本發明涉及焊接結構用鑄鋼件及其制造方法。
背景技術：
作為拉伸強度為550mpa以上的焊接結構用鑄鋼件，jis－g5102(2015)中規定有scw550等。為了使鑄鋼件滿足這樣的強度，通常需要增加合金量。但是，若增加合金量，則焊接性降低。作為其改善方案，已知需要在焊接施工前進行將焊接部加熱到規定溫度以上的預熱、以及在焊接后進行加熱焊接部以去除應力的退火(以下，有時簡稱為后熱)。
作為例如掛舵臂(rudderhorn)、軸頸軸承(neckbearing)等船舶用船體構件等使用的大型鑄鋼件，大多在室外實施焊接施工，從而難以管理預熱及后熱的條件并實施該預熱及后熱。因此，尤其大型的焊接結構用鑄鋼件，被期待提高其焊接性并簡化預熱及后熱。
日本專利公開公報特開2001－181783號以將焊接結構用鑄鋼件的強度下降抑制在最小范圍內且提高該鑄鋼件的焊接性為目的，公開了用于焊接性指標的由下述式(1)表示的焊接裂紋敏感性組成pcm。該日本專利公開公報具體公開了：通過將焊接裂紋敏感性組成pcm設為0.3以下，從而獲得良好的焊接性。
pcm＝c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+cr/20+mo/15+v/10+5b(1)
通常，在強度和焊接性之間存在著彼此對立的權衡(trade-off)關系。在該關系之下，大型焊接結構用鑄鋼件被要求進一步提高強度及焊接性。具體而言，被要求實現即使冬季在室外不進行預熱和/或后熱也能夠焊接的拉伸強度為550mpa以上的焊接結構用鑄鋼件。
技術實現要素：
本發明的目的在于提供一種能夠實現550mpa以上的拉伸強度以及焊接性優異的焊接結構用鑄鋼件及該焊接結構用鑄鋼件的制造方法。
本發明一個方面涉及焊接結構用鑄鋼件。所述焊接結構用鑄鋼件具有如下組成：含有c：0.10質量％以上且0.17質量％以下、si：0.01質量％以上且0.40質量％以下、mn：0.7質量％以上且1.4質量％以下、ni：1.00質量％以上且2.00質量％以下、cr：0.20質量％以上且0.50質量％以下、mo：0.10質量％以上且0.30質量％以下、v：0.05質量％以上且0.20質量％以下，余量為fe及不可避免的雜質，并且下述式(1)所示的焊接裂紋敏感性組成pcm為0.3以下，所述鑄鋼件具有主要組織為鐵素體及貝氏體的金屬組織，所述鑄鋼件的位錯密度為1.35×1013m-2以上，
pcm＝c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+cr/20+mo/15+v/10+5b(1)
式(1)中，c、si、mn、cu、ni、cr、mo、v及b，分別在含有的情況下表示以質量％計的含量，分別在不含的情況下表示0。
本發明另一個方面涉及焊接結構用鑄鋼件的制造方法。所述制造方法包括：鑄造工序，對具有所述組成的鋼進行鑄造，獲得鑄造件；和調質工序，對所述鑄造件進行調質；其中，所述調質工序包括：加熱工序，將所述鑄造件加熱到奧氏體化溫度以上；冷卻工序，對在所述加熱工序加熱的鑄造件進行冷卻，從而獲得冷卻后的鑄造件的主要組織成為鐵素體及貝氏體的金屬組織；和回火工序，所述冷卻工序后，將所述鑄造件在低于奧氏體化溫度的溫度進行回火，獲得鑄鋼件；其中，所述冷卻工序中，以使所述鑄鋼件的位錯密度達到1.35×1013m-2以上的速度進行冷卻。
本發明的目的、特征、所涉及的方面以及優點，通過以下的詳細說明能夠變得更加清楚。
具體實施方式
首先，對本發明的一個方面涉及的焊接結構用鑄鋼件進行詳細說明。
[焊接結構用鑄鋼件]
