材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法与流程

本发明涉及适合用于建筑、桥梁、造船、海洋结构物、施工机械、罐和压力水管等钢铁结构物的、强度、伸长率、韧性优良并且板厚方向的材质均匀性也优良的厚钢板及其制造方法。

特别是，本发明涉及板厚为100mm以上的厚壁高韧性高张力钢板，其板厚中心部的屈服强度为500mpa以上，板厚中心部的板厚方向拉伸所引起的断面收缩率值为40％以上，板厚中心部的-60℃下的低温韧性为70j以上。

在本发明中，材质均匀性优良是指板厚方向上的硬度差小。

背景技术：

在建筑、桥梁、造船、海洋结构物、施工机械、罐和压力水管等各领域中使用钢材的情况下，与这些钢铁结构物的形状对应地通过焊接来精加工成期望的形状。近年来，钢铁结构物的大型化显著发展，所使用的钢材的高强度化、厚壁化显著发展。

板厚为100mm以上的厚壁的钢板通常通过将利用铸锭法制造的大型钢锭进行开坯轧制并对得到的开坯板坯进行热轧来制造。但是，由于该铸锭-开坯工艺必须切掉冒口部的浓偏析部、钢锭底部的负偏析部，因此，存在成品率没有提高而制造成本升高、工期变长的课题。

另一方面，在利用以连铸板坯作为原材的工艺进行板厚为100mm以上的厚壁钢板的制造的情况下，虽然没有如上所述的担忧，但由于连铸板坯的厚度比利用铸锭法制造的板坯的厚度小，因此，存在到产品厚度为止的压下量小的问题。另外，近年来，存在通常要求钢材的高强度化、厚壁化的倾向，为了确保必要的特性而添加的合金元素量增加，其结果是，产生了起因于中心偏析的中心疏松的发生、因大型化导致的内部质量的劣化等作为新问题。

为了解决这些问题，在由连铸板坯制造极厚钢板的过程中，以将中心疏松压实而改善钢板内的中心偏析部的特性作为目的，提出了以下技术。

例如，在非专利文献1中记载了通过增大连铸板坯的热轧时的轧制形状比而将中心疏松压实的技术。

另外，在专利文献1和2中记载了如下技术：在制造连铸板坯时，通过在连铸机中使用辊或平砧进行加工，从而将连铸板坯的中心疏松压实。

在专利文献3中记载了如下技术：在由连铸板坯制造累积压下率为70％以下的厚壁钢板时，通过在热轧前进行锻造加工来实现中心疏松的压实。

在专利文献4中记载了如下技术：在利用总压下率为35～67％的锻造和厚板轧制由连铸板坯制造极厚钢板时，在锻造前将原材的板厚中心部在1200℃以上的温度保持20小时以上，将锻造的压下率设定为16％以上，从而使中心疏松消失，而且减少中心偏析带而实现耐回火脆化特性的改善。

在专利文献5中记载了如下技术：对连铸板坯实施横锻后进行热轧，由此改善中心疏松和中心偏析。

在专利文献6中记载了一种拉伸强度为588mpa以上的厚钢板的制造方法，其中，将连铸板坯在1200℃以上的温度保持20小时以上，将锻造的压下率设定为17％以上，将厚板轧制在包括锻造在内的总压下率为23～50％的范围内进行，进一步在厚板轧制后进行两次淬火处理，由此使中心疏松消失，而且减少了中心偏析带。

在专利文献7中记载了一种厚钢板的制造方法，其中，将具有特定成分的连铸板坯再加热至1100～1350℃后，实施将1000℃以上的应变速度设定为0.05～3/秒、将累积压下量设定为15％以上的热加工，由此使焊接性和板厚方向的延展性优良。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭55-114404号公报

