專利名稱：：耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及耐延遲斷裂特性(delayedfractureresistance)優(yōu)良的高張力鋼材(hightensilestrengthsteels)及其制造方法，并涉及拉伸強(qiáng)度(tensilestrength)600MPa以上、特別是拉伸強(qiáng)度卯OMPa以上時(shí)耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材。
背景技術(shù)：
：近年來(lái)，建筑工業(yè)機(jī)械(例如起重機(jī)(crane)的動(dòng)臂(move)或起重機(jī)的底盤(pán)(chassis))、罐(tank)、壓力水管(penstock)、管道(pipeline)等使用鋼材的領(lǐng)域中，以構(gòu)造物(structure)的大型化為背景，在指向所用鋼材的高強(qiáng)度化的同時(shí)，鋼材的使用環(huán)境(useenviroment)的苛酷化不斷進(jìn)展。但是，已知這種鋼材的高強(qiáng)度化和鋼材的使用環(huán)境的苛酷化通常會(huì)提高鋼材的延遲斷裂敏感性，例如在高強(qiáng)度螺栓(hightensilebolt)領(lǐng)域中對(duì)于JIS(J鄰aneseIndustrialStandards)B1186規(guī)定的F11T級(jí)螺栓(拉伸強(qiáng)度1100~1300N/mm2)，有盡量不使用的記載等，限定使用高強(qiáng)度鋼材。因此，日本特開(kāi)平3-243745號(hào)公報(bào)、日本特開(kāi)2003-73737號(hào)公報(bào)、日本特開(kāi)2003-239041號(hào)公報(bào)、日本特開(kāi)2003-253376號(hào)公報(bào)及日本特開(kāi)2003-321743號(hào)公報(bào)等中，提出了利用成分適當(dāng)化、晶界強(qiáng)化、晶粒微細(xì)化、氫陷阱(hydrogentrapsite)的使用、組織形態(tài)控制、碳化物微細(xì)分散化等各種技術(shù)的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的鋼材的制造方法。但是，即使利用上述日本特開(kāi)平3-243745號(hào)公報(bào)、日本特開(kāi)2003-73737號(hào)公報(bào)、日本特開(kāi)2003-23卯41號(hào)公報(bào)、日本特開(kāi)2003-253376號(hào)公報(bào)及日本特開(kāi)2003-321743號(hào)公報(bào)等中記載的方法，當(dāng)強(qiáng)度級(jí)別高時(shí)，也難以得到在苛酷的腐蝕環(huán)境下使用時(shí)所要求級(jí)別的耐延遲斷裂特性，特別是在拉伸強(qiáng)度卯OMPa以上的高級(jí)別下，要求耐延遲斷裂特性更優(yōu)良的高張力鋼材及其制造方法。本發(fā)明是鑒于上述情況而完成的，其目的在于提供拉伸強(qiáng)度為600MPa以上、特別是900MPa以上時(shí)，耐延遲斷裂特性比現(xiàn)有的鋼材優(yōu)良的高張力鋼材及其制造方法。
發(fā)明內(nèi)容室溫下不能在鋼中擴(kuò)散的所謂的擴(kuò)散性氫(diffusiblehydrogen)蓄積在應(yīng)力集中部(stressconcentrationzone),當(dāng)其量達(dá)到材料的極限值(thresholdlimitvalue)時(shí)，發(fā)生延遲斷裂，該極限值取決于材料強(qiáng)度和組織等。高強(qiáng)度鋼的延遲斷裂通常以MnS等非金屬夾雜物(non-metallicinclusion)等為起點(diǎn)，多沿原奧氏體晶界(prioraustenitegrainboundaries)等發(fā)生斷裂。因此，作為提高耐延遲斷裂特性的一個(gè)方針，可以列舉減少M(fèi)nS等非金屬夾雜物量或提高原奧氏體晶界強(qiáng)度的方法。本發(fā)明人鑒于上述觀點(diǎn)，為提高鋼材的耐延遲斷裂特性反復(fù)進(jìn)行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過(guò)降低特別是雜質(zhì)元素(impurityelements)P和S的含量及引入由未再結(jié)晶區(qū)(non-recrystallizationregion)內(nèi)的軋制加工所產(chǎn)生的晶粒的拉長(zhǎng)(extension)及變形帶(deformationband),可降低非金屬夾雜物MnS的生成量，并且進(jìn)一步通過(guò)降低偏析到原奧氏體晶界上的雜質(zhì)元素P對(duì)晶界的覆蓋密度(coveringdensity),或者降低析出到板條(lath)界面的滲碳體(cementite)量，可抑制原奧氏體晶界的強(qiáng)度降低，從而能夠得到具有比現(xiàn)有材料優(yōu)良的耐延遲斷裂特性的高張力鋼材。本發(fā)明基于以上見(jiàn)解，進(jìn)一步進(jìn)行研究而完成，即，本發(fā)明為1.一種耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材，其特征在于，以質(zhì)量%計(jì)，含有元素C:0.02~0.25%、Si:0.01~0.8%、Mn:0.5~2.0%、Al:0.0050.1%、N:0.0005-0.008%、P:0.02%以下、S:0.004%以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比(aspectratio)的平均值在整個(gè)板厚方向?yàn)?以上。2.如1所述的高張力鋼材，其中，S:0.003%以下，并且，板條界面的滲碳體覆蓋率為50%以下。3.如1或2所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，鋼組成還含有Mo:1%以下、Nb:0.1%以下、V:0.5%以下、Ti:0.1%以下、CU:2%以下、Ni:4%以下、Cr:2%以下、W:2%以下中的一種或兩種以上。4.如1~3中任一項(xiàng)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，鋼組成還含有B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下中的一種或兩種以上。5.如1~4中任一項(xiàng)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材，其特征在于，使鋼材中含有氫后，通過(guò)鍍鋅(zincgalvanizing)將氫封入鋼中，然后，進(jìn)行應(yīng)變速率(strainrate)lxlO—S/秒以下的低應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)(slowstrainrateteat)，由下式求出的耐延遲斷裂安全度指數(shù)(safetyindexofdelayedfractureresistance)為75%以上，耐延遲斷裂安全度指數(shù)(n/。一100x(X^Xo)式中，xQ:實(shí)質(zhì)上不含擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率，x1:含有擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率。