专利名称：：耐延迟断裂特性优良的高张力钢材及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及耐延迟断裂特性(delayedfractureresistance)优良的高张力钢材(hightensilestrengthsteels)及其制造方法，并涉及拉伸强度(tensilestrength)600MPa以上、特别是拉伸强度卯OMPa以上时耐延迟断裂特性优良的高张力钢材。
背景技术：
：近年来，建筑工业机械(例如起重机(crane)的动臂(move)或起重机的底盘(chassis))、罐(tank)、压力水管(penstock)、管道(pipeline)等使用钢材的领域中，以构造物(structure)的大型化为背景，在指向所用钢材的高强度化的同时，钢材的使用环境(useenviroment)的苛酷化不断进展。但是，已知这种钢材的高强度化和钢材的使用环境的苛酷化通常会提高钢材的延迟断裂敏感性，例如在高强度螺栓(hightensilebolt)领域中对于JIS(J邻aneseIndustrialStandards)B1186规定的F11T级螺栓(拉伸强度1100~1300N/mm2)，有尽量不使用的记载等，限定使用高强度钢材。因此，日本特开平3-243745号公报、日本特开2003-73737号公报、日本特开2003-239041号公报、日本特开2003-253376号公报及日本特开2003-321743号公报等中，提出了利用成分适当化、晶界强化、晶粒微细化、氢陷阱(hydrogentrapsite)的使用、组织形态控制、碳化物微细分散化等各种技术的耐延迟断裂特性优良的钢材的制造方法。但是，即使利用上述日本特开平3-243745号公报、日本特开2003-73737号公报、日本特开2003-23卯41号公报、日本特开2003-253376号公报及日本特开2003-321743号公报等中记载的方法，当强度级别高时，也难以得到在苛酷的腐蚀环境下使用时所要求级别的耐延迟断裂特性，特别是在拉伸强度卯OMPa以上的高级别下，要求耐延迟断裂特性更优良的高张力钢材及其制造方法。本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供拉伸强度为600MPa以上、特别是900MPa以上时，耐延迟断裂特性比现有的钢材优良的高张力钢材及其制造方法。
发明内容室温下不能在钢中扩散的所谓的扩散性氢(diffusiblehydrogen)蓄积在应力集中部(stressconcentrationzone),当其量达到材料的极限值(thresholdlimitvalue)时，发生延迟断裂，该极限值取决于材料强度和组织等。高强度钢的延迟断裂通常以MnS等非金属夹杂物(non-metallicinclusion)等为起点，多沿原奥氏体晶界(prioraustenitegrainboundaries)等发生断裂。因此，作为提高耐延迟断裂特性的一个方针，可以列举减少MnS等非金属夹杂物量或提高原奥氏体晶界强度的方法。本发明人鉴于上述观点，为提高钢材的耐延迟断裂特性反复进行了深入研究，结果发现，通过降低特别是杂质元素(impurityelements)P和S的含量及引入由未再结晶区(non-recrystallizationregion)内的轧制加工所产生的晶粒的拉长(extension)及变形带(deformationband),可降低非金属夹杂物MnS的生成量，并且进一步通过降低偏析到原奥氏体晶界上的杂质元素P对晶界的覆盖密度(coveringdensity),或者降低析出到板条(lath)界面的渗碳体(cementite)量，可抑制原奥氏体晶界的强度降低，从而能够得到具有比现有材料优良的耐延迟断裂特性的高张力钢材。本发明基于以上见解，进一步进行研究而完成，即，本发明为1.一种耐延迟断裂特性优良的高张力钢材，其特征在于，以质量%计，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及不可避免的杂质构成，并且，原奥氏体晶粒的长径比(aspectratio)的平均值在整个板厚方向为3以上。2.如1所述的高张力钢材，其中，S:0.003%以下，并且，板条界面的渗碳体覆盖率为50%以下。3.如1或2所述的耐延迟断裂特性优良的高张力钢材，其特征在于，以质量％计，钢组成还含有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%以下中的一种或两种以上。4.如1~3中任一项所述的耐延迟断裂特性优良的高张力钢材，其特征在于，以质量％计，钢组成还含有B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下中的一种或两种以上。5.如1~4中任一项所述的耐延迟断裂特性优良的高张力钢材，其特征在于，使钢材中含有氢后，通过镀锌(zincgalvanizing)将氢封入钢中，然后，进行应变速率(strainrate)lxlO—S/秒以下的低应变速率拉伸试验(slowstrainrateteat)，由下式求出的耐延迟断裂安全度指数(safetyindexofdelayedfractureresistance)为75%以上，耐延迟断裂安全度指数(n/。