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，并涉及拉伸強度(tensilestrength)600MPa以上、特別是拉伸強度卯OMPa以上時耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高張力鋼材。
背景技術(shù)：
：近年來，建筑工業(yè)機械(例如起重機(crane)的動臂(move)或起重機的底盤(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度化的同時，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度化和鋼材的使用環(huán)境的苛酷化通常會提高鋼材的延遲斷裂敏感性，例如在高強度螺栓(hightensilebolt)領(lǐng)域中對于JIS(J鄰aneseIndustrialStandards)B1186規(guī)定的F11T級螺栓(拉伸強度1100~1300N/mm2)，有盡量不使用的記載等，限定使用高強度鋼材。因此，日本特開平3-243745號公報、日本特開2003-73737號公報、日本特開2003-239041號公報、日本特開2003-253376號公報及日本特開2003-321743號公報等中，提出了利用成分適當(dāng)化、晶界強化、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平3-243745號公報、日本特開2003-73737號公報、日本特開2003-23卯41號公報、日本特開2003-253376號公報及日本特開2003-321743號公報等中記載的方法，當(dāng)強度級別高時，也難以得到在苛酷的腐蝕環(huán)境下使用時所要求級別的耐延遲斷裂特性，特別是在拉伸強度卯OMPa以上的高級別下，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度為600MPa以上、特別是900MPa以上時，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散的所謂的擴散性氫(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，發(fā)生延遲斷裂，該極限值取決于材料強度和組織等。高強度鋼的延遲斷裂通常以MnS等非金屬夾雜物(non-metallicinclusion)等為起點，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方針，可以列舉減少MnS等非金屬夾雜物量或提高原奧氏體晶界強度的方法。本發(fā)明人鑒于上述觀點，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(extension)及變形帶(deformationband),可降低非金屬夾雜物MnS的生成量，并且進(jìn)一步通過降低偏析到原奧氏體晶界上的雜質(zhì)元素P對晶界的覆蓋密度(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，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，原奧氏體晶粒的長徑比(aspectratio)的平均值在整個板厚方向為3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，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，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(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:實質(zhì)上不含擴散性氫的試驗片的斷面收縮率，x1:含有擴散性氫的試驗片的斷面收縮率。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中任一項所述組成的鋼后，不冷卻到Ar3相變點(transformationtemperature)以下，或者，再加熱到Ac3相變點以上，然后開始熱軋，通過包括在未再結(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相變點以下的回火方法中，使用與輥軋機及冷卻裝置設(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相變點以下的回火方法中，進(jìn)一步設(shè)定從回火開始溫度到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，能夠制造拉伸強度600MPa以上、特別是900MPa以上時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。具體實施方式(成分組成)對本發(fā)明中成分的限定理由進(jìn)行說明。表示化學(xué)成分組成的"％"均為質(zhì)量％。C:0.02~0.25%C是為了確保強度而含有的，小于0.02%時該效果不充分，另一方面，超過0.25%時母材及焊接熱影響部的韌性變差，同時焊接性顯著變差。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度的元素而含有，小于O.OP/0時該效果不充分，另一方面，超過0.8%時晶界脆化，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是為了確保強度，并且由于回火時在滲碳體中富集，作為置換型原子的Mn的擴散會限制滲碳體成長的速度，從而抑制滲碳體的粗大化，但小于0.5%時該效果不充分，另一方面，超過2.0%時焊接熱影響部的韌性變差，同時焊接性顯著變差。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，同時還具有使結(jié)晶粒徑微細(xì)化的效果，小于0.005%時該效果不充分，另一方面，超過0.1%時鋼板容易產(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%時組織的微細(xì)化效果不充分，另一方面，添加超過0.008。/。時固溶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在回火處理時容易偏析到原奧氏體晶界等晶界，超過0.02%時使相鄰晶粒的結(jié)合強度降低，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0.004%時夾雜物的量過多，延遲斷裂強度降低，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度的作用，同時，通過形成碳化物而捕獲擴散性氫，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1%的添加則經(jīng)濟性差。因此，添加Mo時，其含量限定為1%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.8%以下。