CN100476005C

CN100476005C - 焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材及其制造方法

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Publication number: CN100476005C
Application number: CNB2005800276580A
Authority: CN
Inventors: 长谷川泰士; 斋藤直树; 田中洋一
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-08-24
Filing date: 2005-05-02
Publication date: 2009-04-08
Anticipated expiration: 2025-05-02
Also published as: JP2006063348A; WO2006022053A1; US20110129381A1; US8882936B2; JP4358707B2; CN101006192A

Abstract

本发明提供能够将焊接热影响区的强度和韧性同时提高到与母材同等的、抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材及其制造方法。本发明的焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量%计，含有C：0.005～0.10%、W：0.10～3.0%、Nb：0.010～0.080%、V：0.010～0.50%，将Ti限制为不足0.005%，并且，满足EC＝2[C]-[Nb]/9-[V]/12＞0.020，钢材中所含有的W的析出量，通过荧光X射线分析对恒电位电解萃取残渣进行定量分析而得到的分析值为0.0050%以下，钢的断面中的组织构成的60%以上为贝氏体组织。

Description

焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种抗拉强度高达550MPa以上，详细地讲，钢板的轧制方向的抗拉强度为550MPa以上，作为各种结构用材料或者机械用部件在组装、建造时主要使用焊接，在其接头特性上也需要与母材同等的标准的高强度钢，例如造船、桥梁、建筑用各种钢材，以及制造在室温以下的温度使用的耐压储藏容器时使用的钢材。

背景技术

碳含量为0.3％以下的所谓的低碳钢，加工性和焊接性优异，在很多的结构物中被使用。建筑物、车辆、船舶、产业用机械等用这些低碳钢构成骨架、或内隔板和外壳，主要承担起结构体必需的强度。对于降低碳的“软钢”而言，一直以来活跃地进行着极力提高其强度、以减轻结构体的重量的技术开发。由焊接结构构成的结构体，通过提高钢的比强度(每单位质量的强度)，获得了大型化或结构的复杂化，进而获得由高强度而得到的安全性。

但是，要提高低碳钢的强度，必须大量添加碳以外的合金元素，或者在制造钢时伴有用于严格控制结晶组织的装置的复杂化等等，在高强度化或得到加工性的同时，存在伴随有生产率降低、生产成本提高的问题。特别是近年来，制造结构体时尝试着极力缩短不可避免的焊接施工工序，并进行了使焊接线能量增大的技术的开发。其结果，焊接时的线能量超过5万J/cm的情况变多，甚至对于一部分实施了超过10万J/mm、对于建筑物实施了超过12万J/mm的线能量的焊接。在这样的高焊接线能量的场合，被焊接材料受到很大的热影响，熔融金属的近旁处于竟达1400℃的高温，另外，处于钢的A3相变点即900℃以上的温度的、所谓“焊接热影响区”的宽度变大。

其结果，在该焊接热影响区，严格控制组织而制造的碳素钢的组织，将改质成由因大的焊接线能量而引起的升温、和随后的焊接接头的冷却速度决定的不可控制的组织形态。即使焊接后为了消除残余应力而实施回火程度的热处理，由于这样的热处理并不再加热到相变点以上，所以难以改善已改质的组织。

对于这样的焊接热影响区，结构体要求极力维持与没有焊接热影响区的健全部同样的特性，因此最终在该焊接热影响区中钢材特性的发挥成为最重要的课题，用于确保这一点的技术开发成为材料开发的主要课题。

为了防止结晶组织、特别是焊接熔合线近旁的原始γ粒径的增大，在特公昭57-19744号公报和日本专利第3256118号等中记载了关于利用了在高温下难以分解的氮化物、氧化物的钢材的发明。但是，对于在本发明中作为对象的、强度为550MPa以上、组织构成的60％以上为贝氏体的高强度钢，即使适用这些发明，为了体现材料的强度而实施的晶体组织在制造时的上述形态，即与母材同等的晶体粒径、位错密度、析出物的分散密度，由于焊接时的热影响而经过再次相变，由此会发生变化，因此再现困难，即使在能够确保与母材同等的韧性的场合，也未解决难以使这样的热影响区的强度与母材同等的课题。

另一方面，添加Ni和Cr、Mo等提高钢材的淬透性、确保强度的方法，当然作为合金设计的考虑方法也是妥当的。但是，Ni和Mo是高价的元素，在工业上对结构用钢超过例如5％地大量添加并不实用。在忌讳成本的大幅度升高、限制添加量的场合，效果小、成本增加成为问题，因此很难成为实用的解决对策。另外，Cr容易引起析出脆化，与强度上升相反，使韧性丧失。在大量添加Nb、V、Ti等元素的场合也同样。在想要平衡性好地得到高强度钢的热影响区的特性的场合，在工业上几乎成为没有办法的状态。