一100x(X^Xo)式中，xQ:实质上不含扩散性氢的试验片的断面收縮率，x1:含有扩散性氢的试验片的断面收縮率。6.如5所述的高张力钢材，其中，所述耐延迟断裂安全度指数为80%以上。7.上述5所述的耐延迟断裂特性优良的高张力钢材的制造方法，其特征在于，铸造具有1~4中任一项所述组成的钢后，不冷却到Ar3相变点(transformationtemperature)以下，或者，再加热到Ac3相变点以上，然后开始热轧，通过包括在未再结晶区内的轧制率(rollingreduction)为30。/。以上的轧制的热轧(hotrolling)制成规定的板厚，接着从Ar3相变点以上以TC/秒以上的冷却速度(coolingrate)冷却到350。C以下的温度，然后在Aq相变点以下进行回火。8.上述6所述的耐延迟断裂特性优良的高张力钢材的制造方法，其特征在于，在上述7所述的Ad相变点以下的回火方法中，使用与辊轧机及冷却装置设置在同一生产线上的加热装置，设定从37(TC到ACl相变点以下的规定回火温度的板厚中心部的平均升温速度为rc/秒以上，进行回火而使板厚中心部的最高到达温度为40(TC以上。9.上述6所述的耐延迟断裂特性优良的高张力钢材的制造方法，其特征在于，在上述8所述的Ad相变点以下的回火方法中，进一步设定从回火开始温度到37(TC的板厚中心部的平均升温速度为2t:/秒以上。根据本发明，能够制造拉伸强度600MPa以上、特别是900MPa以上时耐延迟断裂特性极优良的高张力钢材，在工业上非常有用。图1是表示本发明的马氏体组织的示意图。图2表示本发明的低速加热回火及快速加热回火时析出到板条界面的渗碳体的示意图和透射电子显微镜(transmissionelectronmicroscope,TEM)(萃取复型(extractedreplica))照片。具体实施方式(成分组成)对本发明中成分的限定理由进行说明。表示化学成分组成的"％"均为质量％。C:0.02~0.25%C是为了确保强度而含有的，小于0.02%时该效果不充分，另一方面，超过0.25%时母材及焊接热影响部的韧性变差，同时焊接性显著变差。因此，C含量限定为0.02~0.25%。进一步优选0.05~0.20%。Si:0.01~0.8%Si作为制钢阶段的脱氧材料及提高强度的元素而含有，小于O.OP/0时该效果不充分，另一方面，超过0.8%时晶界脆化，促进延迟断裂的发生。因此，Si含量限定为0.01~0.8%。进一步优选0.1~0.5%。Mn:0.5~2.0%含有Mn是为了确保强度，并且由于回火时在渗碳体中富集，作为置换型原子的Mn的扩散会限制渗碳体成长的速度，从而抑制渗碳体的粗大化，但小于0.5%时该效果不充分，另一方面，超过2.0%时焊接热影响部的韧性变差，同时焊接性显著变差。因此，Mn含量限定为0.52.0%。进一步优选0.7~1.8%。Al:0.0050.1%Al作为脱氧材料而添加，同时还具有使结晶粒径微细化的效果，小于0.005%时该效果不充分，另一方面，超过0.1%时钢板容易产生表面缺陷。因此，Al含量限定为0.005-0.1%。进一步优选0.01-0.05%。N:0.00050.008%N通过与Ti等形成氮化物而使组织微细化，是为了具有提高母材及焊接热影响部的韧性的效果而添加的。小于0.0005%时组织的微细化效果不充分，另一方面，添加超过0.008。/。时固溶N量增加，因而母材及焊接热影响部的韧性受损。因此，N含量限定为0.0005%~0.008%。进一步优选0.001%~0.005%。P:0.02%以下作为杂质元素的P在回火处理时容易偏析到原奥氏体晶界等晶界，超过0.02%时使相邻晶粒的结合强度降低，低温韧性和耐延迟断裂特性变差。因此，P含量限定为0.02%以下。进一步优选0.015%以下。S:0.004%以下作为杂质元素的S容易生成非金属夹杂物MnS，超过0.004%时夹杂物的量过多，延迟断裂强度降低，低温韧性和耐延迟断裂特性变差。因此，S含量限定为0.004%以下。进一步优选0.003%以下。本发明中，根据所需要的特性可以进一步含有以下成分。Mo:1%以下Mo具有提高淬透性及强度的作用，同时，通过形成碳化物而捕获扩散性氢，使耐延迟断裂特性提高。为了得到该效果，优选添加0.05%以上。但是，超过1%的添加则经济性差。因此，添加Mo时，其含量限定为1%以下。进一步优选0.8%以下。不过，Mo具有增大回火软化抵抗的作用，为了确保强度在900MPa以上，优选添加0.2%以上。Nb:0.1%以下Nb作为微合金元素提高强度，同时，通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕获扩散性氢，使耐延迟断裂特性提高。为了得到该效果，优选添加0.01%以上。但是，超过0.1%的添加会使焊接热影响部的韧性变差。因此，添加Nb时，其含量限定为0.1%以下。进一步优选0.05°/。以下。