优选方式中，为了取得由Cu析出造成的强度上升和CTOD值的降低的平衡，将Cu析出粒子的平均直径或分布量如上所述地规定。
将当量圆直径设为4～25nm是为了强度与韧性的平衡，将平面率换算分布量设为3～20％也是为了强度与韧性的平衡。
作为控制Cu粒子直径、分布量的因素，可以考虑如下的内容。
(1)Cu添加量越多，则分布量就越多。对于给粒子直径造成的影响，如果是恰当的添加范围，则主要由时效处理前的组织、时效处理的温度及时间来决定平均粒径。如果少于恰当添加量，则Cu粒子的析出不充分，粒子直径小，如果较多，则粒子直径有增大的倾向。
(2)时效前组织的影响较大，作为时效前组织优选设为铁素体及贝氏体主体的微细的组织。
由于位错或晶体晶界等成为Cu粒子的析出点，因此形成较多地含有此种析出点的组织时，使Cu粒子直径变小，使分布量增多。为此就需要恰当地控制钢的成分，并且恰当地设定压延条件，其后的水冷条件也需要按照成为铁素体·贝氏体主体的微细组织的方式选择。
(3)时效处理温度、时间是重要的因素。通过利用时效处理条件来严密地调整Cu的扩散速度、粒子的生长速度，就可以控制为所需的粒子分散状态。
只要适当地调整所述的3个因素，来制造本发明钢即可，根据以上的公布内容，对于本领域技术人员来说，本发明的实施并不困难。
下面，对本发明的高强度钢的制造方法进行说明。
即使是如上所述的钢成分组成，为了充分地发挥Cu的析出硬化，另外，为了使厚度在50mm以上的厚壁材料的板厚方向各位置的强度及韧性均匀地高韧化，并且为了提高屈服强度，制造方法必须合适。
直至制钢工序，只要利用惯用的方法进行即可，在本发明中没有特别限制。在制钢工序之后将得到钢坯，然而从成本降低的观点考虑，最好利用连续铸造法制作钢坯。
这里，对于钢坯的加热、热轧、冷却及回火条件进行说明。首先，将所述成分组成的钢坯加热到900～1120℃，进行热轧。本发明中，为了获得高韧性，在厚壁材料的板厚中心部，即使生成上部贝氏体组织，也需要以充分的程度将奥氏体粒子细粒化，在加热阶段，钢坯厚壁内的奥氏体粒子的细粒化十分重要。如果是小于900℃的较低的温度，则该固溶化作用不充分，在回火处理中无法期望充分的析出硬化。但是，如果是超过1120℃的加热温度，则无法将压延前的奥氏体粒子细粒化并保持为整粒，在其后的压延中，奥氏体粒子也无法被均匀地细粒化。所以，将钢坯的加热温度设为900～1120℃。优选900～1050℃，更优选900～1000℃。
在压延中，最好将900℃以下的总压下量设为50％以上。在热轧后，进行如下的淬火处理，即，从Ar1点以上的温度开始水冷，在600℃以下的温度停止。这是为了实现组织微细化，以及尽可能限制时效处理前阶段中Cu粒子析出。如果是从小于Ar1点的温度开始的水冷，或者冷却为空冷，则会引起加工变形的消失，成为强度和韧性降低的原因。
压延加工温度优选700℃以上，冷却开始温度优选680℃～750℃，直至冷却停止温度的冷却速度优选1～50℃/s。当水冷停止温度超过600℃时，则回火处理的析出强化作用就变得不充分。
而且，Ar1点可以利用测定微小实验片的体积变化的方法来求得。
然后，在热轧后，被水冷了的钢在其后根据需要进行加热，在540℃以上Ac1点以下的温度下进行时效处理，然后冷却。
这里，当直至时效温度都进行加热时，对直至时效温度-100℃的平均加热速度及直至500℃的平均冷却速度进行控制。因为该时效处理是为了使Cu的析出物充分地析出硬化，加热/冷却速度的控制是为了使Cu粒子的分散均匀化而实施的。所以，加热速度优选设为直至目标温度-100℃的平均加热速度为5～50℃/分钟，保持时间优选1小时以上，冷却速度优选直至500℃的平均冷却速度为5～60℃/分钟。
这里，本说明书的将加热温度设为炉内气氛温度，将加热后保持时间设为炉内气氛温度下的保持温度，将压延结束温度及水冷开始/停止温度设为钢材的表层温度，对再次加热时的加热/冷却平均速度利用钢材的厚度1/2位置处的温度计算而算出。
在由本发明的高强度钢构成大型海洋结构件时，虽然是利用焊接来组装板材、管材以及型材等钢材，然而一般来说被作为钢板使用。
本说明书中提到「焊接性」优良时，通常来说是指能够进行焊接线能量在300kJ/cm以上的弧焊接，然而作为焊接法，除此以外，也可以是埋弧焊接、涂药弧焊接等。