另一方面，关于虽然其机构尚不明确，但添加W可谋求材料的强度提高的技术，以耐热钢为中心开发了很多技术。特开平10-46290号公报、特开平8-225884号公报和特开平9-217146号公报中记载了关于下述钢材的发明：在含有0.8％以上Cr的耐热钢中，出于提高其蠕变断裂强度的目的而含有0.01～3.5％的W。但是，这些发明都是以提高蠕变特性为主旨，关于其焊接热影响区的强度和韧性的二者兼备，由于耐热钢的使用温度最低也为400℃以上，因此对于韧性几乎没有要求，即便有也是以施工时的裂纹、或者水压试验时的损伤为对象的，另外，对于本来由耐热钢构成的高温高压的发电设备或石油化工设备，线能量高的焊接条件会担心焊接接头的脆化，因此完全不采用添加W的方法。因此，W的添加，并不是为了控制大线能量的焊接热影响区的特性，另外，在钢中的存在形态也当然不同，不考虑作为本发明的对象的在室温以下对结构体实施的大线能量焊接的热影响区的特性确保，其化学成分构成成为原因，假如适用大线能量焊接的场合，必然地韧性显著降低是通例。

另外，对于在室温以下使用的结构用材料中添加W的技术，有为了谋求其它的钢材的特性提高而被适用的例子。日本专利第2633743号公报曾经公开了关于将晶体粒径控制得很微细的厚钢板的制造方法的发明，并记载了关于在2.0％以下的范围添加W的钢材的发明。但是，在这种场合是出于提高材料的淬透性的目的而添加W的，因此关于其析出比例却没有记载，因此关于有效地利用固溶强化的技术，完全没有得到。在特开平4-350119号公报中记载了关于控制钢板的横向温度分布、将钢板的板面内晶粒控制得各处都均匀的方法的发明，但在这种场合，W的添加仍然是以提高淬透性为目的，并没有记载限制析出量的技术。即，没有记载主动地利用W的固溶强化的技术。同样，在特开平9-271806号公报中，记载了关于以钢板表面的氧化皮均匀性为目的的钢板的制造方法和钢板的发明，但是与上述的技术完全一样，关于W的析出控制的见解没有看到，没有考虑主动利用固溶强化。

在特开平7-331382号公报和特开2003-3229号公报中，有关于使焊接热影响区的疲劳强度提高的发明的记载，看到了添加W 0.01～2.0％，利用析出强化或固溶强化进行作用的记载。但是，对于其析出比例却没有谈及，作为金属间化合物的析出也完全没有提到，是以通过单单添加W来提高钢材强度为目的的，当然，不进行析出量的控制的场合，即使使用该技术，由于上述理由，母材和焊接区均达成作为本发明的课题的550MPa级钢的强度和韧性是困难的。

另一方面，在特开2003-313630号公报中可看到关于同时添加Ti和W、使W析出有助于强化的发明的记载。但是，同时添加Ti和W的技术思想，在日本专利第2987735号公报中也有记载，而且还一并记载了通过热处理来控制组织的方法，但只有下述的见解：从其性质上应该不会发生稳定的Ti-W-C的析出物的分解等，索性规定析出量来有效利用。

因此，如以上所述那样，在现有技术中的高强度钢的合金设计中，只是涉及这样的发明：W总是通过析出强化使材料强度提高，这用作为第1作用和效果，在这些发明中，必然地难以避免在焊接热影响区中的由析出物引起的脆化，在强度550MPa以上的高强度钢的焊接热影响区中，不能实现确保与母材同样的强度和韧性特性的目的，这一课题被遗留下来。

发明内容

本发明提供一种解决现有的高强度钢存在的问题，即解决在对低碳钢的强度韧性的平衡性进行调整而制造的抗拉强度为550MPa级以上的钢材中，难以将焊接热影响区的强度和韧性同时提高到与母材同等的问题的钢材，而且，对于具有该化学成分的钢，也同时提供总是稳定获得强度与韧性的平衡的制造方法。

本发明涉及上述那样的现有钢的课题，即本发明为抗拉强度550MPa以上的高韧性高强度钢，是对于必须确保线能量超过5万J/cm的大线能量焊接的热影响区的韧性的钢材，为了使接头和母材的强度和韧性同等而完成的，其要旨如下。