V:0.5%以下V作为微合金元素提高强度，同时，通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕获扩散性氢，使耐延迟断裂特性提高。为了得到该效果，优选添加0.02%以上。但是，超过0.5%的添加会使焊接热影响部的韧性变差。因此，添加V时，其含量限定为0.5%以下。进一步优选0.1%以下。Ti:0.1%以下Ti在轧制加热或焊接时生成TiN，抑制奥氏体晶粒的成长，提高母材及焊接热影响部的韧性，同时，通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物而捕获扩散性氢，使耐延迟断裂特性提高。为了得到该效果，优选添加0.005%以上。但是，超过0.1%的添加会使焊接热影响部的韧性变差。因此，添加Ti时，其含量限定为0.1%以下。进一步优选0.05%以下。Cu:2%以下Cu具有通过固溶强化及析出强化而提高强度的作用。为了得到该效果，优选添加0.05%以上。但是，Cu含量超过2。/。时，钢片加热时或焊接时容易产生热裂纹。因此，添加Cu时，其含量限定为2%以下。进一步优选1.5%以下。Ni:4%以下Ni具有提高韧性及淬透性的作用。为了得到该效果，优选添加0.3%以上。但是，Ni含量超过4。/。时经济性差。因此，添加Ni时，其含量限定为4%以下。进一步优选3.8%以下。Cr:2%以下Cr具有提高强度及韧性的作用，而且高温强度特性优良。并且，由于回火时在渗碳体中富集，作为置换型原子的Cr的扩散会限制渗碳体成长的速度，还具有抑制渗碳体粗大化的效果。因此，优选在高强度化且抑制渗碳体粗大化时主动添加，特别是为了获得拉伸强度900MPa以上的特性，优选添加0.3%以上。但是，Cr含量超过2%时焊接性变差。因此，添加Cr时其含量限定为2%以下。进一步优选1.5%以下。W:2%12W具有提高强度的作用。为了得到该效果，优选添加0.05%以上。但是，超过2%时焊接性变差。因此，添加W时，其含量限定为2%以下。B:0.003%以下B具有提高淬透性的作用。为了得到该效果，优选添加0.0003%以上。但是，超过0.003%时韧性变差。因此，添加B时，其含量限定为0.003%以下。Ca:0.01%以下Ca是对于硫化物类夹杂物的形态控制不可缺少的元素。为了得到该效果，优选添加0.0004%以上。但是，添加超过0.01°/。时，导致洁净度和耐延迟断裂特性降低。因此，添加Ca时，其含量限定为0.01%以下。REM:0.02%以下REM(注REM是RareEarthMetal的简称，即稀土金属)通过在钢中以REM(rare-earthmetal)(0、S)的形式生成REM氧硫化物(oxysulside)而减少晶界的固溶S量，改善耐SR裂纹特性(耐应力消除裂纹，stressreliefcrackingresistance)(或者也称耐PWHT裂纹特性(耐焊后热处理，postweldedheattreatmentcrackingresistance))。为了得至U该效果，优选添加0,001%以上。但是，添加超过0.02%时，REM氧硫化物在沉淀晶区显著蓄积，导致材质的劣化。因此，添加REM时，其添加量限定为0.02%以下。Mg:0.01%以下Mg有时作为铁水脱硫材料使用。为了得到该效果，优选添加0.001%以上。但是，添加超过0.01%时导致洁净度降低。因此，添加Mg时，其添加量限定为0.01%以下。[显微组织]对本发明中显微组织的限定理由进行说明。构成本发明的高强度钢的代表性组织为马氏体或贝氏体。特别是本发明的马氏体组织，具有如图1的组织示意图所示的多个特征性的4种组织单元(原奥氏体晶粒(prioraustenite)、板条束(packet)、板条块(block)、板条(lath))分层重叠的微细且复杂的形态。在此，板条束定义为由具有平行排列的相同惯习面(habitplane)的板条群体形成的区域，板条块由平行且取向相同的板条群体构成。本发明中，原奥氏体晶粒的长径比(图1中原奥氏体晶粒的长轴a与短轴b之比a/b)的平均值在整个板厚方向为3以上，优选为4以上。通过将原奥氏体晶粒的长径比设定为3以上，降低回火处理时偏析到原奥氏体晶界、板条束边界等的P的晶界覆盖率，提高低温韧性(low-temperaturetoughness)及耐延迟断裂特性，使该显微组织(microstmcture)存在于整个板厚方向，由此得到具备上述特性的均质钢材。原奥氏体晶粒的长径比的测定，在例如使用苦味酸(picricacid)使原奥氏体晶粒显出后，通过图像分析(imageanalysis)进行评价，以例如500个以上原奥氏体晶粒的长径比的简单平均值作为原奥氏体晶粒的长径比。本发明中，长径比的平均值在整个板厚方向为3以上是指，至少钢板表面的表面下lmm、板厚1/4、1/2、3/4部、钢板背面的表面下lmm各部位的长径比的平均值为3以上、进一步优选4以上的情况。本发明人在上述基础上进一步进行了详细的研究，结果发现，特别是通过使图1的板条块内生成的大量微细的板条界面上析出的渗碳体量(以下称为板条界面的渗碳体覆盖率)为50%以下，能够抑制原奥氏体晶界的强度降低，提高耐延迟断裂特性。板条界面的渗碳体覆盖率进一步优选为30%以下。