不過，Mo具有增大回火軟化抵抗的作用，為了確保強度在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度，同時，通過形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕獲擴散性氫，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0.1%的添加會使焊接熱影響部的韌性變差。因此，添加Nb時，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度，同時，通過形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕獲擴散性氫，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0.5%的添加會使焊接熱影響部的韌性變差。因此，添加V時，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生成TiN，抑制奧氏體晶粒的成長，提高母材及焊接熱影響部的韌性，同時，通過形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕獲擴散性氫，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0.1%的添加會使焊接熱影響部的韌性變差。因此，添加Ti時，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具有通過固溶強化及析出強化而提高強度的作用。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05%以上。但是，Cu含量超過2。/。時，鋼片加熱時或焊接時容易產(chǎn)生熱裂紋。因此，添加Cu時，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4。/。時經(jīng)濟性差。因此，添加Ni時，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具有提高強度及韌性的作用，而且高溫強度特性優(yōu)良。并且，由于回火時在滲碳體中富集，作為置換型原子的Cr的擴散會限制滲碳體成長的速度，還具有抑制滲碳體粗大化的效果。因此，優(yōu)選在高強度化且抑制滲碳體粗大化時主動添加，特別是為了獲得拉伸強度900MPa以上的特性，優(yōu)選添加0.3%以上。但是，Cr含量超過2%時焊接性變差。因此，添加Cr時其含量限定為2%以下。進(jìn)一步優(yōu)選1.5%以下。W:2%12W具有提高強度的作用。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05%以上。但是，超過2%時焊接性變差。因此，添加W時，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0.003%時韌性變差。因此，添加B時，其含量限定為0.003%以下。Ca:0.01%以下Ca是對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0.01°/。時，導(dǎo)致潔凈度和耐延遲斷裂特性降低。因此，添加Ca時，其含量限定為0.01%以下。REM:0.02%以下REM(注REM是RareEarthMetal的簡稱，即稀土金屬)通過在鋼中以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0.02%時，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，其添加量限定為0.02%以下。Mg:0.01%以下Mg有時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0.01%時導(dǎo)致潔凈度降低。因此，添加Mg時，其添加量限定為0.01%以下。[顯微組織]對本發(fā)明中顯微組織的限定理由進(jìn)行說明。構(gòu)成本發(fā)明的高強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，原奧氏體晶粒的長徑比(圖1中原奧氏體晶粒的長軸a與短軸b之比a/b)的平均值在整個板厚方向為3以上，優(yōu)選為4以上。通過將原奧氏體晶粒的長徑比設(shè)定為3以上，降低回火處理時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。原奧氏體晶粒的長徑比的測定，在例如使用苦味酸(picricacid)使原奧氏體晶粒顯出后，通過圖像分析(imageanalysis)進(jìn)行評價，以例如500個以上原奧氏體晶粒的長徑比的簡單平均值作為原奧氏體晶粒的長徑比。本發(fā)明中，長徑比的平均值在整個板厚方向為3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用nital(硝酸乙醇溶液)而顯出的組織拍攝照片，使用該照片，測定例如50個以上板條界面上析出的滲碳體沿界面的長度(L#)和板條界面的長度(L^)，將用滲碳體沿板條界面的長度的總和除以板條界面的長度的總和再乘以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，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。實質(zhì)上不含擴散性氫的試驗片的斷面收縮率，X1:含有擴散性氫的試驗片的斷面收縮率根據(jù)耐延遲斷裂安全度指數(shù)，能夠定量地評價鋼材的耐延遲斷裂特性的優(yōu)劣，該指數(shù)越高，可以說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，通過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，能夠得到實用上充分良好的耐延遲斷裂特性。但是，對于拉伸強度小于1200MPa的鋼種，由于有時在腐蝕環(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)明對于任何鑄造條件下制造的鋼材均有效，因此無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有特別限制。可以利用通過轉(zhuǎn)爐法、電爐法等熔煉后的鋼或通過連鑄、鑄錠法等制造的鋼坯。熱軋條件軋制扁鋼錠而制造鋼坯時，可以不冷卻到Ar3相變點以下而直接開始熱軋，也可以將暫時冷卻的扁鋼錠再加熱到AC3相變點以上后開始熱軋。這是因為只要在該溫度范圍內(nèi)開始軋制，就不會失去本發(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相變點以上結(jié)束軋制。這是因為軋制率30%以上的未再結(jié)晶區(qū)軋制，在熱軋時使奧氏體晶粒拉長，同時引入變形帶，從而使回火處理時偏析到晶界的P的晶界覆蓋率降低。