6.如5所述的高張力鋼材，其中，所述耐延遲斷裂安全度指數(shù)為80%以上。7.上述5所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材的制造方法，其特征在于，鑄造具有1~4中任一項(xiàng)所述組成的鋼后，不冷卻到Ar3相變點(diǎn)(transformationtemperature)以下，或者，再加熱到Ac3相變點(diǎn)以上，然后開(kāi)始熱軋，通過(guò)包括在未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)的軋制率(rollingreduction)為30。/。以上的軋制的熱軋(hotrolling)制成規(guī)定的板厚，接著從Ar3相變點(diǎn)以上以TC/秒以上的冷卻速度(coolingrate)冷卻到350。C以下的溫度，然后在Aq相變點(diǎn)以下進(jìn)行回火。8.上述6所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材的制造方法，其特征在于，在上述7所述的Ad相變點(diǎn)以下的回火方法中，使用與輥軋機(jī)及冷卻裝置設(shè)置在同一生產(chǎn)線上的加熱裝置，設(shè)定從37(TC到ACl相變點(diǎn)以下的規(guī)定回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度為rc/秒以上，進(jìn)行回火而使板厚中心部的最高到達(dá)溫度為40(TC以上。9.上述6所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材的制造方法，其特征在于，在上述8所述的Ad相變點(diǎn)以下的回火方法中，進(jìn)一步設(shè)定從回火開(kāi)始溫度到37(TC的板厚中心部的平均升溫速度為2t:/秒以上。根據(jù)本發(fā)明，能夠制造拉伸強(qiáng)度600MPa以上、特別是900MPa以上時(shí)耐延遲斷裂特性極優(yōu)良的高張力鋼材，在工業(yè)上非常有用。圖1是表示本發(fā)明的馬氏體組織的示意圖。圖2表示本發(fā)明的低速加熱回火及快速加熱回火時(shí)析出到板條界面的滲碳體的示意圖和透射電子顯微鏡(transmissionelectronmicroscope,TEM)(萃取復(fù)型(extractedreplica))照片。具體實(shí)施方式(成分組成)對(duì)本發(fā)明中成分的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。表示化學(xué)成分組成的"％"均為質(zhì)量％。C:0.02~0.25%C是為了確保強(qiáng)度而含有的，小于0.02%時(shí)該效果不充分，另一方面，超過(guò)0.25%時(shí)母材及焊接熱影響部的韌性變差，同時(shí)焊接性顯著變差。因此，C含量限定為0.02~0.25%。進(jìn)一步優(yōu)選0.05~0.20%。Si:0.01~0.8%Si作為制鋼階段的脫氧材料及提高強(qiáng)度的元素而含有，小于O.OP/0時(shí)該效果不充分，另一方面，超過(guò)0.8%時(shí)晶界脆化，促進(jìn)延遲斷裂的發(fā)生。因此，Si含量限定為0.01~0.8%。進(jìn)一步優(yōu)選0.1~0.5%。Mn:0.5~2.0%含有Mn是為了確保強(qiáng)度，并且由于回火時(shí)在滲碳體中富集，作為置換型原子的Mn的擴(kuò)散會(huì)限制滲碳體成長(zhǎng)的速度，從而抑制滲碳體的粗大化，但小于0.5%時(shí)該效果不充分，另一方面，超過(guò)2.0%時(shí)焊接熱影響部的韌性變差，同時(shí)焊接性顯著變差。因此，Mn含量限定為0.52.0%。進(jìn)一步優(yōu)選0.7~1.8%。Al:0.0050.1%Al作為脫氧材料而添加，同時(shí)還具有使結(jié)晶粒徑微細(xì)化的效果，小于0.005%時(shí)該效果不充分，另一方面，超過(guò)0.1%時(shí)鋼板容易產(chǎn)生表面缺陷。因此，Al含量限定為0.005-0.1%。進(jìn)一步優(yōu)選0.01-0.05%。N:0.00050.008%N通過(guò)與Ti等形成氮化物而使組織微細(xì)化，是為了具有提高母材及焊接熱影響部的韌性的效果而添加的。小于0.0005%時(shí)組織的微細(xì)化效果不充分，另一方面，添加超過(guò)0.008。/。時(shí)固溶N量增加，因而母材及焊接熱影響部的韌性受損。因此，N含量限定為0.0005%~0.008%。進(jìn)一步優(yōu)選0.001%~0.005%。P:0.02%以下作為雜質(zhì)元素的P在回火處理時(shí)容易偏析到原奧氏體晶界等晶界，超過(guò)0.02%時(shí)使相鄰晶粒的結(jié)合強(qiáng)度降低，低溫韌性和耐延遲斷裂特性變差。因此，P含量限定為0.02%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.015%以下。S:0.004%以下作為雜質(zhì)元素的S容易生成非金屬夾雜物MnS，超過(guò)0.004%時(shí)夾雜物的量過(guò)多，延遲斷裂強(qiáng)度降低，低溫韌性和耐延遲斷裂特性變差。因此，S含量限定為0.004%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.003%以下。本發(fā)明中，根據(jù)所需要的特性可以進(jìn)一步含有以下成分。Mo:1%以下Mo具有提高淬透性及強(qiáng)度的作用，同時(shí)，通過(guò)形成碳化物而捕獲擴(kuò)散性氫，使耐延遲斷裂特性提高。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05%以上。但是，超過(guò)1%的添加則經(jīng)濟(jì)性差。因此，添加Mo時(shí)，其含量限定為1%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.8%以下。不過(guò)，Mo具有增大回火軟化抵抗的作用，為了確保強(qiáng)度在900MPa以上，優(yōu)選添加0.2%以上。Nb:0.1%以下Nb作為微合金元素提高強(qiáng)度，同時(shí)，通過(guò)形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕獲擴(kuò)散性氫，使耐延遲斷裂特性提高。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.01%以上。但是，超過(guò)0.1%的添加會(huì)使焊接熱影響部的韌性變差。因此，添加Nb時(shí)，其含量限定為0.1%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.05°/。以下。V:0.5%以下V作為微合金元素提高強(qiáng)度，同時(shí)，通過(guò)形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕獲擴(kuò)散性氫，使耐延遲斷裂特性提高。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.02%以上。但是，超過(guò)0.5%的添加會(huì)使焊接熱影響部的韌性變差。