本發明的焊接結構用鑄鋼件具有如下組成：含有c(碳)：0.10質量％以上且0.17質量％以下、si(硅)：0.01質量％以上且0.40質量％以下、mn(錳)：0.7質量％以上且1.4質量％以下、ni(鎳)：1.00質量％以上且2.00質量％以下、cr(鉻)：0.20質量％以上且0.50質量％以下、mo(鉬)：0.10質量％以上且0.30質量％以下、v(釩)：0.05質量％以上且0.20質量％以下，余量為fe(鐵)及不可避免的雜質。
該焊接結構用鑄鋼件的下述式(1)所示的焊接裂紋敏感性組成pcm的下限值因上述組成而必然為0.17，優選為0.20，更優選為0.22。另一方面，上述焊接裂紋敏感性組成pcm的上限值為0.3，優選為0.27，更優選為0.26。在上述焊接裂紋敏感性組成pcm小于上述下限值時，有強度變得不充分之虞。相反地，在上述焊接裂紋敏感性組成pcm大于上述上限值時，有在常溫下進行焊接時產生焊接裂紋之虞。
pcm＝c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+cr/20+mo/15+v/10+5b(1)
式(1)中，c、si、mn、cu、ni、cr、mo、v及b，分別在含有的情況下表示以質量％計的該元素的含量，分別在不含的情況下表示0。
該焊接結構用鑄鋼件的金屬組織以鐵素體及貝氏體為主要組織。需要說明的是，“以鐵素體及貝氏體為主要組織”是指：該焊接結構用鑄鋼件的剖面中的鐵素體組織及貝氏體組織的合計面積率為50％以上，優選為70％以上，更優選為90％以上。
該焊接結構用鑄鋼件的位錯密度的下限值為1.35×1013m-2，優選為1.80×1013m-2，更優選為2.00×1013m-2。另一方面，對上述位錯密度的上限值沒有特別限定，實際上認為是1.00×1015m-2。位錯密度小于上述下限值時，有強度變得不充分之虞。
以下對該焊接結構用鑄鋼件所含有的元素進行說明。
＜c(碳)＞
c是用于確保該焊接結構用鑄鋼件的強度所必需的元素。c含量的下限值為0.10質量％，優選為0.11質量％，更優選為0.12質量％。另一方面，c含量的上限值為0.17質量％，優選為0.15質量％，更優選為0.14質量％。c含量小于上述下限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的強度變得不充分之虞。相反地，c含量大于上述上限值時，有該焊接結構用鑄鋼件因耐hic性降低而焊接性變得不充分之虞。其理由在于，該焊接結構用鑄鋼件中生成島狀馬氏體，該島狀馬氏體成為hic(氫致裂紋：hydrogeninducedcracking)的起點。此外，c的含量大于上述上限值時，有因該焊接結構用鑄鋼件的耐sscc(硫化物應力腐蝕開裂：sulfiedstresscorrosioncracking)性降低而焊接性變得不充分之虞。其理由在于，該焊接結構用鑄鋼件在進行焊接時，在haz(熱影響區：heataffectedzone)中接近焊接部的部位產生馬氏體的硬度上升。
＜si(硅)＞
si是在該焊接結構用鑄鋼件的制造過程中進行脫氧時所必需的元素。si含量的下限值為0.01質量％，優選為0.10質量％，更優選為0.20質量％。另一方面，si含量的上限值為0.40質量％，優選為0.36質量％，更優選為0.34質量％。si含量小于上述下限值時，有制造該焊接結構用鑄鋼件時脫氧變得不充分之虞。相反地，si含量大于上述上限值時，有容易產生逆v偏析等鑄造缺陷、從而產生韌性的偏差之虞。此外，有因生成成為hic的起點的島狀馬氏體而耐hic性降低之虞。
＜mn(錳)＞