专利文献2：日本特开昭61-273201号公报

专利文献3：日本专利第3333619号公报

专利文献4：日本特开2002-194431号公报

专利文献5：日本特开2000-263103号公报

专利文献6：日本特开2006-111918号公报

专利文献7：日本特开2010-106298号公报

非专利文献

非专利文献1：铁与钢(鉄と鋼)，66(1980)，201-210页

技术实现要素：

发明所要解决的问题

然而，在非专利文献1所记载的技术中，为了得到内部质量良好的钢板，需要反复进行轧制形状比高的轧制，但成为超出轧制机的设备规格的上限的范围，存在制造上的课题。另外，如果利用通常的方法进行轧制，则板厚中心部的加工变得不充分，残留有中心疏松，有可能无法实现内部质量的改善。

另外，在专利文献1和2所记载的技术中，为了制造板厚为100mm以上的厚钢板，需要使连铸设备大型化，存在需要大规模的设备投资的课题。

此外，在专利文献3～7所记载的技术中，虽然对中心疏松的减少、中心偏析带的改善有效，但在将这些技术应用于屈服强度为500mpa以上、合金添加量多、板厚为100mm以上的厚壁钢板的制造的情况下，存在如下问题。即，伴随材料的高强度化和厚壁化，在权衡关系中韧性劣化，因此，利用现有的轧制方法、锻造方法难以确保-60℃下的板厚中心部的韧性。

本发明有利地解决上述各问题，其目的在于提供即使对于需要增加合金元素的添加量的厚壁的高强度钢板而言板厚中心部的强度、伸长率和韧性也优良的厚壁高张力钢板，并且提供其有利的制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述课题，特别以板厚100mm以上的厚壁钢板为对象，关于板厚中心部的强度、伸长率、韧性，针对钢板内部的显微组织控制因素进行了深入研究，得出如下见解。

(a)在与钢板表面相比冷却速度显著慢的板厚中心部，为了得到良好的强度和韧性，重要的是适当选择钢组成从而即使在慢的冷却速度下也使显微组织为马氏体和/或贝氏体组织。

(b)为了在延展性容易因高强度化而降低、而且对延展性的缺陷的敏感性提高的厚钢板的板厚中心部确保良好的延展性，重要的是管理热锻时的模具的形状和总压下量以及此时的应变速度，将中心疏松压实而使其无害化。

本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的，本发明的主旨构成如下所述。

1.一种板厚为100mm以上的材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板，以质量％计含有c：0.08～0.20％、si：0.40％以下、mn：0.5～5.0％、p：0.015％以下、s：0.0050％以下、ni：5.0％以下、ti：0.005～0.020％、al：0.080％以下、n：0.0070％以下和b：0.0030％以下，进一步含有选自cu：0.50％以下、cr：3.0％以下、mo：1.50％以下、v：0.200％以下和nb：0.100％以下中的一种或两种以上，下述(1)式所表示的关系式ceq^iiw满足0.55～0.80，且余量由fe和不可避免的杂质构成，所述钢板中，板厚中心部的屈服强度为500mpa以上，板厚中心部的板厚方向拉伸所引起的断面收缩率值为40％以上，板厚中心部的-60℃下的低温韧性为70j以上。

ceq^iiw＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5…(1)

上式中，各元素符号为钢中的含量(质量％)，不含有时以0进行计算。

2.如上述1所述的材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板，其中，进一步以质量％计含有选自mg：0.0005～0.0100％、ta：0.01～0.20％、zr：0.005～0.1％、y：0.001～0.01％、ca：0.0005～0.0050％和rem：0.0005～0.0200％中的一种或两种以上。

3.如上述1或2所述的材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板，其中，关于板厚方向的硬度分布，板厚表面的平均硬度(hvs)与板厚中心部的平均硬度(hvc)之差δhv(＝hvs-hvc)为30以下。

4.一种材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其是制造上述1～3中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的方法，其中，

将形成上述1或2所述的成分组成的连铸板坯加热至1200～1350℃后，使用对置的模具的短边不同、且将短边较短者的短边长度设为1时短边较长者的短边长度为1.1～3.0的模具，在温度为1000℃以上、应变速度为3/秒以下、累积压下量为15％以上的条件下进行热锻后，放冷而制成钢原材，将该钢原材再次加热至ac3点～1250℃后，进行对每一道次的压下率为4％以上的道次至少进行两次的热轧后，放冷而制成厚壁钢板，接着，将该厚壁钢板再次加热至ac3点～1050℃后，骤冷至350℃以下，然后在550～700℃下进行回火。