因此，添加V時(shí)，其含量限定為0.5%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.1%以下。Ti:0.1%以下Ti在軋制加熱或焊接時(shí)生成TiN，抑制奧氏體晶粒的成長(zhǎng)，提高母材及焊接熱影響部的韌性，同時(shí)，通過(guò)形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕獲擴(kuò)散性氫，使耐延遲斷裂特性提高。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.005%以上。但是，超過(guò)0.1%的添加會(huì)使焊接熱影響部的韌性變差。因此，添加Ti時(shí)，其含量限定為0.1%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.05%以下。Cu:2%以下Cu具有通過(guò)固溶強(qiáng)化及析出強(qiáng)化而提高強(qiáng)度的作用。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05%以上。但是，Cu含量超過(guò)2。/。時(shí)，鋼片加熱時(shí)或焊接時(shí)容易產(chǎn)生熱裂紋。因此，添加Cu時(shí)，其含量限定為2%以下。進(jìn)一步優(yōu)選1.5%以下。Ni:4%以下Ni具有提高韌性及淬透性的作用。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.3%以上。但是，Ni含量超過(guò)4。/。時(shí)經(jīng)濟(jì)性差。因此，添加Ni時(shí)，其含量限定為4%以下。進(jìn)一步優(yōu)選3.8%以下。Cr:2%以下Cr具有提高強(qiáng)度及韌性的作用，而且高溫強(qiáng)度特性優(yōu)良。并且，由于回火時(shí)在滲碳體中富集，作為置換型原子的Cr的擴(kuò)散會(huì)限制滲碳體成長(zhǎng)的速度，還具有抑制滲碳體粗大化的效果。因此，優(yōu)選在高強(qiáng)度化且抑制滲碳體粗大化時(shí)主動(dòng)添加，特別是為了獲得拉伸強(qiáng)度900MPa以上的特性，優(yōu)選添加0.3%以上。但是，Cr含量超過(guò)2%時(shí)焊接性變差。因此，添加Cr時(shí)其含量限定為2%以下。進(jìn)一步優(yōu)選1.5%以下。W:2%12W具有提高強(qiáng)度的作用。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05%以上。但是，超過(guò)2%時(shí)焊接性變差。因此，添加W時(shí)，其含量限定為2%以下。B:0.003%以下B具有提高淬透性的作用。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.0003%以上。但是，超過(guò)0.003%時(shí)韌性變差。因此，添加B時(shí)，其含量限定為0.003%以下。Ca:0.01%以下Ca是對(duì)于硫化物類夾雜物的形態(tài)控制不可缺少的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.0004%以上。但是，添加超過(guò)0.01°/。時(shí)，導(dǎo)致潔凈度和耐延遲斷裂特性降低。因此，添加Ca時(shí)，其含量限定為0.01%以下。REM:0.02%以下REM(注REM是RareEarthMetal的簡(jiǎn)稱，即稀土金屬)通過(guò)在鋼中以REM(rare-earthmetal)(0、S)的形式生成REM氧硫化物(oxysulside)而減少晶界的固溶S量，改善耐SR裂紋特性(耐應(yīng)力消除裂紋，stressreliefcrackingresistance)(或者也稱耐PWHT裂紋特性(耐焊后熱處理，postweldedheattreatmentcrackingresistance))。為了得至U該效果，優(yōu)選添加0,001%以上。但是，添加超過(guò)0.02%時(shí)，REM氧硫化物在沉淀晶區(qū)顯著蓄積，導(dǎo)致材質(zhì)的劣化。因此，添加REM時(shí)，其添加量限定為0.02%以下。Mg:0.01%以下Mg有時(shí)作為鐵水脫硫材料使用。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.001%以上。但是，添加超過(guò)0.01%時(shí)導(dǎo)致潔凈度降低。因此，添加Mg時(shí)，其添加量限定為0.01%以下。[顯微組織]對(duì)本發(fā)明中顯微組織的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。構(gòu)成本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼的代表性組織為馬氏體或貝氏體。特別是本發(fā)明的馬氏體組織，具有如圖1的組織示意圖所示的多個(gè)特征性的4種組織單元(原奧氏體晶粒(prioraustenite)、板條束(packet)、板條塊(block)、板條(lath))分層重疊的微細(xì)且復(fù)雜的形態(tài)。在此，板條束定義為由具有平行排列的相同慣習(xí)面(habitplane)的板條群體形成的區(qū)域，板條塊由平行且取向相同的板條群體構(gòu)成。本發(fā)明中，原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比(圖1中原奧氏體晶粒的長(zhǎng)軸a與短軸b之比a/b)的平均值在整個(gè)板厚方向?yàn)?以上，優(yōu)選為4以上。通過(guò)將原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比設(shè)定為3以上，降低回火處理時(shí)偏析到原奧氏體晶界、板條束邊界等的P的晶界覆蓋率，提高低溫韌性(low-temperaturetoughness)及耐延遲斷裂特性，使該顯微組織(microstmcture)存在于整個(gè)板厚方向，由此得到具備上述特性的均質(zhì)鋼材。原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比的測(cè)定，在例如使用苦味酸(picricacid)使原奧氏體晶粒顯出后，通過(guò)圖像分析(imageanalysis)進(jìn)行評(píng)價(jià)，以例如500個(gè)以上原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比的簡(jiǎn)單平均值作為原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比。本發(fā)明中，長(zhǎng)徑比的平均值在整個(gè)板厚方向?yàn)?以上是指，至少鋼板表面的表面下lmm、板厚1/4、1/2、3/4部、鋼板背面的表面下lmm各部位的長(zhǎng)徑比的平均值為3以上、進(jìn)一步優(yōu)選4以上的情況。本發(fā)明人在上述基礎(chǔ)上進(jìn)一步進(jìn)行了詳細(xì)的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，特別是通過(guò)使圖1的板條塊內(nèi)生成的大量微細(xì)的板條界面上析出的滲碳體量(以下稱為板條界面的滲碳體覆蓋率)為50%以下，能夠抑制原奧氏體晶界的強(qiáng)度降低，提高耐延遲斷裂特性。板條界面的滲碳體覆蓋率進(jìn)一步優(yōu)選為30%以下。