mn是為了確保該焊接結構用鑄鋼件的強度所必需的元素。mn含量的下限值為0.7質量％，優選為0.9質量％，更優選為1.0質量％。另一方面，mn含量的上限值為1.4質量％，優選為1.3質量％，更優選為1.2質量％。mn含量小于上述下限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的強度變得不充分之虞。相反地，mn含量大于上述上限值時，有與不可避免的雜質s一起形成mns、從而耐hic性降低據此焊接性變得不充分之虞。
＜ni(鎳)＞
ni是有助于提高該焊接結構用鑄鋼件的強度的元素。ni含量的下限值為1.00質量％，優選為1.10質量％，更優選為1.20質量％。另一方面，ni含量的上限值為2.00質量％，優選為1.95質量％，更優選為1.90質量％。ni含量小于上述下限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的強度降低之虞。相反地，ni含量大于上述上限值時，有該焊接結構用鑄鋼件在焊接時硬質馬氏體在haz中接近焊接部的部位增加、從而耐sscc性降低之虞。此外，有該焊接結構用鑄鋼件變得不必要地昂貴之虞。
＜cr(鉻)＞
cr是有助于提高該焊接結構用鑄鋼件的強度的元素。cr含量的下限值為0.20質量％，優選為0.23質量％，更優選為0.25質量％。另一方面，cr含量的上限值為0.50質量％，優選為0.35質量％，更優選為0.30質量％。cr含量小于上述下限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的強度降低之虞。相反地，cr含量大于上述上限值時，有耐sscc性降低、從而焊接性變得不充分之虞。其理由在于，該焊接結構用鑄鋼件在焊接時硬質馬氏體在haz中接近焊接部的部位增加。
＜mo(鉬)＞
mo為有助于提高該焊接結構用鑄鋼件的強度、提高回火軟化阻抗的元素。mo含量的下限值為0.10質量％，優選為0.12質量％，更優選為0.13質量％。另一方面，mo含量的上限值為0.30質量％，優選為0.25質量％，更優選為0.20質量％。mo含量小于上述下限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的強度變得不充分之虞、以及變得難以在維持強度的條件下進行回火之虞。相反地，mo含量大于上述上限值時，有耐sscc性降低、從而焊接性變得不充分之虞。其理由在于，該焊接結構用鑄鋼件在焊接時硬質馬氏體在haz中接近焊接部的部位增加。
＜v(釩)＞
v為有助于提高該焊接結構用鑄鋼件的強度、提高回火軟化阻抗的元素。v含量的下限值為0.05質量％，優選為0.07質量％，更優選為0.08質量％。另一方面，v含量的上限值為0.20質量％，優選為0.17質量％，更優選為0.15質量％。v含量小于上述下限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的強度變得不充分之虞、以及變得難以在維持強度的條件下進行回火之虞。相反地，v含量大于上述上限值時，有耐sscc性降低、從而焊接性變得不充分之虞。其理由在于，該焊接結構用鑄鋼件在焊接時硬質馬氏體在haz中接近焊接部的部位增加。
＜余量＞
該焊接結構用鑄鋼件，除了含有上述各元素之外，還含有fe(鐵)及不可避免的雜質作為余量。作為該不可避免的雜質，可以列舉例如p(磷)、s(硫)等。對該焊接結構用鑄鋼件中的不可避免的雜質的合計含量沒有特別限定，以不損害各特性為限。該焊接結構用鑄鋼件中的不可避免的雜質的合計含量的具體上限值優選為0.1質量％，更優選為0.05質量％，進一步優選為0.02質量％。通過將不可避免的雜質的合計含量設為上述上限值以下，從而能夠抑制該焊接結構用鑄鋼件的強度及焊接性的降低。
＜p(磷)＞