5.如上述4所述的材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，在上述厚壁高韧性高张力钢板的制造时，将从加工前的上述连铸板坯起至热轧后的上述厚壁钢板为止的压下比设定为3以下。

发明效果

根据本发明，可以得到母材的强度、伸长率和韧性优良并且材质均匀性优良的板厚为100mm以上的厚钢板，大大地有助于钢铁结构物的大型化、钢铁结构物的安全性的提高、成品率的提高、制造工期的短缩，因此在产业上极其有用。特别是即使在以往无法得到充分的板厚中心部的特性的、从加工前的板坯开始的压下比为3以下的情况下，也能够得到良好的特性而不采用连铸设备的大型化等对策。

附图说明

图1是示出按照本发明的使用了不对称模具的板坯的锻造要领的图。

图2是对使用上下对称的现有模具和上下不对称的按照本发明的模具的情况下的、原材(钢板)中的等效塑性应变进行比较来表示的图。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。

首先，对本发明中的钢板成分的适当范围进行说明。需要说明的是，钢板成分中的各元素的含量的％表示均为质量％。

c：0.08～0.20％

c是用于廉价地得到结构用钢所要求的强度的有用元素，为了得到该效果，需要添加至少0.08％。另一方面，含有超过0.20％时，使得母材和焊接部的韧性显著劣化，因此，上限设定为0.20％。更优选的c量为0.08～0.14％的范围。

si：0.40％以下

si是为了脱氧而添加的，添加超过0.40％时，母材和焊接热影响区的韧性显著降低，因此，si量设定为0.40％以下。更优选的si量为0.05～0.30％的范围，进一步优选的si量为0.1～0.30％的范围。

mn：0.5～5.0％

mn是从确保母材强度的观点出发而添加的，低于0.5％的添加时，其效果不充分，另一方面，添加超过5.0％的mn时，不仅母材的韧性劣化，而且会助长中心偏析，使得板坯的疏松形状变大，因此，上限设定为5.0％。更优选的mn量为0.6～2.0％的范围，进一步优选的mn量为0.6～1.6％的范围。

p：0.015％以下

p超过0.015％而含有时，使得母材和焊接热影响区的韧性显著降低，因此，限制为0.015％以下。需要说明的是，p量的下限值没有特别限定，可以为0％。

s：0.0050％以下

s超过0.0050％而含有时，使得母材和焊接热影响区的韧性显著降低，因此，限制为0.0050％以下。需要说明的是，s量的下限值没有特别限定，可以为0％。

ni：5.0％以下

ni是使钢的强度和焊接热影响区的韧性提高的有益元素，但添加超过5.0％时，经济性显著降低，因此，ni量的上限设定为5.0％。更优选的ni量为0.5～4.0％的范围。

ti：0.005～0.020％

ti在加热时生成tin，有效地抑制奥氏体的粗大化，提高母材和焊接热影响区的韧性，因此，含有0.005％以上。但是，添加超过0.020％的ti时，ti氮化物粗大化，使得母材的韧性降低，因此，ti量设定为0.005～0.020％的范围。更优选的ti量为0.008～0.015％的范围。

al：0.080％以下

al是为了使钢水充分脱氧而添加的，但添加超过0.080％时，固溶于母材中的al量增多，使得母材韧性降低，因此，al量设定为0.080％以下。更优选的al量为0.030～0.080％的范围，进一步优选的al量为0.030～0.060％的范围。

n：0.0070％以下

n具有通过与ti等形成氮化物而使组织微细化、使得母材和焊接热影响区的韧性提高的效果，但添加超过0.0070％时，固溶于母材中的n量增大，母材韧性显著降低，进而在焊接热影响区中也形成粗大的碳氮化物而使得韧性降低，因此，n量设定为0.0070％以下。更优选的n量为0.0050％以下，进一步优选的n量为0.0040％以下。需要说明的是，n量的下限值没有特别限定，可以为0％。

b：0.0030％以下

b具有通过在奥氏体晶界偏析而抑制从晶界开始的铁素体相变、提高淬透性的效果，但添加超过0.0030％时，以碳氮化物的形式析出，使得淬透性降低，韧性降低，因此，b量设定为0.0030％以下。更优选的b量为0.0003～0.0030％的范围，进一步优选的b量为0.0005～0.0020％的范围。需要说明的是，b量的下限值没有特别限定，可以为0％。