图2表示板条界面上析出的渗碳体的示意图和TEM照片。如图2所示，板条界面的渗碳体覆盖率是利用扫描电镜对用nital(硝酸乙醇溶液)而显出的组织拍摄照片，使用该照片，测定例如50个以上板条界面上析出的渗碳体沿界面的长度(L#)和板条界面的长度(L^)，将用渗碳体沿板条界面的长度的总和除以板条界面的长度的总和再乘以IOO而得到的数值作为板条界面的渗碳体覆盖率。本发明中，可以进一步规定使钢材中含有氢后，通过镀锌将氢封入钢中，然后，进行应变速率lxlO'V秒以下的低应变速率拉伸试验，由下式求出的耐延迟断裂安全度指数为75%以上，进一步优选为80%以上。耐延迟断裂安全度指数(。/。)-100x(X!/Xo)式中，X。实质上不含扩散性氢的试验片的断面收縮率，X1:含有扩散性氢的试验片的断面收縮率根据耐延迟断裂安全度指数，能够定量地评价钢材的耐延迟断裂特性的优劣，该指数越高，可以说耐延迟断裂特性越优良，但在通常的大气环境下使用钢材时，通过将耐延迟断裂安全度指数设定为75%以上、进一步优选80%以上，能够得到实用上充分良好的耐延迟断裂特性。但是，对于拉伸强度小于1200MPa的钢种，由于有时在腐蚀环境或低温环境等苛酷环境下使用，或者有时加工度剧烈，因此优选具有80%以上、进一步优选85%以上的耐延迟断裂安全度指数。15本发明能够应用于钢板(steelplate)、型钢(steelshapes)及棒钢(steelbar)等各种形状的钢材，制造条件中的温度规定为钢材中心部的温度规定，钢板为板厚中心，型钢为赋予本发明所述特性的部位的板厚中心，钢棒为直径方向的中心。但是，中心部附近也具有几乎相同的温度历史，因此并不限定于中心本身。铸造条件(castcondition)本发明对于任何铸造条件下制造的钢材均有效，因此无需特别限定铸造条件。由钢水制造扁钢锭的方法和轧制扁钢锭制造钢坯的方法没有特别限制。可以利用通过转炉法、电炉法等熔炼后的钢或通过连铸、铸锭法等制造的钢坯。热轧条件轧制扁钢锭而制造钢坯时，可以不冷却到Ar3相变点以下而直接开始热轧，也可以将暂时冷却的扁钢锭再加热到AC3相变点以上后开始热轧。这是因为只要在该温度范围内开始轧制，就不会失去本发明的有效性。另外，将在未再结晶区内的轧制率设定为30%以上、优选设定为40%以上，并在AC3相变点以上结束轧制。这是因为轧制率30%以上的未再结晶区轧制，在热轧时使奥氏体晶粒拉长，同时引入变形带，从而使回火处理时偏析到晶界的P的晶界覆盖率降低。原奥氏体晶粒的长径比越高，则有效结晶粒径(形成断面单元的晶粒的粒径(effectivegrainsize)，具体而言为板条束)越微细化，并且P的原奥氏体晶界、板条束边界等的晶界覆盖率越小，因此耐延迟断裂特性提高。本发明中，求Ar3相变点fC)及Ac3相变点rC)的算式没有特别限制，可以采用例如Ar3=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo、Ac3=854-180C+44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr。这些式中各元素采用钢中含量(质量％))。热轧后的冷却条件热轧结束后，为了确保母材强度及母材韧性，从Ar3相变点以上的温度到35(rc以下的温度以rc/秒以上的冷却速度进行强制冷却。强制冷却开始温度设定为Ar3相变点以上的理由是为了使钢板从奥氏体单相的状态开始冷却。当从低于Ar3相变点的温度范围开始冷却时，淬火组织变得不均匀，导致韧性和耐延迟断裂特性变差。钢板温度冷却到35(TC以下的理由是为了完成从奥氏体到马氏体或贝氏体的相变，从而使母材强韧化、并且提高耐延迟断裂特性。此时的冷却速度设定为1。C/秒以上、优选2'C/秒以上。另外，冷却速度是用热轧结束后从Ar3相变点以上的温度冷却到35(TC以下的温度所需要的温度差除以该冷却所需时间而得到的平均冷却速度。回火条件在板厚中心部的最高到达温度为ACl相变点以下的规定温度下进行回火处理。限定为Ad相变点以下的理由是因为超过Aq相变点时产生奥氏体相变，强度显著降低。另外，回火优选使用与辊轧机及冷却装置设置在同一生产线上且设置于冷却装置下游侧的在线加热装置。其原因在于，能够縮短从轧制、淬火处理到回火处理所需的时间，从而提高生产率。另夕卜，回火时的升温速度优选为0.05°。/秒以上。小于0.05°。/秒时，回火处理时P偏析到原奥氏体晶界、板条束边界等上的量增多，低温韧性和耐延迟断裂特性变差。另外，如果是回火时的升温速度为2°C/秒以下的低速加热，则从抑制渗碳体等析出物的成长以及生产率的观点考虑，回火温度的保持时间优选设定为30分钟以下。另外，以从37(TC到Ac,相变点以下的规定回火温度的板厚中心部的平均升温速度为rc/秒以上的快速加热为优选的回火条件，优选进行回火而使板厚中心部的最高到达温度为40(TC以上。平均升温速度设定为rc/秒以上的理由是为了降低偏析到原奥氏体晶界、板条束边界等上的杂质元素p的晶界覆盖率，以及如图2中本发明的低速加热回火及快速加热回火时板条界面上析出的渗碳体的示意图和TEM照片的比较所示，实现板条界面上析出的渗碳体量的降低。