(1)一种焊接性和韧性均优异的抗拉强度550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，含有C：0.005～0.10％、Si：0.01～0.40％、Mn：0.10～3.0％、Al：0.010～0.10％、W：0.10～3.0％、V：0.010～0.50％、Nb：0.010～0.080％，作为杂质P、S、N、O、Ti分别限制为P：0.020％以下、S：0.0040％以下、N：0.006％以下、O：0.0060％以下、Ti：不足0.005％，下述(1)式的EC值超过0.020％，其余量为Fe和不可避免的杂质，钢材中所含有的W的析出量，通过荧光X射线分析对恒电位电解萃取残渣进行定量分析而得到的分析值为0.0050％以下，钢的断面中的组织构成的60％以上为贝氏体组织，

EC＝2[C]-[Nb]/9-[V]/12...(1)

其中，[C]、[Nb]、[V]为各成分的质量％。

(2)根据上述(1)所述的焊接性和韧性均优异的抗拉强度550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，进一步含有Ni：0.010～0.50％、Cu：0.010～0.50％、Co：0.010～0.50％中的1种或2种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的焊接性和韧性均优异的抗拉强度550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，进一步含有Cr：0.020～0.60％、Mo：0.010～0.50％中的1种或2种，代替上述式(1)，下述式(2)的EC值超过0.020％，

EC＝2[C]-[Nb]/9-[V]/12-[M]...(2)

式中，[M]＝[Cr]/23+[Mo]/91，

其中，[C]、[Nb]、[V]、[Cr]、[Mo]为各成分的质量％。

(4)根据上述(1)～(3)中的任一项所述的焊接性和韧性均优异的抗拉强度550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，进一步含有B：0.0003～0.0035％、Ca：0.0003～0.0045％、Mg：0.0003～0.0045％、Y：0.001～0.050％、Ce：0.001～0.050％、La：0.001～0.050％中的1种或2种以上。

(5)一种焊接性和韧性均优异的抗拉强度550MPa级以上的高强度钢材的制造方法，所述高强度钢材是钢的断面中的组织构成的60％以上是贝氏体组织，钢材中所含有的W的析出量通过荧光X射线分析对恒电位电解萃取残渣进行定量分析而得到的分析值为0.0050％以下的高强度钢材，该制造方法的特征在于：将具有上述(1)～(4)中的任一项所述的成分的钢坯用常规方法加热、或利用铸造后的显热在不加热的情况下进行粗轧，精轧，在刚轧制完之后以1℃/s以上的冷却速度进行加速冷却或者自然冷却，由此得到贝氏体组织，进而在加热所需要的时间为1～240分钟的条件下升温到200～700℃的温度区，在该温度区保持10分钟以上10小时以下之后，以1℃/s以上的冷却速度进行加速冷却或者自然冷却。

附图说明

图1是表示用于限制W的析出的化学成分限定参数EC值和W析出量的关系的图。

图2是表示从钢板试板制备评价特性用试片的要领的图。

具体实施方式

对本发明的具有550MPa级以上的强度的、母材和焊接接头这二者的韧性均优异的钢材及其制造方法进行说明。

首先，对于为了达成本发明的目的，而在钢材中作为基本成分含有的化学成分和作为不可避免的杂质应该限制的化学成分的限定理由进行说明。在以下的说明中，只要没有特别说明，则“％”意指“质量％”。

C：C是形成钢材的组织、决定其强度而且需要严格控制的重要元素。在本发明中，由于是关于其抗拉强度为550MPa以上的高强度钢，因此希望组织是贝氏体或马氏体和贝氏体与马氏体的混合组织。。从该观点出发，考虑钢材在制造时的冷却速度、其它合金添加元素，其下限限定为0.005％。在为不足0.005％的碳含量时，会发生强度的降低，不能得到本发明的目标的高强度钢。另外，在超过0.10％地添加C的场合，有时不能达到本发明的最大的特征、即W处于固溶状态的目的，因此，其添加上限规定为0.10％。此外，C含量的下限还通过下述(1)、(2)式的EC值进行限制。

Si：Si在钢材的制造中对脱氧或晶粒内固溶强化有效。其效果从0.01％开始体现出来，当添加量超过0.40％时，起因于与基体材料铁的原子半径差的强化作用过于增大，所以有时反倒损害韧性，因此其添加上限规定为0.40％。

Mn：Mn是提高钢材的淬透性、能够用于组织强化的元素。其效果从0.10％开始体现出发，当添加量超过3.0％时，在铸造工序中产生很强的偏析，有时导致钢锭损坏，因此其添加范围限定在0.10～3.0％。

Al：Al具有很强的脱氧效果，在本发明钢的出钢脱氧时或者二次精练时能够控制钢中氧的浓度。而且，除脱氧外，与氮的亲合力高，具有控制钢中氮浓度的能力。在本发明钢中，有意识地限制Ti，以避免其在钢中析出，但通过使Al固定氮从而作为Ti的氮化物的析出实质上并不存在，所以具有下述特征：Al并不单单以脱氧为目的而添加，也是钢中氮的控制元素，进而限制Ti的析出。其效果，从0.010％开始变得显著，当添加量超过0.10％的场合，钢中生成Al氧化物(主要是Al₂O₃)的簇，反倒损害钢材的韧性，因此其添加范围限定在0.010～0.10％。