另外，在本发明中，在上述元素的基础上，进一步出于提高强度、韧性的目的而含有选自cu、cr、mo、v和nb中的一种或两种以上。

cu：0.50％以下

cu在不损害韧性的情况下实现钢的强度的提高，但添加超过0.50％时，热加工时在钢板表面产生裂纹，因此设定为0.50％以下。需要说明的是，cu量的下限值没有特别限定，可以为0％。

cr：3.0％以下

cr是对于母材的高强度化有效的元素，但大量添加时，使得焊接性降低，因此设定为3.0％以下。从制造成本的观点出发，更优选的cr量为0.1～2.0％的范围。

mo：1.50％以下

mo是对于母材的高强度化有效的元素，但添加超过1.50％时，引起因硬质的合金碳化物的析出带来的强度升高而使得韧性降低，因此，将上限设定为1.50％。更优选的mn量为0.02～0.80％的范围。

v：0.200％以下

v对于母材的强度、韧性的提高具有效果，并且通过以vn的形式析出而对于固溶n的减少有效，但添加超过0.200％时，因硬质的vc的析出而导致钢的韧性降低，因此，v量设定为0.200％以下。更优选的v量为0.005～0.100％的范围。

nb：0.100％以下

nb对于母材的强度的提高具有效果，因此是有效的，但超过0.100％的添加使得母材的韧性显著降低，因此，将上限设定为0.100％。更优选的nb量为0.025％以下。

以上，对基本成分进行了说明，但在本发明中，在上述成分的基础上，可以进一步出于改善材质的目的而含有选自mg、ta、zr、y、ca和rem中的一种或两种以上。

mg：0.0005～0.0100％

mg是在高温下形成稳定的氧化物、有效地抑制焊接热影响区的原γ(奥氏体)晶粒的粗大化、对提高焊接部的韧性有效的元素，因此，优选含有0.0005％以上。但是，添加超过0.0100％的mg时，夹杂物量增加，韧性降低，因此，在添加mg的情况下，优选设定为0.0100％以下。更优选的mg量为0.0005～0.0050％的范围。

ta：0.01～0.20％

ta在添加适当量时，对于强度提高有效。但是，在ta的添加量低于0.01％时，得不到明显的效果，另一方面，超过0.20％时，因生成析出物而导致韧性降低，因此，ta量优选设定为0.01～0.20％。

zr：0.005～0.1％

zr是对强度升高有效的元素，添加量低于0.005％时，得不到显著的效果，另一方面，添加超过0.1％的zr时，生成粗大的析出物，导致韧性的降低，因此，zr量优选设定为0.005～0.1％。

y：0.001～0.01％

y是在高温下形成稳定的氧化物、有效地抑制焊接热影响区的原γ晶粒的粗大化、对提高焊接部的韧性有效的元素。但是，添加低于0.001％的y时，得不到效果，另一方面，添加超过0.01％的y时，夹杂物量增加，韧性降低，因此，y量优选设定为0.001～0.01％。

ca：0.0005～0.0050％

ca是对于控制硫化物系夹杂物的形态有用的元素，为了发挥其效果，优选添加0.0005％以上。但是，添加超过0.0050％的ca时，导致洁净度的降低，使得韧性劣化，因此，在添加ca的情况下，优选设定为0.0005～0.0050％。更优选的ca量为0.0005～0.0025％的范围。

rem：0.0005～0.0200％

rem与ca同样也具有在钢中形成氧化物和硫化物而改善材质的效果，为了得到该效果，需要添加0.0005％以上。另一方面，即使添加超过0.0200％的rem，其效果也饱和，因此，在添加rem的情况下，优选设定为0.0200％以下。更优选的rem量为0.0005～0.0100％的范围。