在更有效地防止p晶界偏析到原奥氏体晶界、板条束边界等的情况下，在上述从37(TC到Ad相变点以下的规定回火温度的板厚中心部的平均升温速度为rc/秒以上的快速加热的基础上，进一步优选从回火开始温度到37(TC的板厚中心部的平均升温速度为2。C/秒以上的快速加热。设定从回火开始温度到37(TC的板厚中心部的平均升温速度为2'C/秒以上的理由是因为p在该温度范围内特别容易偏析到原奥氏体晶界、板条束边界等上。另外，在设定从37(TC到Ad相变点以下的规定回火温度的板厚中心部的平均升温速度为rc/秒以上、并进一步设定从回火开始温度到37(TC的板厚中心部的平均升温速度为2'C/秒以上时，为了提高生产率并防止渗碳体等析出物的粗大化引起的耐延迟断裂特性变差，回火温度的保持时间优选设定为60秒以下。另外，升温速度是用冷却后板厚中心部的最高到达温度再加热到ACl相变点以下的规定温度所需要的温度差除以再加热所需时间而得到的平均升温速度。为了防止冷却中析出物的粗大化，回火后的冷却速度优选将回火温度200。C的平均冷却速度设定为0.05。C/秒以上。18另夕卜，用于回火的加热可以为感应加热(inductionheating)、通电加热(energizationheating)、红夕卜车畐身寸力n热(infra-redradiantheating)、气体加热(furnaceheating)等任何一种方式。回火装置可以使用与辊轧机及直接淬火装置设置在不同生产线上的加热装置，也可以使用与辊轧机及直接淬火装置直接连接而设置在相同生产线上的加热装置。任何一种配置的加热装置均不影响本发明的效果。实施例1表1和2显示实施例中使用的钢的化学成分，表3和4显示钢板制造条件、原奥氏体晶粒的长径比。对表1和2所示化学成分的钢AZ、AAII进行熔炼，铸造成钢坯(钢坯尺寸高100mmx宽150mmx长150mm)，在加热炉中加热到表3和4所示的加热温度后，以表3和4所示的未再结晶区的轧制率进行热轧，制成钢板。热轧后，接着以表3和4所示的直接淬火开始温度、直接淬火终止温度和冷却速度进行直接淬火，然后，使用电磁型感应力口热装置(solenoidtypeinductionheatingapparatus)以表3禾口4所示的回火开始温度、回火温度和保持时间进行回火处理。直接淬火(directquenching)通过以1。C/秒以上的冷却速度强制冷却(水冷)到35(TC以下的温度来进行。另外，板厚中心部的平均升温速度通过钢板的通板速度进行控制。另外，保持于回火温度的情况下，通过使钢板在电磁型感应加热装置内往返而进行加热，保持在相对于目标加热温度土5t:的范围内。另外，回火加热后的冷却如表3和4所示采用空冷(aircooling)。回火温度、淬火温度等板厚中心部的温度由用辐射高温计(emissionpyrometer)在表面逐次测定的温度测定结果，通过传热计算(heattransfercalculation沐出。表5和6显示所得钢板的屈服强度(yieldstrength)、拉伸强度、韧脆转变温度(fractureappearancetransitiontemperature)(vTrs)、而寸延迟断裂安全度指数。冷却速度为从直接淬火开始温度到直接淬火终止温度之间的板厚中心部的平均冷却速度。下述试验中使用的试验片是在钢板长度方向的中央部和钢板宽度方向的1/4位置各采集3个试验片。原奥氏体晶粒的长径比是使用光学显微镜(opticalmicroscopy)在钢板表面的表面下lmm、板厚1/4、1/2、3/4部、钢板背面的表面下lmm各部位对用苦味酸腐蚀(etching)后的组织拍摄照片，各测定约500个原奧氏体晶粒的长径比，求出其平均值。另夕卜，屈服强度和拉伸强度根据JISZ2241利用总厚度拉伸试验片进行测定，韧性根据JISZ2242使用从板厚中心部采集的试验片进行摆锤式冲击试验，通过由此得到的vTrs进行评价。另外，耐延迟断裂安全度指数使用棒状试验片，通过阴极充氢法(cathodichydrogencharging)充氢，使试验片中的扩散性氢量(amountofdiffusiblehydrogen)达到约0.5质量ppm，然后对试验片表面进行镀锌，由此封入氢，然后以1"0—6/秒的应变速率进行拉伸试验，求出断裂的试验片的断面收縮率(reductionofarea)，再以同样的应变速率对不充氢的试验片进行拉伸试验，根据下式进行评价。耐延迟断裂安全度指数(。/。^100x(X"Xo)式中，XQ:实质上不含扩散性氢的试验片的断面收縮率，X1:含有扩散性氢的试验片的断面收縮率。vTrs的目标，对于拉伸强度小于1200MPa的钢种为-4(TC以下，对于拉伸强度1200MPa以上的钢种为-3(TC以下。另一方面，耐延迟断裂安全度指数的目标，对于拉伸强度小于1200MPa的钢种为80%以上，对于拉伸强度1200MPa以上的钢种为75%以上。表3和4表明，未再结晶区轧制率在本发明范围外的钢板No.l8~20，其原奥氏体晶粒的长径比也在本发明范围外。另外，表5和6表明，通过本发明方法制造的钢板No.l17和钢板No.3339(本发明例)，其化学成分、制造方法、原奥氏体晶粒的长径比在本发明范围内，能够得到良好的vTrs和耐延迟断裂安全度指数。