W：W是本发明钢的主要必须添加元素，通过使其以固溶状态存在而发挥发明的效果。作为固溶元素对基体材料晶格给予畸变从而进行强化所必需的最低添加量为0.10％，添加量超过3.0％时助长显微偏析，失去组织均匀性，有时不能均匀地得到贝氏体组织，使韧性劣化，因此其添加范围限定在0.10～3.0％。再者，为了添加W并使之以固溶状态存在，如果只单单限制W的添加量是困难的，需要将后述EC值规定为超过0.02，以避免W部分地进入碳化物中。

Nb：Nb在钢中与碳结合给钢材的相变行为带来影响。特别是在Ac₃点以下的温度轧制钢材的场合，抑制处于成分过冷状态的奥氏体相的再结晶的效果优异，而且，在热处理时析出的场合，对析出强化也有效。其添加量在不足0.010％时没有效果、在添加量超过0.080％的场合，存在以粗大的碳化物在晶界析出的倾向，在这种场合，由于作为本发明的最大特征的固溶W置换Nb的一部分而在碳化物中固溶，因此有时间接地析出，因此其添加上限限定为0.08％。

V：V与Nb同样以碳化物形式析出，但主要是在500℃以下的冷却中、或者在热处理时析出，由此通过析出强化作用将钢材强化。另外，处于未析出的状态的V提高钢材的淬透性，诱发低温相变，对提高强度有贡献。其添加效果从添加量为0.010％开始体现出来，在添加量超过0.50％的场合，以粗大的晶界碳化物形式析出，它同样地，因为一部分与W置换，因此降低以W处于固溶状态为特征的本发明的效果，因此其添加范围限制在0.010～0.50％。

本发明以在钢材中所含有的W的析出量为0.0050％以下为特征。原因是W的析出量为0.0050％以下的场合，可充分发挥W的固溶强化的功能。另外，钢材的W的析出量为0.0050％以下时，也可以抑制焊接热影响区的W析出。作为用于抑制W析出的目标值，析出W量根据恒电位电解萃取残渣的湿式定量分析结果测定绝对值的场合，规定为0.0050质量％以下。在本发明中，以固溶状态有效利用所添加的W的至少95％以上。另一方面，为了将W的析出量控制在0.0050％以下，Nb和V等具有强的碳化物形成能力的添加元素只单独地限定上限值是不充分的，不能稳定地防止W的析出。用于将W析出量控制在0.0050％以下的本发明的第1特征在于：在与碳之间同时施加相关的限制，以使得下述(1)式所表示的EC值超过0.020％。

EC＝2[C％]-[Nb％]/9-[V％]/12...(1)

该值是实验得到的经验式的计算值，为了满足该不等式，如果不对C、Nb、V的添加量实施限制，就不能实现作为本发明的特征的固溶W的最大有效利用。

此外，C是从钢材强度和组织控制的观点添加的，但N作为杂质已被减低，因此没有算入EC值中。

另外，定义式EC，是基于以下的实验结果。

采用50kg、300kg、2吨的真空熔炼炉熔炼本发明钢、和Nb、V的添加量在脱离本发明范围的过剩一侧、偏离EC值公式的限制范围的钢，铸造成钢锭，然后根据需要采用热锻等制成轧制用的小型板坯，采用实验室的热轧机热轧成15～60mm厚度的钢板。使轧制温度在700～1000℃之间进行各种变化，轧制后的冷却实施自然冷却或者水冷。然后，根据需要进行回火，以使得材料的强度为550MPa级以上、且具有0℃以下的韧性转变温度。另外，另行再加热至Ac₃点以上进行淬火、或者实施自然冷却等的再热处理，然后再实施1次或多次的回火处理。

从与钢板的轧制方向平行的方向的板厚1/2位置，制备JIS Z2201所述的4号拉伸试片，采用该试片确认强度为550MPa以上后，制备JIS Z2202所述的带有2mm的V型缺口的4号冲击试片，采用该试片求出延性-脆性断面转变温度(以下简称为“转变温度”)，同时从钢材的板厚度的中心位置制备15mm见方的分析用试片，将其进行恒电位电解，吸滤并采集由此得到的残渣，将该捕集到滤纸上的析出物通过X射线衍射进行结构解析，进而通过湿式分析(主要是进行酸溶解后进行荧光X射线分析)测量捕集量，然后测量最初溶解的基体材料的质量(称量溶解后残存的基体材料的量，从溶解之前的量中减去该称量值，按所得到的差值算出)，以质量％求出析出比例。图1表示出该实验的结果，横坐标为EC值、纵坐标为析出W量。很明显地知道，当EC值超过0.020％时，析出W量不会超过0.0050％。