以上，对基本成分和选择成分进行了说明，但在本发明中，将ceq^iiw所表示的碳当量调节至适当范围也是重要的。

ceq^iiw(％)：0.55～0.80

在本发明中，为了在板厚中心部确保屈服强度500mpa以上的强度和-60℃下的良好的低温韧性，需要添加适当的成分，需要按照下式(1)式所定义的ceq^iiw(％)满足0.55～0.80的关系的方式来调节成分。

ceq^iiw＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5…(1)

需要说明的是，式中的各元素符号表示各自元素的含量(质量％)。

本发明中，通过对形成如上所述的成分组成的板厚为100mm以上的厚壁钢板应用后述的锻造工艺，能够将厚壁钢板的板厚中心部的中心疏松压实从而实质上使其无害化。

另外，然后，通过应用后述的热加工工艺，能够提高板厚中心部的强度、延展性和韧性，能够使板厚中心部的屈服强度为500mpa以上、使板厚中心部的板厚方向拉伸所引起的断面收缩率值为40％以上、使板厚中心部的-60℃下的低温韧性为70j以上。

另外，对于屈服强度500mpa以上且板厚为100mm以上的厚壁钢板而言，通常，关于板厚方向的硬度分布，钢板表面高，越向着板厚中心部越降低，但在钢板成分不适当、淬透性不充分的情况下，形成以铁素体和上部贝氏体为主体的组织，板厚方向的硬度分布的变化(表面附近与板厚中心部的硬度差)增大，材质均匀性劣化。

在本发明中，如上所述，通过适当地调节钢板成分、确保淬透性，能够使显微组织为马氏体和/或贝氏体组织。

特别是，在板厚方向的硬度分布中，通过使板厚表面的平均硬度(hvs)与板厚中心部的平均硬度(hvc)之差δhv(＝hvs-hvc)为30以下，能够实现材质均匀性的进一步提高。

需要说明的是，板厚表面的平均硬度(hvs)和板厚中心部的平均硬度(hvc)例如可以通过如下方法求出：在与钢板长度方向平行的截面，在距钢板表面2mm中心侧的位置和板厚中心位置分别测定多点硬度，将它们平均。

接着，对本发明的制造条件进行说明。

在以下的说明中，温度“℃”是指板厚中心部的温度。特别是在本发明的厚钢板的制造方法中，为了使钢原材中的中心疏松等铸造缺陷无害化，必须在如下所述的条件下对钢原材实施热锻。

i钢原材的热锻条件

加热温度：1200～1350℃

将具有上述组成的铸片或钢片的钢原材利用转炉、电炉、真空熔炉等通常公知的方法进行熔炼，进行连铸后，加热至1200～1350℃。加热温度低于1200℃时，不能确保热锻中的规定的累积压下量和温度下限，并且热锻时的变形阻力高，不能确保每一道次的充分的压下量。其结果是，必要道次数增加，由此，不仅导致制造效率的降低，而且无法将钢原材中的中心疏松等铸造缺陷压实而使其无害化，因此，板坯加热温度设定为1200℃以上。另一方面，加热温度超过1350℃时，消耗大量能量，因加热时的氧化皮而容易产生表面缺陷，热锻后的修理负荷增大，因此，上限设定为1350℃。

本发明中的热锻利用在连铸板坯的宽度方向具有长边、在连铸板坯的行进方向具有短边的对置的一对模具来进行，但本发明的热锻的特征在于，如图1所示，该对置的模具的短边彼此具有不同的长度。

图1中，符号1为上模具、2为下模具、3为板坯。

另外，该对置的上下一对模具中，将短边较短者的模具(图1中为上模具)的短边长度设为1的情况下，将与其对置的短边较长者的模具(图1中为下模具)的短边长度与较短者的短边长度相比设定为1.1～3.0倍，由此，不仅能够使钢材内部的应变分布为不对称，而且能够使得锻造时所施加的应变最小的位置与连铸板坯的中心疏松的产生位置不一致，结果能够更可靠地使中心疏松无害化。