圖2表示板條界面上析出的滲碳體的示意圖和TEM照片。如圖2所示，板條界面的滲碳體覆蓋率是利用掃描電鏡對(duì)用nital(硝酸乙醇溶液)而顯出的組織拍攝照片，使用該照片，測(cè)定例如50個(gè)以上板條界面上析出的滲碳體沿界面的長(zhǎng)度(L#)和板條界面的長(zhǎng)度(L^)，將用滲碳體沿板條界面的長(zhǎng)度的總和除以板條界面的長(zhǎng)度的總和再乘以IOO而得到的數(shù)值作為板條界面的滲碳體覆蓋率。本發(fā)明中，可以進(jìn)一步規(guī)定使鋼材中含有氫后，通過(guò)鍍鋅將氫封入鋼中，然后，進(jìn)行應(yīng)變速率lxlO'V秒以下的低應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)，由下式求出的耐延遲斷裂安全度指數(shù)為75%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為80%以上。耐延遲斷裂安全度指數(shù)(。/。)-100x(X!/Xo)式中，X。實(shí)質(zhì)上不含擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率，X1:含有擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率根據(jù)耐延遲斷裂安全度指數(shù)，能夠定量地評(píng)價(jià)鋼材的耐延遲斷裂特性的優(yōu)劣，該指數(shù)越高，可以說(shuō)耐延遲斷裂特性越優(yōu)良，但在通常的大氣環(huán)境下使用鋼材時(shí)，通過(guò)將耐延遲斷裂安全度指數(shù)設(shè)定為75%以上、進(jìn)一步優(yōu)選80%以上，能夠得到實(shí)用上充分良好的耐延遲斷裂特性。但是，對(duì)于拉伸強(qiáng)度小于1200MPa的鋼種，由于有時(shí)在腐蝕環(huán)境或低溫環(huán)境等苛酷環(huán)境下使用，或者有時(shí)加工度劇烈，因此優(yōu)選具有80%以上、進(jìn)一步優(yōu)選85%以上的耐延遲斷裂安全度指數(shù)。15本發(fā)明能夠應(yīng)用于鋼板(steelplate)、型鋼(steelshapes)及棒鋼(steelbar)等各種形狀的鋼材，制造條件中的溫度規(guī)定為鋼材中心部的溫度規(guī)定，鋼板為板厚中心，型鋼為賦予本發(fā)明所述特性的部位的板厚中心，鋼棒為直徑方向的中心。但是，中心部附近也具有幾乎相同的溫度歷史，因此并不限定于中心本身。鑄造條件(castcondition)本發(fā)明對(duì)于任何鑄造條件下制造的鋼材均有效，因此無(wú)需特別限定鑄造條件。由鋼水制造扁鋼錠的方法和軋制扁鋼錠制造鋼坯的方法沒(méi)有特別限制?？梢岳猛ㄟ^(guò)轉(zhuǎn)爐法、電爐法等熔煉后的鋼或通過(guò)連鑄、鑄錠法等制造的鋼坯。熱軋條件軋制扁鋼錠而制造鋼坯時(shí)，可以不冷卻到Ar3相變點(diǎn)以下而直接開(kāi)始熱軋，也可以將暫時(shí)冷卻的扁鋼錠再加熱到AC3相變點(diǎn)以上后開(kāi)始熱軋。這是因?yàn)橹灰谠摐囟确秶鷥?nèi)開(kāi)始軋制，就不會(huì)失去本發(fā)明的有效性。另外，將在未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)的軋制率設(shè)定為30%以上、優(yōu)選設(shè)定為40%以上，并在AC3相變點(diǎn)以上結(jié)束軋制。這是因?yàn)檐堉坡?0%以上的未再結(jié)晶區(qū)軋制，在熱軋時(shí)使奧氏體晶粒拉長(zhǎng)，同時(shí)引入變形帶，從而使回火處理時(shí)偏析到晶界的P的晶界覆蓋率降低。原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比越高，則有效結(jié)晶粒徑(形成斷面單元的晶粒的粒徑(effectivegrainsize)，具體而言為板條束)越微細(xì)化，并且P的原奧氏體晶界、板條束邊界等的晶界覆蓋率越小，因此耐延遲斷裂特性提高。本發(fā)明中，求Ar3相變點(diǎn)fC)及Ac3相變點(diǎn)rC)的算式?jīng)]有特別限制，可以采用例如Ar3=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo、Ac3=854-180C+44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr。這些式中各元素采用鋼中含量(質(zhì)量％))。熱軋后的冷卻條件熱軋結(jié)束后，為了確保母材強(qiáng)度及母材韌性，從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度到35(rc以下的溫度以rc/秒以上的冷卻速度進(jìn)行強(qiáng)制冷卻。強(qiáng)制冷卻開(kāi)始溫度設(shè)定為Ar3相變點(diǎn)以上的理由是為了使鋼板從奧氏體單相的狀態(tài)開(kāi)始冷卻。當(dāng)從低于Ar3相變點(diǎn)的溫度范圍開(kāi)始冷卻時(shí)，淬火組織變得不均勻，導(dǎo)致韌性和耐延遲斷裂特性變差。鋼板溫度冷卻到35(TC以下的理由是為了完成從奧氏體到馬氏體或貝氏體的相變，從而使母材強(qiáng)韌化、并且提高耐延遲斷裂特性。此時(shí)的冷卻速度設(shè)定為1。C/秒以上、優(yōu)選2'C/秒以上。另外，冷卻速度是用熱軋結(jié)束后從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度冷卻到35(TC以下的溫度所需要的溫度差除以該冷卻所需時(shí)間而得到的平均冷卻速度?；鼗饤l件在板厚中心部的最高到達(dá)溫度為ACl相變點(diǎn)以下的規(guī)定溫度下進(jìn)行回火處理。限定為Ad相變點(diǎn)以下的理由是因?yàn)槌^(guò)Aq相變點(diǎn)時(shí)產(chǎn)生奧氏體相變，強(qiáng)度顯著降低。另外，回火優(yōu)選使用與輥軋機(jī)及冷卻裝置設(shè)置在同一生產(chǎn)線上且設(shè)置于冷卻裝置下游側(cè)的在線加熱裝置。其原因在于，能夠縮短從軋制、淬火處理到回火處理所需的時(shí)間，從而提高生產(chǎn)率。另夕卜，回火時(shí)的升溫速度優(yōu)選為0.05°。/秒以上。小于0.05°。/秒時(shí)，回火處理時(shí)P偏析到原奧氏體晶界、板條束邊界等上的量增多，低溫韌性和耐延遲斷裂特性變差。另外，如果是回火時(shí)的升溫速度為2°C/秒以下的低速加熱，則從抑制滲碳體等析出物的成長(zhǎng)以及生產(chǎn)率的觀點(diǎn)考慮，回火溫度的保持時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為30分鐘以下。另外，以從37(TC到Ac,相變點(diǎn)以下的規(guī)定回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度為rc/秒以上的快速加熱為優(yōu)選的回火條件，優(yōu)選進(jìn)行回火而使板厚中心部的最高到達(dá)溫度為40(TC以上。平均升溫速度設(shè)定為rc/秒以上的理由是為了降低偏析到原奧氏體晶界、板條束邊界等上的雜質(zhì)元素p的晶界覆蓋率，以及如圖2中本發(fā)明的低速加熱回火及快速加熱回火時(shí)板條界面上析出的滲碳體的示意圖和TEM照片的比較所示，實(shí)現(xiàn)板條界面上析出的滲碳體量的降低。