原奧氏體晶粒的長徑比越高，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fC)及Ac3相變點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，為了確保母材強度及母材韌性，從Ar3相變點以上的溫度到35(rc以下的溫度以rc/秒以上的冷卻速度進(jìn)行強制冷卻。強制冷卻開始溫度設(shè)定為Ar3相變點以上的理由是為了使鋼板從奧氏體單相的狀態(tài)開始冷卻。當(dāng)從低于Ar3相變點的溫度范圍開始冷卻時，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，從而使母材強韌化、并且提高耐延遲斷裂特性。此時的冷卻速度設(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相變點以下的規(guī)定溫度下進(jìn)行回火處理。限定為Ad相變點以下的理由是因為超過Aq相變點時產(chǎn)生奧氏體相變，強度顯著降低。另外，回火優(yōu)選使用與輥軋機及冷卻裝置設(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間，從而提高生產(chǎn)率。另夕卜，回火時的升溫速度優(yōu)選為0.05°。/秒以上。小于0.05°。/秒時，回火處理時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以及生產(chǎn)率的觀點考慮，回火溫度的保持時間優(yōu)選設(shè)定為30分鐘以下。另外，以從37(TC到Ac,相變點以下的規(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/秒以上的理由是因為p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，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相變點以下的規(guī)定溫度所需要的溫度差除以再加熱所需時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)、紅夕卜車畐身寸力n熱(infra-redradiantheating)、氣體加熱(furnaceheating)等任何一種方式。回火裝置可以使用與輥軋機及直接淬火裝置設(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。實施例1表1和2顯示實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、原奧氏體晶粒的長徑比。對表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所示的回火開始溫度、回火溫度和保持時間進(jìn)行回火處理。直接淬火(directquenching)通過以1。C/秒以上的冷卻速度強制冷卻(水冷)到35(TC以下的溫度來進(jìn)行。另外，板厚中心部的平均升溫速度通過鋼板的通板速度進(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?、淬火溫度等板厚中心部的溫度由用輻射高溫計(emissionpyrometer)在表面逐次測定的溫度測定結(jié)果，通過傳熱計算(heattransfercalculation沐出。表5和6顯示所得鋼板的屈服強度(yieldstrength)、拉伸強度、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。下述試驗中使用的試驗片是在鋼板長度方向的中央部和鋼板寬度方向的1/4位置各采集3個試驗片。原奧氏體晶粒的長徑比是使用光學(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各部位對用苦味酸腐蝕(etching)后的組織拍攝照片，各測定約500個原奧氏體晶粒的長徑比，求出其平均值。另夕卜，屈服強度和拉伸強度根據(jù)JISZ2241利用總厚度拉伸試驗片進(jìn)行測定，韌性根據(jù)JISZ2242使用從板厚中心部采集的試驗片進(jìn)行擺錘式?jīng)_擊試驗，通過由此得到的vTrs進(jìn)行評價。另外，耐延遲斷裂安全度指數(shù)使用棒狀試驗片，通過陰極充氫法(cathodichydrogencharging)充氫，使試驗片中的擴散性氫量(amountofdiffusiblehydrogen)達(dá)到約0.5質(zhì)量ppm，然后對試驗片表面進(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，求出斷裂的試驗片的斷面收縮率(reductionofarea)，再以同樣的應(yīng)變速率對不充氫的試驗片進(jìn)行拉伸試驗，根據(jù)下式進(jìn)行評價。耐延遲斷裂安全度指數(shù)(。/。^100x(X"Xo)式中，XQ:實質(zhì)上不含擴散性氫的試驗片的斷面收縮率，X1:含有擴散性氫的試驗片的斷面收縮率。vTrs的目標(biāo)，對于拉伸強度小于1200MPa的鋼種為-4(TC以下，對于拉伸強度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)，對于拉伸強度小于1200MPa的鋼種為80%以上，對于拉伸強度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徑比也在本發(fā)明范圍外。另外，表5和6表明，通過本發(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，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)中的至少一個在上述目標(biāo)范圍外。下面，分別說明這些比較例。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。回火溫度在本發(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。實施例2對表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。直接淬火通過以rc/秒以上的冷卻速度強制冷卻(水冷)到35(TC以下的溫度來進(jìn)行。原奧氏體晶粒的長徑比與實施例1同樣求出，采用約550個原奧氏體晶粒的長徑比的平均值。板條界面的滲碳體覆蓋率是使用掃描電鏡在板厚1/4位置處對用硝酸乙醇溶液腐蝕后的組織拍攝照片，測定約60個板條界面上析出的滲碳體沿界面的長度(L,體)和板條界面的長度(L縣)，將用滲碳體沿板條界面的長度的總和除以板條界面的長度的總和再乘以100而得到的數(shù)值作為板條界面的滲碳體覆蓋率。另外，屈服強度、拉伸強度及耐延遲斷裂安全度指數(shù)與實施例1同樣求出。vTrs的目標(biāo)，對于拉伸強度小于1200MPa的鋼種為-40。C以下，對于拉伸強度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)，對于拉伸強度小于1200MPa的鋼種為85%以上，對于拉伸強度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度、拉伸強度、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是從回火開始溫度到370。