此外，即使由上述式(1)给出的EC值超过0.020％，该钢尚未稳定地达到固溶W的最大有效利用。这在将本发明钢适用于各种用途上是重要的，特别是在晶界上形成碳化物那样的制造条件下，例如热轧后的控制冷却时、轧制后的通常的冷却时、或者在热处理等的工序中，如果有Ti(C，N)的析出，则有时W以(Ti，W)(C，N)的形式析出，特别是在钢板的中心偏析部，在存在Ti被浓缩的部位的场合容易发生，这已由本发明者们通过实验发现。该效果，与Nb、V的效果在现象论上是同样的，但与它们相比，W的置换存在频发的倾向，作为象公式那样的与其它元素的叠加效果，是不能整理的性质的。

为了防止W向Ti(C，N)中的固溶，各种热处理和制造工艺的研究也部分有效，但难以完全防止，通过实验结果的解析发现，基本上控制为Ti＜0.005％、并限制Ti (C，N)的析出是最有效的防止措施。

即，用于将W析出量控制为0.0050％以下的本发明的第2特征是控制为Ti＜0.005％。作为Ti的含量，意味着也包括从耐火材料混入的Ti在内的作为杂质的Ti。

在Ti含有0.005％以上的场合，与析出Ti结合的C量变为12.5ppm以上。即使该结合Ti的一半置换成W的场合，也将析出0.0095％。如果添加的Ti量增加，则该值进一步升高。实际上，W置换TiC的一部分的比例是一半以下，因此实质上只要将Ti限制在不足0.005％，就能够控制作为W的碳化物的析出。

本发明是根据这些新发现而提出的，和以往的与添加W的钢相关技术不同。

再者，在本发明中，除了上述的Ti以外，作为不可避免的杂质存在P、S、N和O的混入，为了维持钢材的强度和韧性、足够作为结构用材料，有必要对它们的容许含量施加限制，P限定为0.020％以下，为了将钢材的韧性稳定地维持得高些，需要优选P为0.010％以下；S限定为0.0040％以下，由于与P的限制理由完全相同的理由，需要优选S为0.0030％以下。N与Ti生成碳氮化物时，会诱发W的析出。由于是应该由Al固定的元素，因此其含量限制为0.006％。在没有限制的场合，在制造工序容易从大气中混入。在投入脱氧剂Al的场合，O有时从制造工序的耐火材料混入，因此有必要管理其上限，规定为0.0060％以下。

以上是本发明的关键。在本发明中为了有效利用发明的效果，可以根据需要追加地添加以下的合金元素。

Ni、Co、Cu：它们都是γ相的稳定化元素，添加到钢材中使淬透性提高，对提高强度有效，对W的析出没有影响。Ni和Co进一步提高钢材的韧性，Cu对韧性没有影响。其效果，分别从0.010％开始可以看到，在添加量超过0.50％的场合，对于Ni而言，与W逆偏析，助长W的显微偏析，从而韧性和强度在钢板的各部分中出现波动；对于Co而言，从制造成本的问题出发难以大量添加；Cu由于晶界脆化而有时使钢材的热加工性降低，因此它们的添加量的上限全部限制在0.50％。

Cr、Mo：它们都是铁素体相的稳定化元素，对钢材的淬透性的提高有特别显著的贡献。其效果，Cr从达到0.020％开始可以看到，Mo从达到0.010％开始可以看到，二者都是碳化物形成元素，所以在热处理时等以碳化物形式析出的场合，与Nb、V一样部分地固溶W，有时减小所添加的W的固溶强化能力。Cr、Mo在分别单独添加时，其上限分别限制在0.60％和0.50％，但在复合添加的场合，需要以EC值换算来限制。通过与得到图1的方法完全相同的实验，从Cr和Mo的添加量如下述(2)式那样将修正式追加到EC值中进行计算，作为新的EC值，通过将式(2)所规定的EC值规定为超过0.020％，发现W的析出量可控制在0.0050％以下。

EC＝2[C]-[Nb]/9-[V]/12-[M]...(2)

式中，[M]＝[Cr]/23+[Mo]/91，

在此，[C]、[Nb]、[V]、[Cr]、[Mo]为各成分的质量％。

在Cr和Mo的场合，不象Nb、V那样与C的亲合力高，在Nb、V的存在下，只能析出极少量。因此各自的系数与Nb、V不同，为较小的值。

B：B添加极少量就可使淬透性提高。与W的析出完全无关系，因此与W添加量之间没有合金设计上的限制。其添加量从0.0003％开始有效，在添加量超过0.0035％时，生成硼化物，有时使钢材的韧性劣化，因此其添加量限制在0.0003～0.0035％。