在更有效地防止p晶界偏析到原奧氏體晶界、板條束邊界等的情況下，在上述從37(TC到Ad相變點(diǎn)以下的規(guī)定回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度為rc/秒以上的快速加熱的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步優(yōu)選從回火開(kāi)始溫度到37(TC的板厚中心部的平均升溫速度為2。C/秒以上的快速加熱。設(shè)定從回火開(kāi)始溫度到37(TC的板厚中心部的平均升溫速度為2'C/秒以上的理由是因?yàn)閜在該溫度范圍內(nèi)特別容易偏析到原奧氏體晶界、板條束邊界等上。另外，在設(shè)定從37(TC到Ad相變點(diǎn)以下的規(guī)定回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度為rc/秒以上、并進(jìn)一步設(shè)定從回火開(kāi)始溫度到37(TC的板厚中心部的平均升溫速度為2'C/秒以上時(shí)，為了提高生產(chǎn)率并防止?jié)B碳體等析出物的粗大化引起的耐延遲斷裂特性變差，回火溫度的保持時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為60秒以下。另外，升溫速度是用冷卻后板厚中心部的最高到達(dá)溫度再加熱到ACl相變點(diǎn)以下的規(guī)定溫度所需要的溫度差除以再加熱所需時(shí)間而得到的平均升溫速度。為了防止冷卻中析出物的粗大化，回火后的冷卻速度優(yōu)選將回火溫度200。C的平均冷卻速度設(shè)定為0.05。C/秒以上。18另夕卜，用于回火的加熱可以為感應(yīng)加熱(inductionheating)、通電加熱(energizationheating)、紅夕卜車(chē)畐身寸力n熱(infra-redradiantheating)、氣體加熱(furnaceheating)等任何一種方式?；鼗鹧b置可以使用與輥軋機(jī)及直接淬火裝置設(shè)置在不同生產(chǎn)線上的加熱裝置，也可以使用與輥軋機(jī)及直接淬火裝置直接連接而設(shè)置在相同生產(chǎn)線上的加熱裝置。任何一種配置的加熱裝置均不影響本發(fā)明的效果。實(shí)施例1表1和2顯示實(shí)施例中使用的鋼的化學(xué)成分，表3和4顯示鋼板制造條件、原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比。對(duì)表1和2所示化學(xué)成分的鋼AZ、AAII進(jìn)行熔煉，鑄造成鋼坯(鋼坯尺寸高100mmx寬150mmx長(zhǎng)150mm)，在加熱爐中加熱到表3和4所示的加熱溫度后，以表3和4所示的未再結(jié)晶區(qū)的軋制率進(jìn)行熱軋，制成鋼板。熱軋后，接著以表3和4所示的直接淬火開(kāi)始溫度、直接淬火終止溫度和冷卻速度進(jìn)行直接淬火，然后，使用電磁型感應(yīng)力口熱裝置(solenoidtypeinductionheatingapparatus)以表3禾口4所示的回火開(kāi)始溫度、回火溫度和保持時(shí)間進(jìn)行回火處理。直接淬火(directquenching)通過(guò)以1。C/秒以上的冷卻速度強(qiáng)制冷卻(水冷)到35(TC以下的溫度來(lái)進(jìn)行。另外，板厚中心部的平均升溫速度通過(guò)鋼板的通板速度進(jìn)行控制。另外，保持于回火溫度的情況下，通過(guò)使鋼板在電磁型感應(yīng)加熱裝置內(nèi)往返而進(jìn)行加熱，保持在相對(duì)于目標(biāo)加熱溫度土5t:的范圍內(nèi)。另外，回火加熱后的冷卻如表3和4所示采用空冷(aircooling)?；鼗饻囟取⒋慊饻囟鹊劝搴裰行牟康臏囟扔捎幂椛涓邷赜?jì)(emissionpyrometer)在表面逐次測(cè)定的溫度測(cè)定結(jié)果，通過(guò)傳熱計(jì)算(heattransfercalculation沐出。表5和6顯示所得鋼板的屈服強(qiáng)度(yieldstrength)、拉伸強(qiáng)度、韌脆轉(zhuǎn)變溫度(fractureappearancetransitiontemperature)(vTrs)、而寸延遲斷裂安全度指數(shù)。冷卻速度為從直接淬火開(kāi)始溫度到直接淬火終止溫度之間的板厚中心部的平均冷卻速度。下述試驗(yàn)中使用的試驗(yàn)片是在鋼板長(zhǎng)度方向的中央部和鋼板寬度方向的1/4位置各采集3個(gè)試驗(yàn)片。原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比是使用光學(xué)顯微鏡(opticalmicroscopy)在鋼板表面的表面下lmm、板厚1/4、1/2、3/4部、鋼板背面的表面下lmm各部位對(duì)用苦味酸腐蝕(etching)后的組織拍攝照片，各測(cè)定約500個(gè)原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比，求出其平均值。另夕卜，屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度根據(jù)JISZ2241利用總厚度拉伸試驗(yàn)片進(jìn)行測(cè)定，韌性根據(jù)JISZ2242使用從板厚中心部采集的試驗(yàn)片進(jìn)行擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)，通過(guò)由此得到的vTrs進(jìn)行評(píng)價(jià)。另外，耐延遲斷裂安全度指數(shù)使用棒狀試驗(yàn)片，通過(guò)陰極充氫法(cathodichydrogencharging)充氫，使試驗(yàn)片中的擴(kuò)散性氫量(amountofdiffusiblehydrogen)達(dá)到約0.5質(zhì)量ppm，然后對(duì)試驗(yàn)片表面進(jìn)行鍍鋅，由此封入氫，然后以1"0—6/秒的應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，求出斷裂的試驗(yàn)片的斷面收縮率(reductionofarea)，再以同樣的應(yīng)變速率對(duì)不充氫的試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，根據(jù)下式進(jìn)行評(píng)價(jià)。耐延遲斷裂安全度指數(shù)(。/。^100x(X"Xo)式中，XQ:實(shí)質(zhì)上不含擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率，X1:含有擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率。vTrs的目標(biāo)，對(duì)于拉伸強(qiáng)度小于1200MPa的鋼種為-4(TC以下，對(duì)于拉伸強(qiáng)度1200MPa以上的鋼種為-3(TC以下。另一方面，耐延遲斷裂安全度指數(shù)的目標(biāo)，對(duì)于拉伸強(qiáng)度小于1200MPa的鋼種為80%以上，對(duì)于拉伸強(qiáng)度1200MPa以上的鋼種為75%以上。表3和4表明，未再結(jié)晶區(qū)軋制率在本發(fā)明范圍外的鋼板No.l8~20，其原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比也在本發(fā)明范圍外。