C的加熱速度設(shè)定為2。C/秒以上的實施例，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)行比較時可知，回火開始溫度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，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)中的至少一個在上述目標(biāo)范圍外。下面，分別說明這些比較例。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。回火溫度在本發(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，能夠制造拉伸強度在600MPa以上、特別是900MPa以上時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)屈服強度(MPa)拉伸強度(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)拉伸強度小于1200MPa-40'。以下拉伸強度1200MPa以上-30'C以下2.耐延遲斷裂安全度指數(shù)拉伸強度小于1200MPa80%以上拉伸強度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，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，原奧氏體晶粒的長徑比的平均值在整個板厚方向為3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，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中任一項所述的高張力鋼材，其鋼組成以質(zhì)量%計，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中任一項所述的高張力鋼材，其中，使鋼材中含有氫后，通過鍍鋅將氫封入鋼中，然后，進(jìn)行l(wèi)xlO勺秒以下的低應(yīng)變速率拉伸試驗，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:實質(zhì)上不含擴散性氫的試驗片的斷面收縮率，X1:含有擴散性氫的試驗片的斷面收縮率。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中任一項所述組成的鋼后，不冷卻到Ar3相變點以下，或者，再加熱到AC3相變點以上，然后開始熱軋，通過包括在未再結(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相變點以下的回火方法中，使用與輥軋機及冷卻裝置設(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相變點以下的回火方法中，進(jìn)一步設(shè)定從回火開始溫度到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，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，原奧氏體晶粒的長徑比的平均值在整個板厚方向為3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，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，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中任一項所述的高張力鋼材，其中，使鋼材中含有氫后，通過鍍鋅將氫封入鋼中，然后，進(jìn)行l(wèi)xlO—V秒以下的低應(yīng)變速率拉伸試驗，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:實質(zhì)上不含擴散性氫的試驗片的斷面收縮率，X1:含有擴散性氫的試驗片的斷面收縮率。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中任一項所述組成的鋼后，不冷卻到Ai"3相變點以下，或者，再加熱到AC3相變點以上，然后開始熱軋，通過包括在未再結(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相變點以下進(jìn)行回火。15.—種高張力鋼材，其以質(zhì)量％計，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，原奧氏體晶粒的長徑比的平均值在整個板厚方向為3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，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，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中任一項所述的高張力鋼材，其中，使鋼材中含有氫后，通過鍍鋅將氫封入鋼中，然后，進(jìn)行l(wèi)xlO力秒以下的低應(yīng)變速率拉伸試驗，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)(。/。—100x(X,/Xo)式中，XQ:實質(zhì)上不含擴散性氫的試驗片的斷面收縮率，X1:含有擴散性氫的試驗片的斷面收縮率。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中任一項所述組成的鋼后，不冷卻到Ar3相變點以下，或者，再加熱到AC3相變點以上，然后開始熱軋，通過包括在未再結(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中任一項所述組成的鋼后，不冷卻到Ar3相變點以下，或者，再加熱到AC3相變點以上，然后開始熱軋，通過包括在未再結(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)明提供拉伸強度600MPa以上、適合作為建設(shè)工業(yè)機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，原奧氏體晶粒的長徑比的平均值在整個板厚方向為3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相變點以下，或者，再加熱到Ac3相變點以上，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相變點以下進(jìn)行回火。文檔編號C22C38/06GK101600812SQ20088000373公開日2009年12月9日申請日期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,長尾彰英,鹿內(nèi)伸夫申請人:杰富意鋼鐵株式會社