与此相对，比较钢板No.1832和钢板No.4044(比较例)，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数中的至少一个在上述目标范围外。下面，分别说明这些比较例。成分在本发明范围外的钢板No.29~32和钢板No.4044，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数中的至少一个未达到目标值。未再结晶区轧制率在本发明范围外的钢板No.1820，其耐延迟断裂安全度指数未达到目标值。直接淬火开始温度在本发明范围外的钢板No.21~23，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数均未达到目标值。直接淬火终止温度在本发明范围外的钢板No.24，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数均未达到目标值。21冷却速度和直接淬火终止温度在本发明范围外的钢板No.25，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数均未达到目标值。回火温度在本发明范围外的钢板No.26~28，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数均未达到目标值。实施例2对表7和8所示化学成分的钢A~Z、AA~II进行熔炼，在与实施例1同样的制造条件下铸造成钢坯，在加热炉中加热后，进行热轧，制成钢板。热轧后，接着进行直接淬火，然后，使用电磁型感应加热装置进行回火。直接淬火通过以rc/秒以上的冷却速度强制冷却(水冷)到35(TC以下的温度来进行。原奥氏体晶粒的长径比与实施例1同样求出，采用约550个原奥氏体晶粒的长径比的平均值。板条界面的渗碳体覆盖率是使用扫描电镜在板厚1/4位置处对用硝酸乙醇溶液腐蚀后的组织拍摄照片，测定约60个板条界面上析出的渗碳体沿界面的长度(L,体)和板条界面的长度(L縣)，将用渗碳体沿板条界面的长度的总和除以板条界面的长度的总和再乘以100而得到的数值作为板条界面的渗碳体覆盖率。另外，屈服强度、拉伸强度及耐延迟断裂安全度指数与实施例1同样求出。vTrs的目标，对于拉伸强度小于1200MPa的钢种为-40。C以下，对于拉伸强度1200MPa以上的钢种为-30。C以下。另一方面，耐延迟断裂安全度指数的目标，对于拉伸强度小于1200MPa的钢种为85%以上，对于拉伸强度1200MPa以上的钢种为80%以上。表9和IO显示钢板制造条件、原奥氏体晶粒的长径比、板条的渗碳体覆盖率，表11和12显示所得钢板的屈服强度、拉伸强度、韧脆转变温度(vTrs)、耐延迟断裂安全度指数。另外，表9~12所示实施例的划分是将满足技术方案8所述发明的条件的实施例作为本发明例，将不满足的作为比较例。No.l17和4147是从回火开始温度到370。C的加热速度设定为2。C/秒以上的实施例，是技术方案9所述的发明例。No.35、36不满足技术方案9所述发明的条件中从回火开始温度到37(TC的加热速度设定为2t:/秒以上的条件，但满足技术方案8所述发明的条件，因此划分为本发明例。表9和10表明，未再结晶区轧制率在本发明范围外的钢板No.1820，其原奥氏体晶粒的长径比和板条的渗碳体覆盖率均在本发明范围外。另外，回火温度在本发明范围外的钢板No.2628，其板条的渗碳体覆盖率均在本发明范围外。另外，从回火开始温度到37(TC的板厚中心部的平均升温速度、和从370。C到回火温度的板厚中心部的平均升温速度中的至少一个在本发明范围外的钢板No.30、32~34，其板条的渗碳体覆盖率在本发明范围外。另外，表ll和12表明，通过本发明方法制造的钢板No.l17和钢板No.35、36(本发明例)，其化学成分、制造方法、原奥氏体晶粒的长径比、板条的渗碳体覆盖率在本发明范围内，能够得到良好的vTrs和耐延迟断裂安全度指数。另外，将在本发明范围内、仅回火开始温度37(TC的板厚中心部的平均升温速度不同的钢板No.4与钢板No.35、以及钢板No.12与钢板No.36进行比较时可知，回火开始温度37(TC的板厚中心部的平均升温速度为2'C/秒以上的钢板No.4、12分别具有比钢板No.35、36优良的vTrs和耐延迟断裂安全度指数。与此相对，比较钢板No.l834和37~40、48~52(比较例)，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数中的至少一个在上述目标范围外。下面，分别说明这些比较例。成分在本发明范围外的钢板No.37~40和4852，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数均未达到目标值。未再结晶区轧制率在本发明范围外的钢板No.1820，其耐延迟断裂安全度指数未达到目标值。直接淬火开始温度在本发明范围外的钢板No.21~23，其vTrs和耐延迟断裂安全度指数中的至少一个未达到目标值。