p是在該焊接結構用鑄鋼件中不可避免地含有的元素，又是使該焊接結構用鑄鋼件的耐hic性及耐sscc性降低的元素。p含量的下限值優選為0.001質量％，更優選為0.002質量％。另一方面，p含量的上限值優選為0.012質量％，更優選為0.010質量％，進一步優選為0.008質量％。p含量小于上述下限值時，有無法獲得與該焊接結構用鑄鋼件的制造成本上漲相匹配的耐hic性及耐sscc性提高效果之虞。相反地，p含量大于上述上限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的耐hic性及耐sscc性降低之虞。
＜s(硫)＞
s是在該焊接結構用鑄鋼件中不可避免地含有的元素，又是與mn一起形成mns而使該焊接結構用鑄鋼件的耐hic性降低的元素。s含量的下限值優選為0.0001質量％，更優選為0.0003質量％。另一方面，s含量的上限值優選為0.010質量％，更優選為0.008質量％，進一步優選為0.006質量％。s含量小于上述下限值時，有無法獲得與該焊接結構用鑄鋼件的制造成本上漲相匹配的耐hic性提高效果之虞。相反地，s含量大于上述上限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的耐hic性降低之虞。
＜cu(銅)＞
cu是在一般情況下為了提高強度而添加到鑄鋼中的場合較多的金屬元素。但是，由于cu是使焊接裂紋敏感性組成pcm變大的金屬元素，因此該焊接結構用鑄鋼件優選不含有cu。但是，當與其它鑄鋼在同一工廠中制造該焊接結構用鑄鋼件時，有cu微量混入之虞。即，該焊接結構用鑄鋼件僅允許并非有意添加、而是以不可避免的雜質形式含有cu。該焊接結構用鑄鋼件中的cu含量的上限值優選為0.02質量％，更優選為0.01質量％。cu含量大于上述上限值時，有焊接裂紋敏感性組成pcm變大據此焊接性變得不充分之虞。
＜b(硼)＞
b是在一般情況下為了提高強度而可以添加到鑄鋼中的元素。但是，由于b是使焊接裂紋敏感性組成pcm變大的元素，因此，該焊接結構用鑄鋼件僅允許并非有意添加、而是以不可避免的雜質形式含有b。b含量的上限值優選為0.003質量％，更優選為0.002質量％。b含量大于上述上限值時，有焊接裂紋敏感性組成pcm變大據此焊接性變得不充分之虞。
以下對本發明的另一個方面涉及的焊接結構用鑄鋼件的制造方法進行詳細說明。
[焊接結構用鑄鋼件的制造方法]
本發明的焊接結構用鑄鋼件的制造方法包括：對具有上述組成的鋼進行鑄造而獲得鑄造件的工序；和對在上述鑄造工序獲得的鑄造件進行調質的工序。該焊接結構用鑄鋼件的制造方法優選包括：在上述鑄造工序后且在上述調質工序前，將鑄造件加熱到奧氏體化溫度以上而進行退火的退火工序。
＜鑄造工序＞
鑄造工序中，鑄造具有如下組成且由pcm＝c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+cr/20+mo/15+v/10+5b表示的焊接裂紋敏感性組成pcm為0.3以下的鋼(本說明書中也稱為焊接結構用鑄鋼)，獲得鑄造件，所述組成含有c：0.10質量％以上且0.17質量％以下、si：0.01質量％以上且0.40質量％以下、mn：0.7質量％以上且1.4質量％以下、ni：1.00質量％以上且2.00質量％以下、cr：0.20質量％以上且0.50質量％以下、mo：0.10質量％以上且0.30質量％以下、v：0.05質量％以上且0.20質量％以下，并且余量為fe及不可避免的雜質。
＜退火工序＞
退火工序中，通過將在鑄造工序獲得的鑄造件再次加熱到奧氏體化(y化)溫度以上，從而使組織均質化。該退火溫度的下限值優選為900℃，更優選為910℃。另一方面，退火溫度的上限值優選為1000℃，更優選為980℃。退火溫度低于上述下限值時，鑄造件的均質化變得不充分，有該焊接結構用鑄鋼件的質量不均勻之虞。相反地，退火溫度高于上述上限值時，有鑄鋼件變形之虞。