此外，在本发明中，对于需要韧性的钢材，为了防止生成最有害的MnS，作为控制其形态的元素，可以单独、或同时添加Ca、Mg、La、Ce、Y中的1种或2种以上。先前的元素组、和这些元素的组可以单独、或者同时添加，分别不妨碍本发明的效果。

Ca：Ca添加到钢水中与S结合，具有俘获钢中的活性S的功能。可以在转炉、二次精练、连续铸造的凝固时添加，有效防止粗大的MnS的生成。该脱硫效果，从0.0003％开始显现，在添加量超过0.0045％的场合，生成氧化物簇，有时损害钢材的韧性，因此其添加范围限定为0.0003～0.0045％。

Mg：Mg也同样与S结合生成MgS，由此具有防止生成粗大的MnS的能力。从前因为炼钢技术不发达，所以不怎么频繁地使用，但近年来，由于添加合金的改进，变得可以作为有效的脱硫剂添加。在本发明中，该Mg也能够作为脱硫剂添加。其效果，从0.0003％开始可以看到，在添加量超过0.0045％时，在晶界偏析，有时使钢材的热加工性降低，困此其上限限制为0.0045％。

Y、Ce、La：是在稀土类元素之中具有脱硫能力的元素。它们都具有与Ca、Mg同样的效果。其效果从0.001％开始呈现，在添加量超过0.050％时，形成氧化物簇，有时使钢材的韧性降低，因此其添加范围限制为0.001％～0.050％。

再者，本发明涉及具有550MPa级以上的强度的高强度钢，但其组织为铁素体单相组织时，不能达成强度目标。当从γ相向α相冷却相变时发生晶格转变的贝氏体相变，作为结果得到贝氏体组织时，将其进行回火也可得到微细的组织，在使钢材的断裂韧性提高的同时，在钢中引入大量的位错，具有使钢材的强度提高的效果。

在本发明中，将W作为固溶强化元素进行最大限度地有效利用。因此，为了最显著地显示W的效果，阻碍使钢材变形时产生的位错的运动的位错运动障碍的间隔，必须大于固溶元素W的最接近距离。即，W原子的对位错移动的抑制需要成为主要的位错运动障碍。所以，钢中的位错密度需要为10¹²～10¹⁵/m²左右。另外，同时，钢中的位错密度低于10¹²/m²的场合，基体材料变为铁素体组织，强度达不到550MPa级，在钢中位错密度高于10¹⁵/m²的场合，组织变为马氏体，强度过高，因此必须一定并用长时间的热处理、确保韧性，所以将组织包含贝氏体作为必要条件。

在此，“贝氏体组织”的表述，更详细地讲，意味着“上贝氏体”和“下贝氏体”按面积率计为60％以上的情形，组织复杂、其判别在金属组织学上困难的场合，作为位错密度，在10¹²～10¹⁵/m²左右的范围即可。为了呈现本发明的效果，组织的控制很重要，如没有这一限制，则不能得到含W的效果。

另外，在本发明中，没有关于制造方法的特别限制，但作为结果，具有贝氏体组织(也包括回火过的贝氏体组织)即可。但是，在以下贝氏体为主体的组织的场合，或者即使是上贝氏体，也大量含有硬质第二相(碳化物、残余奥氏体等)、而难以获得韧性的场合，实施回火，能够提高本发明钢的韧性。但是，本发明到底是有效利用W的固溶强化的技术，在追加实施的热处理中必须避免W的析出超过0.005％。

为此，热处理的升温，需要在W不析出的范围迅速地实施。即，不依赖于加热方法、装置，以1～240分钟的加热所需时间升温到200～700℃的温度区，在该温度区保持10分钟以上10小时以下之后，以1℃/s以上的冷却速度进行加速冷却或者自然冷却，由此提高钢材的韧性。该加热所需时间为超过240分的长时间的场合，或者在高温下的保持时间为10小时以上的场合，W不是以碳化物形式析出、而是以金属间化合物Fe₂W的形式析出，丧失固溶强化能力。即，在实施回火时必须注意升温速度、保持时间，如不对它们进行限制，则难以在工业上赋予稳定的特性地生产含W的固溶强化钢，这通过本发明者们的研究开发已经明确。升温的装置，可以使用煤气燃烧器、基于采用电阻加热方式的管式炉的通常的连续加热设备、钢管等使用一般的感应加热设备的快速热处理设备、或者采用红外线、通电加热等的新的加热方式，但优选适用用于抑制W的析出的快速加热。再者，对于加热后忌讳析出脆化的材料而言，进行加速冷却、以限制通过脆化温度带的时间的方法也有效。