另外，表5和6表明，通過(guò)本發(fā)明方法制造的鋼板No.l17和鋼板No.3339(本發(fā)明例)，其化學(xué)成分、制造方法、原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比在本發(fā)明范圍內(nèi)，能夠得到良好的vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)。與此相對(duì)，比較鋼板No.1832和鋼板No.4044(比較例)，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)中的至少一個(gè)在上述目標(biāo)范圍外。下面，分別說(shuō)明這些比較例。成分在本發(fā)明范圍外的鋼板No.29~32和鋼板No.4044，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)中的至少一個(gè)未達(dá)到目標(biāo)值。未再結(jié)晶區(qū)軋制率在本發(fā)明范圍外的鋼板No.1820，其耐延遲斷裂安全度指數(shù)未達(dá)到目標(biāo)值。直接淬火開(kāi)始溫度在本發(fā)明范圍外的鋼板No.21~23，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)均未達(dá)到目標(biāo)值。直接淬火終止溫度在本發(fā)明范圍外的鋼板No.24，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)均未達(dá)到目標(biāo)值。21冷卻速度和直接淬火終止溫度在本發(fā)明范圍外的鋼板No.25，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)均未達(dá)到目標(biāo)值?；鼗饻囟仍诒景l(fā)明范圍外的鋼板No.26~28，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)均未達(dá)到目標(biāo)值。實(shí)施例2對(duì)表7和8所示化學(xué)成分的鋼A~Z、AA~II進(jìn)行熔煉，在與實(shí)施例1同樣的制造條件下鑄造成鋼坯，在加熱爐中加熱后，進(jìn)行熱軋，制成鋼板。熱軋后，接著進(jìn)行直接淬火，然后，使用電磁型感應(yīng)加熱裝置進(jìn)行回火。直接淬火通過(guò)以rc/秒以上的冷卻速度強(qiáng)制冷卻(水冷)到35(TC以下的溫度來(lái)進(jìn)行。原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比與實(shí)施例1同樣求出，采用約550個(gè)原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比的平均值。板條界面的滲碳體覆蓋率是使用掃描電鏡在板厚1/4位置處對(duì)用硝酸乙醇溶液腐蝕后的組織拍攝照片，測(cè)定約60個(gè)板條界面上析出的滲碳體沿界面的長(zhǎng)度(L,體)和板條界面的長(zhǎng)度(L縣)，將用滲碳體沿板條界面的長(zhǎng)度的總和除以板條界面的長(zhǎng)度的總和再乘以100而得到的數(shù)值作為板條界面的滲碳體覆蓋率。另外，屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度及耐延遲斷裂安全度指數(shù)與實(shí)施例1同樣求出。vTrs的目標(biāo)，對(duì)于拉伸強(qiáng)度小于1200MPa的鋼種為-40。C以下，對(duì)于拉伸強(qiáng)度1200MPa以上的鋼種為-30。C以下。另一方面，耐延遲斷裂安全度指數(shù)的目標(biāo)，對(duì)于拉伸強(qiáng)度小于1200MPa的鋼種為85%以上，對(duì)于拉伸強(qiáng)度1200MPa以上的鋼種為80%以上。表9和IO顯示鋼板制造條件、原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比、板條的滲碳體覆蓋率，表11和12顯示所得鋼板的屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度、韌脆轉(zhuǎn)變溫度(vTrs)、耐延遲斷裂安全度指數(shù)。另外，表9~12所示實(shí)施例的劃分是將滿足技術(shù)方案8所述發(fā)明的條件的實(shí)施例作為本發(fā)明例，將不滿足的作為比較例。No.l17和4147是從回火開(kāi)始溫度到370。C的加熱速度設(shè)定為2。C/秒以上的實(shí)施例，是技術(shù)方案9所述的發(fā)明例。No.35、36不滿足技術(shù)方案9所述發(fā)明的條件中從回火開(kāi)始溫度到37(TC的加熱速度設(shè)定為2t:/秒以上的條件，但滿足技術(shù)方案8所述發(fā)明的條件，因此劃分為本發(fā)明例。表9和10表明，未再結(jié)晶區(qū)軋制率在本發(fā)明范圍外的鋼板No.1820，其原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比和板條的滲碳體覆蓋率均在本發(fā)明范圍外。另外，回火溫度在本發(fā)明范圍外的鋼板No.2628，其板條的滲碳體覆蓋率均在本發(fā)明范圍外。另外，從回火開(kāi)始溫度到37(TC的板厚中心部的平均升溫速度、和從370。C到回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度中的至少一個(gè)在本發(fā)明范圍外的鋼板No.30、32~34，其板條的滲碳體覆蓋率在本發(fā)明范圍外。另外，表ll和12表明，通過(guò)本發(fā)明方法制造的鋼板No.l17和鋼板No.35、36(本發(fā)明例)，其化學(xué)成分、制造方法、原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比、板條的滲碳體覆蓋率在本發(fā)明范圍內(nèi)，能夠得到良好的vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)。另外，將在本發(fā)明范圍內(nèi)、僅回火開(kāi)始溫度37(TC的板厚中心部的平均升溫速度不同的鋼板No.4與鋼板No.35、以及鋼板No.12與鋼板No.36進(jìn)行比較時(shí)可知，回火開(kāi)始溫度37(TC的板厚中心部的平均升溫速度為2'C/秒以上的鋼板No.4、12分別具有比鋼板No.35、36優(yōu)良的vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)。與此相對(duì)，比較鋼板No.l834和37~40、48~52(比較例)，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)中的至少一個(gè)在上述目標(biāo)范圍外。下面，分別說(shuō)明這些比較例。成分在本發(fā)明范圍外的鋼板No.37~40和4852，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)均未達(dá)到目標(biāo)值。未再結(jié)晶區(qū)軋制率在本發(fā)明范圍外的鋼板No.1820，其耐延遲斷裂安全度指數(shù)未達(dá)到目標(biāo)值。