短边较短者与短边较长者的短边长度比小于1.1时，得不到充分的无害化效果，另一方面，超过3.0时，导致热锻的效率的显著降低。因此，本发明中的热锻中使用的模具重要的是：关于对置的一对模具的短边长度，将较短者的短边长度设为1时，较长者的短边长度设定为1.1～3.0。需要说明的是，短边长度较短者的模具可以为连铸板坯的上方也可以为下方，只要对置的模具的短边长度满足上述比值即可。即，在图1中，下模具可以是短边长度较短者的模具。

接着，在图2中比较地示出了使用上下模具的短边长度相等的模具(图中，由白圆表示的现有模具)和将短边较短者与短边较长者的短边长度比设定为2.5的模具(图中，由黑圆表示的依照本发明的模具)进行热锻的情况下的、在板坯的板厚方向上计算板坯中的等效塑性应变而得到的结果。需要说明的是，使用上述模具的热锻的条件除了模具形状以外相同，设定为加热温度：1250℃、加工开始温度：1215℃、加工结束温度：1050℃、累积压下量：16％、应变速度：0.1/秒、最大1道次压下量：8％、无宽度方向加工。

由图2明显可知：在使用依照本发明的模具的热锻的情况下，直至板坯中心为止，能够赋予充分的应变。

热锻温度：1000℃以上

热锻的锻造温度低于1000℃时，热锻时的变形阻力增高，因此，对锻造机的负荷增大，不能可靠地使中心疏松无害化，因此设定为1000℃以上。需要说明的是，锻造温度的上限没有特别限定，从制造成本的观点出发，优选约1350℃。

热锻的累积压下量：15％以上

热锻的累积压下量小于15％时，不能将钢原材中的中心疏松等铸造缺陷压实而使其无害化，因此设定为15％以上。累积压下量越大则对于铸造缺陷的无害化越有效，但从制造性的观点出发，该累积压下量的上限值设定为约30％。需要说明的是，通过对连铸板坯的宽度方向进行热锻而使厚度增加的情况下，设定为自该厚度起的累积压下量。

另外，特别是在制造板厚为120mm以上的厚壁钢板的情况下，为了可靠地将中心疏松无害化，优选将热锻时的每一道次的压下率为5％以上的道次确保为1道次以上。更优选每一道次的压下率为7％以上。

热锻的应变速度：3/秒以下

热锻的应变速度超过3/秒时，热锻时的变形阻力变高，对锻造机的负荷增大，不能将中心疏松无害化，因此设定为3/秒以下。

需要说明的是，应变速度小于0.01/秒时，热锻时间变长而导致生产率的降低，因此，优选设定为0.01/秒以上。更优选的应变速度为0.05/秒～1/秒的范围。

需要说明的是，在本发明中，在上述热锻后实施热加工而制成期望的板厚的钢板，并且实现板厚中心部的强度和韧性的提高。

ii锻造后的热加工条件

热锻后的钢原材的再加热温度：ac3点～1250℃

将热锻后的钢原材再加热至ac3相变点以上是为了使钢均匀化为奥氏体组织单相，作为加热温度，需要设定为ac3点以上且1250℃以下。

在此，在本发明中，将ac3相变点设定为通过下式(2)计算出的值。

ac3(℃)＝937.2-476.5c+56si-19.7mn-16.3cu-26.6ni-4.9cr+38.1mo+124.8v+136.3ti+198.4al+3315b…(2)

需要说明的是，(2)式中的各元素符号表示各合金元素的钢中含量(质量％)。

对每一道次的压下率为4％以上的道次进行至少两次的热轧

在本发明中，再加热至ac3点以上且1250℃以下后，进行对每一道次的压下率为4％以上的道次进行至少两次的热轧。通过进行这样的轧制，能够对板厚中心部施加充分的加工，通过再结晶的促进使得组织微细化，能够实现机械特性的提高。需要说明的是，该热轧中的道次次数越少则机械特性越提高，因此，道次次数优选设定为10道次以下。