直接淬火终止温度在本发明范围外的钢板No.24、25，其vTrs未达到目标值。回火温度在本发明范围外的钢板No.26~28，其vTrs和耐氢脆安全度指数中的至少一个未达到目标值。37(TC回火温度的板厚中心部的平均升温速度在本发明范围外的钢板No.2934，其vTrs和耐氢脆安全度指数中的至少一个未达到目标值。产业上的利用可能性根据本发明，能够制造拉伸强度在600MPa以上、特别是900MPa以上时耐延迟断裂特性极优良的高张力钢材，在产业上非常有用。表1(质量w<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>注l:*标记表示在本发明范围外注2:Ar^910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo(各成分为含量(质量0/0))注3:Ac产723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3Cr(各成分为含量(质量0/0))<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>表5No.钢种板厚(mm)屈服强度(MPa)拉伸强度(MPa)板厚中心部vTrs(。C)耐延迟断裂安全度指数(%)备注1A25573.648-10593本发明例2B12601678—11689本发明例3C25801868-7891本发明例4D1210231048-6889本发明例5E2510061027-6985本发明例6F1210561061-5983本发明例7G2510131052-5985本发明例8H5010141019-5284本发明例9I121083"97-4281本发明例10J25:11971247-4285本发明例"K5012321267—4179本发明例12匕6010171057-4886本发明例13M612571263—4980本发明例14N1213571376—4179本发明例150251327.1387-3978本发明例16P601287'1298-3679本发明例17Q613561387—3578本发明例18A25476553-4246*比较例19B12529607-5842*比较例20'G25815823-5938*比较例21D12831867-29*66*比较例22E25923941-31*59*比较例注l:*标记表示在本发明范围外注2:本发明范围l.板厚中心部vTrs('C)拉伸强度小于1200MPa-40'。以下拉伸强度1200MPa以上-30'C以下2.耐延迟断裂安全度指数拉伸强度小于1200MPa80%以上拉伸强度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>权利要求1.一种高张力钢材，其以质量％计，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及不可避免的杂质构成，并且，原奥氏体晶粒的长径比的平均值在整个板厚方向为3以上。2.如权利要求1所述的高张力钢材，其中，S:0.003%以下，并且，板条界面的渗碳体覆盖率为50%以下。3.如权利要求1或2所述的高张力钢材，其钢组成以质量％计，还含有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%以下中的一种或两种以上。4.如权利要求1~3中任一项所述的高张力钢材，其钢组成以质量%计，还含有B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下中的一种或两种以上。5.如权利要求1~4中任一项所述的高张力钢材，其中，使钢材中含有氢后，通过镀锌将氢封入钢中，然后，进行lxlO勺秒以下的低应变速率拉伸试验，由下式求出的耐延迟断裂安全度指数为75%以上，耐延迟断裂安全度指数(。/。"100x(X,/Xo)式中，XQ:实质上不含扩散性氢的试验片的断面收縮率，X1:含有扩散性氢的试验片的断面收縮率。6.如权利要求5所述的高张力钢材，其中，所述耐延迟断裂安全度指数为80%以上。7.权利要求5所述高张力钢材的制造方法，其中，铸造具有权利要求14中任一项所述组成的钢后，不冷却到Ar3相变点以下，或者，再加热到AC3相变点以上，然后开始热轧，通过包括在未再结晶区内的轧制率为30%以上的轧制的热轧制成规定的板厚，接着从Ar3相变点以上以rC/秒以上的冷却速度冷却到35(TC以下的温度，然后在Ac!相变点以下进行回火。8.权利要求6所述高张力钢材的制造方法，其中，在权利要求7所述的Ad相变点以下的回火方法中，使用与辊轧机及冷却装置设置在同一生产线上的加热装置，设定从37(TC到ACl相变点以下的规定回火温度的板厚中心部的平均升温速度为rc/秒以上，进行回火而使板厚中心部的最高到达温度为40(TC以上。9.权利要求6所述高张力钢材的制造方法，其中，在权利要求8所述的ACl相变点以下的回火方法中，进一步设定从回火开始温度到37(TC的板厚中心部的平均升温速度为2'C/秒以上。10.