上述退火溫度的保持時間的下限值優選為1小時，更優選為3小時。另一方面，退火溫度的保持時間的上限值優選為15小時，更優選為10小時。退火溫度的保持時間短于上述下限值時，有焊接結構用鑄鋼的均質化變得不充分之虞。相反地，退火溫度的保持時間長于上述上限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的制造成本不必要地上漲之虞。
＜調質工序＞
調質工序包括：將在上述鑄造工序獲得的鑄造件加熱到奧氏體化溫度以上的加熱工序；將在該加熱工序加熱的鑄造件進行冷卻，從而獲得冷卻后的鑄造件的主要組織成為鐵素體及貝氏體的金屬組織的冷卻工序；以及將經歷了上述冷卻工序的鑄造件在低于奧氏體化溫度的溫度下進行回火而獲得鑄鋼件的回火工序。
(加熱工序)
加熱工序將在鑄造工序獲得的鑄造件(經歷了退火工序時，退火后的鑄造件)加熱到奧氏體化溫度以上，使組織奧氏體化。該加熱工序中的加熱溫度的下限值雖然也取決于焊接結構用鑄鋼的組成，但優選為860℃，更優選為880℃。另一方面，加熱工序中的加熱溫度的上限值優選為1000℃，更優選為980℃。加熱工序中的加熱溫度低于上述下限值時，有因晶粒無法長大而晶界面積變大據此貝氏體的生成變得不充分之虞。此外，有無法使位錯密度變得足夠大之虞。相反地，加熱工序中的加熱溫度高于上述上限值時，有韌性變得不充分之虞。
在上述加熱溫度下的保持時間的下限值優選為1小時，更優選為2小時。另一方面，在上述加熱溫度下的保持時間的上限值優選為10小時，更優選為7小時。在上述加熱溫度下的保持時間短于上述下限值時，有焊接結構用鑄鋼的均質化變得不充分之虞。相反地，在上述加熱溫度下的保持時間長于上述上限值時，有該焊接結構用鑄鋼件的制造成本不必要地上漲之虞。
(冷卻工序)
冷卻工序中，以使經歷后述回火工序后的鑄鋼件的位錯密度成為1.35×1013m-2以上、優選成為1.80×1013m-2以上、更優選成為2.00×1013m-2以上的速度將上述鑄造件冷卻。作為具體的冷卻方法，可以列舉例如強制空冷、水冷、油冷等。
冷卻工序中，鑄造件表面的冷卻速度的下限值優選為2℃/分鐘，更優選為5℃/分鐘，進一步優選為8℃/分鐘。另一方面，冷卻工序中，鑄造件表面的冷卻速度的上限值優選為250℃/分鐘。冷卻工序中的冷卻速度小于上述下限值時，有無法使位錯密度變得足夠大、從而強度變得不充分之虞。相反地，冷卻工序中的冷卻速度大于上述上限值時，有該焊接結構用鑄鋼件變得不均質之虞。
冷卻工序中的上述冷卻速度下的到達溫度的下限值優選為250℃，更優選為280℃。另一方面，冷卻工序中的到達溫度的上限值優選為450℃，更優選為400℃。冷卻工序中的到達溫度低于上述下限值時，有無法充分形成貝氏體組織之虞。相反地，冷卻工序中的到達溫度高于上述上限值時，也有無法充分形成貝氏體組織之虞。
冷卻工序中，通過在以上述冷卻速度冷卻到上述到達溫度后保持上述到達溫度，從而能夠增大貝氏體組織的比率。需要說明的是，沒必要嚴格地在上述到達溫度下進行保持，可以在以上述冷卻速度冷卻到上述到達溫度后，緩慢冷卻到常溫。
(回火工序)
回火工序中，將冷卻后的鑄造件在低于奧氏體化溫度的溫度進行回火。由此能夠提高該焊接結構用鑄鋼件的韌性。
回火溫度的下限值優選為400℃，更優選為500℃。另一方面，回火溫度的上限值優選為650℃，更優選為630℃。回火溫度低于上述下限值時，有無法充分提高韌性之虞。相反地，回火溫度高于上述上限值時，有位錯密度因回火而降低據此強度變得不充分之虞。