对于本发明钢的制造工序本身，没有任何限制。可以采用高炉-转炉的钢铁综合制造工序，使用采用真空感应加热炉的高纯度钢制造工序、或采用电炉-炉外精练设备，另外，将一次制造的钢锭进行再熔融、以降低杂质的ESR法、带状熔融法等也全部能够适用，能够制造本发明钢。另外，热轧、热加工、锻造、钢管成形、后续的热处理也没有限制，在以目标的形状制造钢材上没有限制，能够采用本发明的效果。

实施例

将前面发明内容中的(1)～(4)所述的本发明钢，经由通常的高炉-转炉-二次精练-连续铸造-热轧-热处理工序，制作成厚度为6～120mm的钢板，或者，另行经由电炉熔炼-二次精练-钢锭铸造-热锻-热轧-热处理工序，同样地制作成钢板试板。对一部分该试板实施前面发明内容中的(5)所述的本发明的快速热处理。钢锭重量为2吨～300吨、钢板为长度6～12m、宽度2～4m、重量1.8～12吨。从该钢板试板上，从钢板横向中心部、板厚1/4位置、和板厚1/2位置制备各种试片，作为钢板特性的代表值。图2是表示试片的制备要领的图。在图2中，1为钢板试板、2为JIS Z2202 4号试片、3为JIS Z2201 4号拉伸试片、4为板厚中心位置、5表示钢板的轧制方向。

对试制的钢板实施各种的热处理。对于下述的钢板进行了评价：热轧态钢板；在Ac₁点以下实施回火处理的钢板；实施淬火回火处理的钢板；实施正火处理的钢板；实施多次回火的钢板；在回火后进一步实施冷加工，而且实施了消应力退火的钢板。其中，关于回火，采用前面发明内容中的(5)所述的本发明的快速加热处理方法，防止W的析出。

在评价时，采用按上述的方法制备的JIS Z 2201 4号拉伸试片确认拉伸特性，同样用带有2mmV型缺口的JIS Z 2202 4号冲击试片取得夏比吸收功转变曲线，此外，在与轧制方向平行的断面上、在实施显现组织的腐蚀后用光学显微镜观察金属组织，确认了组织为贝氏体。另外，材料中存在的W化合物，通过使用有机酸的基体材料的恒电位电解来萃取残渣，通过对其进行X射线衍射来分析存在形态，另外，通过湿式分析来分析W量，基于化学计量比计算出析出量。试制的钢，加工出30度的V型坡口，实施线能量20万J/cm的电弧焊接，焊接后制备JIS Z 2202 4号冲击试片，加工试片时使得V型沟槽位于熔合线位置，测定夏比吸收功，代表焊接接头的韧性(以下称为接头的韧性)。

表1～表4表示出本发明钢的化学成分、抗拉强度、母材中的析出W量。另外，表示出控制W析出的参数EC值、以及在-20℃下的母材和焊接接头的韧性。将本发明钢考虑作为结构用钢的场合，作为最低限度必需的韧性值，也考虑在寒冷地区的使用，在-20℃下的吸收功需要为47J以上的场合通常较多，因此将该值作为阈值用于评价。即，47J以下的不能发挥吸收功的材料，判断为不能达成本发明的目的。另外，如已经叙述的那样，使抗拉强度提高的W的效果，不论材料强度都可以发挥，但不用说，特别是对希望提高强度的材料而言，在工业上很有意义。因此，假想用于高强度钢的场合，对其也设定阈值，发挥出前面所述的550MPa以上的材料，作为本发明钢的条件。即，本发明钢限于在具有550MPa以上的强度的同时，含有W，具有在-20℃下的吸收功为47J以上的材料特性的钢。