—种高张力钢材，其以质量％计，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及不可避免的杂质构成，并且，原奥氏体晶粒的长径比的平均值在整个板厚方向为3以上。11.如权利要求IO所述的高张力钢材，其钢组成以质量％计，还含有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%以下中的一种或两种以上。12.如权利要求10或11所述的高张力钢材，其钢组成以质量％计，还含有B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下中的一种或两种以上。13.如权利要求1012中任一项所述的高张力钢材，其中，使钢材中含有氢后，通过镀锌将氢封入钢中，然后，进行lxlO—V秒以下的低应变速率拉伸试验，由下式求出的耐延迟断裂安全度指数为75%以上，耐延迟断裂安全度指数(。/。hlOOx(X,/Xo)式中，XQ:实质上不含扩散性氢的试验片的断面收縮率，X1:含有扩散性氢的试验片的断面收缩率。14.权利要求13所述高张力钢材的制造方法，其中，铸造具有权利要求10~12中任一项所述组成的钢后，不冷却到Ai"3相变点以下，或者，再加热到AC3相变点以上，然后开始热轧，通过包括在未再结晶区内的轧制率为30%以上的轧制的热轧制成规定的板厚，接着从Ar3相变点以上以rC/秒以上的冷却速度冷却到35(TC以下的温度，然后在Ad相变点以下进行回火。15.—种高张力钢材，其以质量％计，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及不可避免的杂质构成，原奥氏体晶粒的长径比的平均值在整个板厚方向为3以上，并且，板条界面的渗碳体覆盖率为50%以下。16.如权利要求15所述的高张力钢材，其钢组成以质量％计，还含有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%以下中的一种或两种以上。17.如权利要求15或16所述的高张力钢材，其钢组成以质量％计，还含有B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下中的一种或两种以上。18.如权利要求15~17中任一项所述的高张力钢材，其中，使钢材中含有氢后，通过镀锌将氢封入钢中，然后，进行lxlO力秒以下的低应变速率拉伸试验，由下式求出的耐延迟断裂安全度指数为80%以上，耐延迟断裂安全度指数(。/。—100x(X,/Xo)式中，XQ:实质上不含扩散性氢的试验片的断面收縮率，X1:含有扩散性氢的试验片的断面收縮率。19.权利要求18所述高张力钢材的制造方法，其中，铸造具有权利要求15~17中任一项所述组成的钢后，不冷却到Ar3相变点以下，或者，再加热到AC3相变点以上，然后开始热轧，通过包括在未再结晶区内的轧制率为30%以上的轧制的热轧制成规定的板厚，接着从Ar3相变点以上以rC/秒以上的冷却速度冷却到35(TC以下的温度，然后使用与辊轧机及冷却装置设置在同一生产线上的加热装置，设定从37(TC到ACl相变点以下的规定回火温度的板厚中心部的平均升温速度为rc/秒以上，进行回火而使板厚中心部的最高到达温度为40(TC以上。20.权利要求18所述高张力钢材的制造方法，其中，铸造具有权利要求15~17中任一项所述组成的钢后，不冷却到Ar3相变点以下，或者，再加热到AC3相变点以上，然后开始热轧，通过包括在未再结晶区内的轧制率为30%以上的轧制的热轧制成规定的板厚，接着从Af3相变点以上以rC/秒以上的冷却速度冷却到35(TC以下的温度，然后使用与辊轧机及冷却装置设置在同一生产线上的加热装置，设定从回火开始温度到37(TC的板厚中心部的平均升温速度为2t:/秒以上、且从37(TC到Ad相变点以下的规定回火温度的板厚中心部的平均升温速度为rc/秒以上，进行回火而使板厚中心部的最高到达温度为40(TC以上。全文摘要本发明提供拉伸强度600MPa以上、适合作为建设工业机械用等耐延迟断裂特性优良的高张力钢材及其制造方法。具体而言，一种钢，含有C、Si、Mn、Al、N、P、S，根据需要含有Mo、Nb、V、Ti、Cu、Ni、Cr、W、B、Ca、REM、Mg中一种或两种以上元素，余量由Fe及不可避免的杂质构成，原奥氏体晶粒的长径比的平均值在整个板厚方向为3以上，或者板条界面的渗碳体覆盖率进一步为50％以下，或者耐延迟断裂安全度指数进一步为75％以上。另外，一种制造耐延迟断裂特性优良的高张力钢材的方法，其中，铸造上述钢后，不冷却到Ar3相变点以下，或者，再加热到Ac3相变点以上，然后进行在未再结晶区的轧制率为30％以上的热轧，接着从Ar3相变点以上以1℃/秒以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度，然后在Ac1相变点以下进行回火。文档编号C22C38/06GK101600812SQ20088000373公开日2009年12月9日申请日期2008年1月31日优先权日2007年1月31日发明者大井健次,林谦次,长尾彰英,鹿内伸夫申请人:杰富意钢铁株式会社