回火時間(在上述回火溫度下的保持時間)的下限值優選為2小時，更優選為3小時。另一方面，回火時間的上限值優選為15小時，更優選為10小時。回火時間短于上述下限值時，有無法充分提高韌性之虞。相反地，回火時間長于上述上限值時，有強度變得不充分之虞，或者有制造成本不必要地上漲之虞。
[其它實施方式]
上述實施方式對本發明的構成沒有限定。因此，上述實施方式應解釋為：可以基于本說明書的記載及技術常識進行上述實施方式各個構成要素的省略、替換或追加，這些方式全部屬于本發明的范圍。
例如，該焊接結構用鑄鋼件可以含有除p、s及cu以外的不可避免的雜質，例如可含有o(氧)、h(氫)等作為不可避免的雜質。
如以上所詳細記載那樣，本發明一個方面涉及的焊接結構用鑄鋼件，具有如下組成：含有c：0.10質量％以上且0.17質量％以下、si：0.01質量％以上且0.40質量％以下、mn：0.7質量％以上且1.4質量％以下、ni：1.00質量％以上且2.00質量％以下、cr：0.20質量％以上且0.50質量％以下、mo：0.10質量％以上且0.30質量％以下、v：0.05質量％以上且0.20質量％以下，余量為fe及不可避免的雜質，并且上述式(1)所示的焊接裂紋敏感性組成pcm為0.3以下，所述鑄鋼件具有主要組織為鐵素體及貝氏體的金屬組織，所述鑄鋼件的位錯密度為1.35×1013m-2以上。
上述式(1)中的c、si、mn、cu、ni、cr、mo、v及b，分別在含有的情況下表示以質量％計的含量，分別在不含的情況下表示0。
在本發明的焊接結構用鑄鋼件中，c、si、mn、ni、cr、mo及v的含量分別在上述范圍內，焊接裂紋敏感性組成pcm為0.3以下，并且位錯密度為1.35×1013m-2以上。因此，本發明的焊接結構用鑄鋼件，即使在溫度比常溫更低的0℃下也能夠不進行預熱及后熱而進行焊接且具有比較優異的焊接性，并且具有550mpa以上的拉伸強度。需要說明的是，本發明的焊接結構用鑄鋼件中的“位錯密度”是指使用x射線衍射裝置根據williamson－hall法測定的值。
此外，本發明另一個方面涉及的焊接結構用鑄鋼件的制造方法，包括：對具有上述組成的鋼進行鑄造而獲得鑄造件的鑄造工序；和對上述鑄造件進行調質的調質工序；其中，上述調質工序包括：將上述鑄造件加熱到奧氏體化溫度以上的加熱工序；對在上述加熱工序加熱的鑄造件進行冷卻，從而獲得冷卻后的鑄造件的主要組織成為鐵素體及貝氏體的金屬組織的冷卻工序；以及上述冷卻工序后，在低于奧氏體化溫度的溫度下對上述鑄造件進行回火而獲得鑄鋼件的回火工序；其中，上述冷卻工序中，以使上述鑄鋼件的位錯密度達到1.35×1013m-2以上的速度進行冷卻。
本發明的焊接結構用鑄鋼件的制造方法使用c、si、mn、ni、cr、mo及v的含量分別在上述范圍內、且焊接裂紋敏感性組成pcm為0.3以下的鑄造件。因此，能夠使獲得的焊接結構用鑄鋼件的位錯密度變大，并且能夠將焊接性提高到如下程度：即使在溫度比常溫更低的0℃下，也能夠不進行預熱及后熱而進行焊接。并且，本發明的焊接結構用鑄鋼件的制造方法由于包括使鑄鋼件的位錯密度達到1.35×1013m-2以上的冷卻工序，因此能夠提高該鑄鋼件的強度。
如上所述，本發明的焊接結構用鑄鋼件及通過焊接結構用鑄鋼件的制造方法獲得的焊接結構用鑄鋼件能夠實現550mpa以上的拉伸強度這樣優異的焊接性。
實施例
以下基于實施例對本發明進行詳細說明，但本發明并非基于該實施例的記載而被限定地解釋。
(實施例1～4及比較例1～5)
作為焊接結構用鑄鋼件的實施例1～4及比較例1～5，對含有c、si、mn、ni、cr、mo及v(比較例5還添加了cu)且余量為鐵及不可避免的雜質的焊接結構用鑄鋼進行鑄造、退火及調質，從而獲得了焊接結構用鑄鋼件的試制品。