直接淬火開(kāi)始溫度在本發(fā)明范圍外的鋼板No.21~23，其vTrs和耐延遲斷裂安全度指數(shù)中的至少一個(gè)未達(dá)到目標(biāo)值。直接淬火終止溫度在本發(fā)明范圍外的鋼板No.24、25，其vTrs未達(dá)到目標(biāo)值?；鼗饻囟仍诒景l(fā)明范圍外的鋼板No.26~28，其vTrs和耐氫脆安全度指數(shù)中的至少一個(gè)未達(dá)到目標(biāo)值。37(TC回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度在本發(fā)明范圍外的鋼板No.2934，其vTrs和耐氫脆安全度指數(shù)中的至少一個(gè)未達(dá)到目標(biāo)值。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性根據(jù)本發(fā)明，能夠制造拉伸強(qiáng)度在600MPa以上、特別是900MPa以上時(shí)耐延遲斷裂特性極優(yōu)良的高張力鋼材，在產(chǎn)業(yè)上非常有用。表1(質(zhì)量w<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>注l:*標(biāo)記表示在本發(fā)明范圍外注2:Ar^910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo(各成分為含量(質(zhì)量0/0))注3:Ac產(chǎn)723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3Cr(各成分為含量(質(zhì)量0/0))<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>表5No.鋼種板厚(mm)屈服強(qiáng)度(MPa)拉伸強(qiáng)度(MPa)板厚中心部vTrs(。C)耐延遲斷裂安全度指數(shù)(%)備注1A25573.648-10593本發(fā)明例2B12601678—11689本發(fā)明例3C25801868-7891本發(fā)明例4D1210231048-6889本發(fā)明例5E2510061027-6985本發(fā)明例6F1210561061-5983本發(fā)明例7G2510131052-5985本發(fā)明例8H5010141019-5284本發(fā)明例9I121083"97-4281本發(fā)明例10J25:11971247-4285本發(fā)明例"K5012321267—4179本發(fā)明例12匕6010171057-4886本發(fā)明例13M612571263—4980本發(fā)明例14N1213571376—4179本發(fā)明例150251327.1387-3978本發(fā)明例16P601287'1298-3679本發(fā)明例17Q613561387—3578本發(fā)明例18A25476553-4246*比較例19B12529607-5842*比較例20'G25815823-5938*比較例21D12831867-29*66*比較例22E25923941-31*59*比較例注l:*標(biāo)記表示在本發(fā)明范圍外注2:本發(fā)明范圍l.板厚中心部vTrs('C)拉伸強(qiáng)度小于1200MPa-40'。以下拉伸強(qiáng)度1200MPa以上-30'C以下2.耐延遲斷裂安全度指數(shù)拉伸強(qiáng)度小于1200MPa80%以上拉伸強(qiáng)度1200MPa以上75%以上<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table>權(quán)利要求1.一種高張力鋼材，其以質(zhì)量％計(jì)，含有元素C0.02～0.25％、Si0.01～0.8％、Mn0.5～2.0％、Al0.005～0.1％、N0.0005～0.008％、P0.02％以下、S0.004％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比的平均值在整個(gè)板厚方向?yàn)?以上。2.如權(quán)利要求1所述的高張力鋼材，其中，S:0.003%以下，并且，板條界面的滲碳體覆蓋率為50%以下。3.如權(quán)利要求1或2所述的高張力鋼材，其鋼組成以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo:1%以下、Nb:0.1%以下、V:0.5%以下、Ti:0.1%以下、Cu:2%以下、Ni:4%以下、Cr:2%以下、W:2%以下中的一種或兩種以上。4.如權(quán)利要求1~3中任一項(xiàng)所述的高張力鋼材，其鋼組成以質(zhì)量%計(jì)，還含有B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下中的一種或兩種以上。5.如權(quán)利要求1~4中任一項(xiàng)所述的高張力鋼材，其中，使鋼材中含有氫后，通過(guò)鍍鋅將氫封入鋼中，然后，進(jìn)行l(wèi)xlO勺秒以下的低應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)，由下式求出的耐延遲斷裂安全度指數(shù)為75%以上，耐延遲斷裂安全度指數(shù)(。/。"100x(X,/Xo)式中，XQ:實(shí)質(zhì)上不含擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率，X1:含有擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率。6.如權(quán)利要求5所述的高張力鋼材，其中，所述耐延遲斷裂安全度指數(shù)為80%以上。7.權(quán)利要求5所述高張力鋼材的制造方法，其中，鑄造具有權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述組成的鋼后，不冷卻到Ar3相變點(diǎn)以下，或者，再加熱到AC3相變點(diǎn)以上，然后開(kāi)始熱軋，通過(guò)包括在未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)的軋制率為30%以上的軋制的熱軋制成規(guī)定的板厚，接著從Ar3相變點(diǎn)以上以rC/秒以上的冷卻速度冷卻到35(TC以下的溫度，然后在Ac!相變點(diǎn)以下進(jìn)行回火。8.權(quán)利要求6所述高張力鋼材的制造方法，其中，在權(quán)利要求7所述的Ad相變點(diǎn)以下的回火方法中，使用與輥軋機(jī)及冷卻裝置設(shè)置在同一生產(chǎn)線上的加熱裝置，設(shè)定從37(TC到ACl相變點(diǎn)以下的規(guī)定回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度為rc/秒以上，進(jìn)行回火而使板厚中心部的最高到達(dá)溫度為40(TC以上。9.權(quán)利要求6所述高張力鋼材的制造方法，其中，在權(quán)利要求8所述的ACl相變點(diǎn)以下的回火方法中，進(jìn)一步設(shè)定從回火開(kāi)始溫度到37(TC的板厚中心部的平均升溫速度為2'C/秒以上。10.—種高張力鋼材，其以質(zhì)量％計(jì)，含有元素C:0.020.25%、Si:0.01~0.8%、Mn:0.5~2.0%、Al:0.005~0.1%、N:0.0005~0.008°/0、P:0.02%以下、S:0.004%以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比的平均值在整個(gè)板厚方向?yàn)?