表5、表6表示出与本发明相对的比较钢的分析、评价结果。在比较钢中，50号钢是C为下限值以下、EC值为0.020％以下，同时不能确保抗拉强度的例子，51号钢是碳过多、不能确保母材韧性的例子，52号钢是Si不足、脱氧不充分、生成氧化物簇(主要是Mn氧化物)、母材和接头的韧性均劣化的例子，53号钢是Si过多、生成Si氧化物的簇、母材和接头均不能确保韧性的例子，54号钢是Mn添加量不足、钢材的抗拉强度不足的例子，55号钢是Mn过多、母材和接头的韧性均劣化的例子，56号钢是Nb不足、析出强化不充分、不能确保抗拉强度的例子，57号钢是Nb过剩、EC值为0.020％以下、W的固溶强化未有效发挥作用、强度下降、同时生成多数的粗大的碳氮化物、母材和接头的韧性劣化的例子，58号钢是V不足、析出强化能力降低、不能确保强度的例子，59号钢是V过剩、生成粗大的碳氮化物、母材和接头的韧性劣化、而且EC值为0.020％以下、W与V(C，N)一起析出、固溶强化能力降低、也不能确保强度的例子，60号钢是W不足、固溶强化能力降低、不能确保抗拉强度的例子，61号钢是W过多、W大量析出、因此同时发生了韧性劣化和强度不足的例子，62号钢是Al不足、脱氧不充分、生成Mn-Si系的氧化物簇、母材韧性劣化的例子，63号钢是Al添加量过剩、生成粗大的Al₂O₃簇、不能确保母材和接头的韧性的例子，64号钢是B过剩、粗大的BN和碳硼化物的析出主要在焊接接头熔合线的晶界发生、接头韧性劣化的例子，65号钢是N过多、尽管已适当添加Al但是(Nb，V)(C，N)的析出增加、W析出、固溶强化能力降低、从而不能确保抗拉强度的例子，66号钢是因为过剩添加了C因此Cr的碳化物粗大地析出、特别是回火时发生脆化、母材和接头的韧性均劣化的例子，67号钢是由于过剩地添加了Mo因此多数地生成Mo₂C、母材和接头的韧性均劣化的例子，68号钢是由于添加了Ti因此Ti(C，N)的析出显著、发生向碳氮化物中的固溶、结果W进入到析出物中变成析出W、因此丧失固溶强化能力、不能确保强度的例子，69号钢虽然是化学成分全部在本发明的限制范围中的钢，但是由于减慢了回火时的升温速度，因此析出W量显著增加、固溶W减少、强度下降的例子，70号钢是只有EC值为作为限制值的0.020％以下、发生W的析出、固溶强化能力降低、强度不足的例子。

产业上的可利用性

通过适用本发明，对于抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢，能够在工业上廉价地供给母材和焊接热影响区二者能够同时实现强度和韧性的钢材，高强度钢能够适用提高了焊接线能量的高效率焊接，可以使焊接结构物的制造变得容易，对缩短工期、降低施工成本有贡献。

Claims

1.一种焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，含有C：0.005～0.10％、Si：0.01～0.40％、Mn：0.10～3.0％、Al：0.010～0.10％、W：0.10～3.0％、V：0.010～0.50％、Nb：0.010～0.080％，作为杂质P、S、N、O、Ti分别限定为P：0.020％以下、S：0.0040％以下、N：0.006％以下、O：0.0060％以下、Ti：不足0.005％，下述(1)式的EC值超过0.020％，其余量为Fe和不可避免的杂质，钢材中所含有的W的析出量，通过荧光X射线分析对恒电位电解萃取残渣进行定量分析而得到的分析值为0.0050质量％以下，钢的断面中的组织构成的60％以上为贝氏体组织，

EC＝2[C]-[Nb]/9-[V]/12 ...(1)

其中，[C]、[Nb]、[V]为各成分的质量％。

2.根据权利要求1所述的焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，进一步含有Ni：0.010～0.50％、Cu：0.010～0.50％、Co：0.010～0.50％中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，进一步含有Cr：0.020～0.60％、Mo：0.010～0.50％中的1种或2种，代替上述(1)式，下述(2)式的EC值超过0.020％，

EC＝2[C]-[Nb]/9-[V]/12-[M] ...(2)

式中，[M]＝[Cr]/23+[Mo]/91，

其中，[C]、[Nb]、[V]、[Cr]、[Mo]为各成分的质量％。

4.根据权利要求1或2所述的焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，进一步含有B：0.0003～0.0035％、Ca：0.0003～0.0045％、Mg：0.0003～0.0045％、Y：0.001～0.050％、Ce：0.001～0.050％、La：0.001～0.050％中的1种或2种以上。

5.根据权利要求3所述的焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材，其特征在于：以质量％计，进一步含有B：0.0003～0.0035％、Ca：0.0003～0.0045％、Mg：0.0003～0.0045％、Y：0.001～0.050％、Ce：0.001～0.050％、La：0.001～0.050％中的1种或2种以上。

6.一种焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材的制造方法，所述高强度钢材是钢的断面中的组织构成的60％以上是贝氏体组织，钢材中所含有的W的析出量通过荧光X射线分析对恒电位电解萃取残渣进行定量分析而得到的分析值为0.0050质量％以下的高强度钢材，该制造方法的特征在于：将具有权利要求1～5中的任一项所述的成分的钢坯用常规方法加热、或利用铸造后的显热在不加热的情况下进行热轧，在刚轧制完之后以1℃/s以上的冷却速度进行加速冷却或者自然冷却，由此得到贝氏体组织，进而在加热所需要的时间为1～240分钟的条件下升温到200～700℃的温度区，在该温度区保持10分钟以上10小时以下之后，以1℃/s以上的冷却速度进行加速冷却或者自然冷却。