表1示出了實施例1～4及比較例1～5中的各構成元素含量的測定值、以及作為不可避免的雜質的p含量和s含量的測定值。此外，表1還一并示出了由各構成元素的含量算出的焊接裂紋敏感性組成pcm的值。需要說明的是，上述構成元素及p的含量使用株式會社島津制作所制的發光分析裝置“pda－1017”來進行了測定，c及s的含量使用株式會社堀場制作所制的碳與硫分析裝置“emia－920v”來進行了測定。
表1
以下，對焊接結構用鑄鋼件的實施例1～4及比較例1～5的試制內容進行更具體的說明。
首先，對具有上述組成的焊接結構用鑄鋼進行了鑄造。然后，將該鑄造件切斷，制作了25mm×25mm×180mm的長方體狀的試件(用于后述拉伸試驗及沖擊試驗)及220mm×170mm×60mm的長方體狀的試件(用于后述焊接裂紋試驗)。
然后，將上述2種試件加熱到920℃并保持5小時，從而進行了奧氏體化，然后在爐內緩慢冷卻到300℃，通過空冷從300℃冷卻到室溫，由此進行了退火。將該退火后的試件加熱到890℃并保持3小時，從而充分進行了奧氏體化。然后，以2℃/分鐘或10℃/分鐘的冷卻速度冷卻到300℃后，通過空冷從300℃冷卻到室溫，從而使主要組織成為鐵素體及貝氏體。進一步將該試件加熱到590℃、620℃或640℃并保持6小時，然后空冷到室溫。由此進行回火，獲得了焊接結構用鑄鋼件的實施例1～4及比較例1～5。需要說明的是，各例中采用的冷卻速度及回火溫度一并示于表1。此外，各溫度為試件的表面溫度。
(位錯密度)
將焊接結構用鑄鋼件的實施例1～4及比較例1～5切斷為一條邊長為15mm的正方體，然后使用株式會社rigaku制的x射線衍射裝置“rint－1500”根據williamson－hall法測定了位錯密度。
(拉伸試驗)
基于jis－z2241(2015)，使用14a號試驗片在室溫下測定了焊接結構用鑄鋼件的實施例1～4及比較例1～5的拉伸強度。將550mpa以上的拉伸強度作為合格，將小于550mpa的拉伸強度作為不合格。
(夏比沖擊試驗)
作為焊接結構用鑄鋼件的實施例1～4及比較例1～5的韌性指標，基于jis－z2242(2005)對夏比沖擊試驗中的吸收能量進行多次測定，算出了其平均值及標準偏差。
(焊接裂紋試驗)
對于焊接結構用鑄鋼件的實施例1～4及比較例1～5的焊接性，基于jis－z3158(1993)進行了y型焊接裂紋試驗。需要說明的是，作為焊接，在試驗片溫度為0℃下，進行了輸入熱量為16kj/cm的co2半自動焊接。另外需要說明的是，根據如下條件評價了焊接性：將y型焊接裂紋試驗中的裂紋率為0％者作為“a”，將超過0％且1％以下者作為“b”，將超過1％者作為“c”，并將“a”及“b”設為合格而將“c”設為不合格。
表2示出了上述位錯密度測定、拉伸試驗、夏比沖擊試驗及焊接裂紋試驗的結果。需要說明的是，表中的“－”表示未實施測定。
表2
如此確認到：具有本發明規定的組成、式(1)的值、金屬組織及位錯密度的焊接結構用鑄鋼件具有550mpa以上的充分的拉伸強度，并且呈示了良好的焊接性。
其中，c含量為本發明上限值(1.7質量％)的實施例4雖然處于合格范圍，但焊接性評價稍低。
另一方面，確認到：位錯密度小于1.35×1013m-2的比較例1、2、3及5呈示了拉伸強度不充分。
此外，確認到：si含量大于0.40質量％的比較例4呈示了吸收能量的標準偏差大、即韌性的偏差大。
此外，確認到：焊接裂紋敏感性組成pcm大于0.3的比較例5呈示了不良好的焊接性，另外確認到：雖然焊接裂紋敏感性組成pcm小于0.3但具有與其接近的數值0.29及0.28的實施例4及比較例4呈示了稍低的焊接性。
產業上的可利用性
本發明的焊接結構用鑄鋼件及焊接結構用鑄鋼件的制造方法適合用于大型的焊接結構用鑄鋼件。