这里，作为海洋结构件，不仅是在海底铺设的平台、自升式钻井平台，也包含半潜式钻井平台(半潜水式石油挖掘钻井平台)等，只要是被要求焊接性和低温韧性的海洋结构件，就没有特别限制。而且，提到「大型」时，是指其中所使用的钢材的厚度在50mm以上的意思。
实施例
本例中，利用连续铸造法制作了具有表1及表2的化学成分的300mm厚的钢坯。这里，根据控制板厚中心位置的夹杂物的观点，在连续铸造过程中，不过度地提高钢水的温度，对于由钢水组成决定的凝固温度，按照使其差在50℃以内的方式进行控制，另外进行了即将凝固前的电磁搅拌、凝固时的压下。
表3及表4中表示具有表1及表2所示的化学成分的钢坯的加工条件。这里，表3、表4中所示的加工条件是分别具有表1、表2所示的化学成分的钢坯的加工条件。
对于300mm厚的钢坯，在各加热温度、各加热时间加热后，进行了热轧之后，从水冷开始温度至水冷停止温度，以5℃/s的平均的冷却速度进行冷却，制成了板厚77mm的钢板。(对于这些条件，在表3及表4中表示为初期加热·压延条件)
其后，再次加热至各时效温度，保持了各保持时间。这里，加热速度是按照使直至时效温度-100℃的平均加热速度达到10℃/分钟的方式控制，冷却速度是按照使直至500℃的平均冷却速度达到10℃/分钟的方式进行控制。(对于这些条件，在表3及表4中表示为时效处理条件)
如此得到的钢的拉伸实验是依照ASTM规格，从与压延方向成直角方向的板厚中央采取平行部12.5mm直径的拉伸实验片并实施的。
同样地，所得的钢的CTOD实验是依照BS7448规格，从与压延方向成直角的方向采取全厚的3点弯曲实验片，在-40℃下实施的。
焊接接头部是依照BS7448规格，对进行了K坡口加工的钢板对接部实施10.0kJ/cm的FCAW焊接(Flux Cored Arc Welding)而得到的。对于如此得到的接头，按照使CTOD实验片的疲劳凹口(notch)成为V型坡口的直线部侧的焊接线的方式进行加工，对如此得到的实验片，在-40℃下实施了CTOD实验。
另外，为了确认对大线能量焊接的适应性，对于相同的钢，进行了20°V坡口加工后，进行对接，利用线能量为350kJ/cm的二氧化碳气体保护电焊(EGW)制作了焊接接头。对于此时所制作的焊接接头，实施了依照ASTM E1290的CTOD实验。CTOD实验片按照使疲劳凹口成为焊接线的方式加工，在实验温度-10℃下测定了临界CTOD值。
另外，Cu粒子的当量圆直径的平均值是对在倍率为100000倍的透过型电子显微镜(TEM)照片中所观察到的长径在1nm以上的各析出物测定当量圆直径，通过对该直径求得照片中每个视野的平均值而算出的。而且，为了减少测定的偏差，测定是对钢材原来厚度的1/4的位置，观察TEM照片的10个视野(1个视野为900×700nm的长方形)，使用了它的平均值。
表1是表示了满足本发明中所规定的化学成分的供实验材料的表。将这些供实验钢在表3所示的加工条件下制造处理后的材料成为如表5所示Cu粒子的分散状态都满足规定范围的材料。由此，所有的供实验钢的母材强度、母材CTOD特性、接头CTOD特性(-40℃及-10℃)都达到了很高的值。
表2当中的No.40是表示了满足本发明中所规定的化学成分的供实验材料的编号，No.41～No.60是表示了化学成分范围的任意一项都在本发明中所规定的范围外的供实验材料的编号。将这些供实验钢在表4所示的加工条件下制造处理后的材料形成了如表6所示的Cu粒子的分散状态。
对于No.40，虽然满足本发明中所规定的化学组成，然而由于Cu粒子的分散状态不满足规定范围，因此母材强度变为较低的值。所以，为了同时实现大线能量焊接特性和母材强度，最好满足本发明中所规定的Cu粒子的分散状态。
另外，对于No.41～No.60，由于不满足本发明中所规定的化学组成，因此无法同时满足母材强度、母材CTOD特性、接头CTOD特性(-40℃及-10℃)。
[表1]
表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
机译： 优良高强度钢的低温韧性和焊接热影响区韧性及其制造方法和高强度钢管
机译： 贱金属韧性和焊接部位危险性韧性优良的焊接结构用高强度钢及其生产方法
机译： 具有优良的焊接热影响区韧性的高韧性高强度钢的焊接方法