以上。11.如權(quán)利要求IO所述的高張力鋼材，其鋼組成以質(zhì)量％計(jì)，還含有MO:1%以下、Nb:0.1%以下、V:0.5%以下、Ti:0.1%以下、Cu:2%以下、Ni:4%以下、Cr:2%以下、W:2%以下中的一種或兩種以上。12.如權(quán)利要求10或11所述的高張力鋼材，其鋼組成以質(zhì)量％計(jì)，還含有B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下中的一種或兩種以上。13.如權(quán)利要求1012中任一項(xiàng)所述的高張力鋼材，其中，使鋼材中含有氫后，通過(guò)鍍鋅將氫封入鋼中，然后，進(jìn)行l(wèi)xlO—V秒以下的低應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)，由下式求出的耐延遲斷裂安全度指數(shù)為75%以上，耐延遲斷裂安全度指數(shù)(。/。hlOOx(X,/Xo)式中，XQ:實(shí)質(zhì)上不含擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率，X1:含有擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率。14.權(quán)利要求13所述高張力鋼材的制造方法，其中，鑄造具有權(quán)利要求10~12中任一項(xiàng)所述組成的鋼后，不冷卻到Ai"3相變點(diǎn)以下，或者，再加熱到AC3相變點(diǎn)以上，然后開(kāi)始熱軋，通過(guò)包括在未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)的軋制率為30%以上的軋制的熱軋制成規(guī)定的板厚，接著從Ar3相變點(diǎn)以上以rC/秒以上的冷卻速度冷卻到35(TC以下的溫度，然后在Ad相變點(diǎn)以下進(jìn)行回火。15.—種高張力鋼材，其以質(zhì)量％計(jì)，含有元素C:0.02~0.25%、Si:0.010.8%、Mn:0.5~2.0%、Al:0.005~0.1%、N:0.0005~0.008%、P:0.02%以下、S:0.003%以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比的平均值在整個(gè)板厚方向?yàn)?以上，并且，板條界面的滲碳體覆蓋率為50%以下。16.如權(quán)利要求15所述的高張力鋼材，其鋼組成以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo:1%以下、Nb:0.1%以下、V:0.5%以下、Ti:0.1%以下、Cu:2%以下、Ni:4%以下、Cr:2%以下、W:2%以下中的一種或兩種以上。17.如權(quán)利要求15或16所述的高張力鋼材，其鋼組成以質(zhì)量％計(jì)，還含有B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下中的一種或兩種以上。18.如權(quán)利要求15~17中任一項(xiàng)所述的高張力鋼材，其中，使鋼材中含有氫后，通過(guò)鍍鋅將氫封入鋼中，然后，進(jìn)行l(wèi)xlO力秒以下的低應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)，由下式求出的耐延遲斷裂安全度指數(shù)為80%以上，耐延遲斷裂安全度指數(shù)(。/?！?00x(X,/Xo)式中，XQ:實(shí)質(zhì)上不含擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率，X1:含有擴(kuò)散性氫的試驗(yàn)片的斷面收縮率。19.權(quán)利要求18所述高張力鋼材的制造方法，其中，鑄造具有權(quán)利要求15~17中任一項(xiàng)所述組成的鋼后，不冷卻到Ar3相變點(diǎn)以下，或者，再加熱到AC3相變點(diǎn)以上，然后開(kāi)始熱軋，通過(guò)包括在未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)的軋制率為30%以上的軋制的熱軋制成規(guī)定的板厚，接著從Ar3相變點(diǎn)以上以rC/秒以上的冷卻速度冷卻到35(TC以下的溫度，然后使用與輥軋機(jī)及冷卻裝置設(shè)置在同一生產(chǎn)線上的加熱裝置，設(shè)定從37(TC到ACl相變點(diǎn)以下的規(guī)定回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度為rc/秒以上，進(jìn)行回火而使板厚中心部的最高到達(dá)溫度為40(TC以上。20.權(quán)利要求18所述高張力鋼材的制造方法，其中，鑄造具有權(quán)利要求15~17中任一項(xiàng)所述組成的鋼后，不冷卻到Ar3相變點(diǎn)以下，或者，再加熱到AC3相變點(diǎn)以上，然后開(kāi)始熱軋，通過(guò)包括在未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)的軋制率為30%以上的軋制的熱軋制成規(guī)定的板厚，接著從Af3相變點(diǎn)以上以rC/秒以上的冷卻速度冷卻到35(TC以下的溫度，然后使用與輥軋機(jī)及冷卻裝置設(shè)置在同一生產(chǎn)線上的加熱裝置，設(shè)定從回火開(kāi)始溫度到37(TC的板厚中心部的平均升溫速度為2t:/秒以上、且從37(TC到Ad相變點(diǎn)以下的規(guī)定回火溫度的板厚中心部的平均升溫速度為rc/秒以上，進(jìn)行回火而使板厚中心部的最高到達(dá)溫度為40(TC以上。全文摘要本發(fā)明提供拉伸強(qiáng)度600MPa以上、適合作為建設(shè)工業(yè)機(jī)械用等耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材及其制造方法。具體而言，一種鋼，含有C、Si、Mn、Al、N、P、S，根據(jù)需要含有Mo、Nb、V、Ti、Cu、Ni、Cr、W、B、Ca、REM、Mg中一種或兩種以上元素，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，原奧氏體晶粒的長(zhǎng)徑比的平均值在整個(gè)板厚方向?yàn)?以上，或者板條界面的滲碳體覆蓋率進(jìn)一步為50％以下，或者耐延遲斷裂安全度指數(shù)進(jìn)一步為75％以上。另外，一種制造耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材的方法，其中，鑄造上述鋼后，不冷卻到Ar3相變點(diǎn)以下，或者，再加熱到Ac3相變點(diǎn)以上，然后進(jìn)行在未再結(jié)晶區(qū)的軋制率為30％以上的熱軋，接著從Ar3相變點(diǎn)以上以1℃/秒以上的冷卻速度冷卻到350℃以下的溫度，然后在Ac1相變點(diǎn)以下進(jìn)行回火。文檔編號(hào)C22C38/06GK101600812SQ20088000373公開(kāi)日2009年12月9日申請(qǐng)日期2008年1月31日優(yōu)先權(quán)日2007年1月31日發(fā)明者大井健次,林謙次,長(zhǎng)尾彰英,鹿內(nèi)伸夫申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社