热轧后的热处理条件

为了提高板厚中心部的强度和韧性，在本发明中，在热轧后进行放冷，再次加热至ac3点～1050℃后，至少从ar3点的温度起骤冷至350℃以下。将再次加热温度设定为1050℃以下是因为，在超过1050℃的高温的再加热下，因奥氏体粒的粗大化引起的母材韧性的降低显著。

在此，在本发明中，将ar3相变点设定为通过下式(3)计算出的值。

ar3(℃)＝910-310c-80mn-20cu-15cr-55ni-80mo…(3)

需要说明的是，(3)式中的各元素符号表示各合金元素的钢中含量(质量％)。

板厚中心部的温度可以根据板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等求出。例如，通过使用差分法计算板厚方向的温度分布而求出板厚中心温度。

骤冷的方法在工业上通常设定为水冷，但冷却速度优选尽可能快，因此，冷却方法可以为水冷以外的方法，例如还有气体冷却等方法。

回火温度：550～700℃

骤冷后，在550～700℃下进行回火是因为：低于550℃时，残余应力的除去效果少，另一方面，在超过700℃的温度下，各种碳化物析出，并且母材的组织粗大化，强度、韧性大幅降低。特别是，在回火过程中，为了调节屈服强度、使低温韧性提高，在优选为600℃以上、更优选为650℃以上的温度下的回火是适合的。

在工业上，有时以钢的强韧化为目的进行反复淬火，在本发明中，也可以进行反复淬火，但在最终淬火时，需要加热至ac3点～1050℃后，骤冷至350℃以下，然后在550～700℃下进行回火。

此外，根据本发明，即使在利用现有技术难以得到上述优良的特性的、从加工前的板坯开始的压下比为3以下的范围内，也能够得到期望的特性。

如以上所说明的那样，在本发明的钢板的制造中，通过进行淬火回火，能够制造强度和韧性优良的钢板。

实施例

将表1所示的钢编号1～32的钢熔炼，制成连铸板坯，然后，在表2所示的条件下实施热锻和热轧。热轧的道次次数设定为10次以下。此时，板厚设定为100～240mm的范围。然后，在表3所示的条件下进行淬火、回火处理，制造表2、3中作为试样no.1～44表示的钢板。接着，将这些钢板供于下述试验。

(1)拉伸试验

从各钢板的板厚中心部，在与轧制方向为直角的方向裁取圆棒拉伸试验片(φ：12.5mm、gl：50mm)，测定屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)。

(2)板厚方向拉伸试验

对于各钢板，在板厚方向上裁取3根圆棒拉伸试验片(φ10mm)，测定断裂后的断面收缩率，用其最小值进行评价。

(3)夏比冲击试验

从各钢板的板厚中心部各裁取3根以轧制方向作为长度方向的2mmv形缺口夏比试验片，对于各试验片，在-60℃下通过夏比冲击试验测定吸收能量(ve-60)，求出各自3根的平均值。

(4)硬度的测定

按照能够测定各钢板的与钢板长度方向平行的截面的硬度的方式，从表面和板厚中心裁取硬度测定用试验片。将这些试验片进行嵌入研磨后，将表面位置设定为距表面2mm中心侧的位置、将板厚中心设定为正好板厚中心位置，利用维氏硬度计以98n(10kgf)的载荷分别测定各3点，将其平均值作为各位置的平均硬度。并且，将(板厚表面的平均硬度-板厚中心部的平均硬度)作为硬度差δhv。

将上述试验结果一并示于表3中。

如表3所示可知，依照本发明得到的钢板(试样no.1～21)均是ys为500mpa以上、ts为610mpa以上、母材的韧性(ve-60)为70j以上，并且板厚方向拉伸试验时的断面收缩率为40％以上、而且硬度差δhv为30以下，母材的强度、韧性、板厚方向拉伸特性和材质均匀性优良。

与此相对，试样no.22～44的成分、制造条件在优选范围以外，因此，上述中的某种特性差。

符号说明

1上模具

2下模具

3板坯