部，也能得到优异的CTOD特性。Ceq *值的适 当范围是通过实验求得的，Ceq *值超过3. 50时，CTOD特性降低，因此设定在3. 50以下。 优选在3. 20以下。
[0073] 以上是本发明的高张力厚钢的基本成分组成，余部为Fe和不可避免的杂质，但 在要进一步提高特性的情况下，高张力厚钢可以含有选自Cr :0. 10?1. 00%、Mo :0. 05? O. 50%、V :0. 005?0. 050%中的1种或2种以上。
[0074] Cr :0· 10 ?L 00%
[0075] Cr是一种对使母材高强度化有效的元素，要发挥该效果，优选Cr在0. 10 %以 上。但是，过量含有Cr时，会对韧性产生不良影响，因此，在含有Cr的情况下，Cr量优选为 0· 10 ?L 00%，更优选为 0· 20 ?0· 80%。
[0076] Mo :0. 05 ?0. 50%
[0077] Mo是一种对使母材高强度化有效的元素，要发挥该效果，优选Mo量在0. 05%以 上。但是，过量含有Mo时，会对韧性产生不良影响，因此，在含有Mo的情况下，Mo量优选为 0· 05 ?(λ 50%，更优选为(λ 08 ?(λ 40%。
[0078] V :0· 005 ?0· 050%
[0079] V是一种当含量在0.005%以上时对提高母材韧性有效的元素。V的含量超过 0. 050%时，会导致韧性降低，因此，在含有V的情况下，V量优选为0. 005?0. 050%。
[0080] 此外，在本发明中，除上述成分外，还可含有Ca :0. 0005?0. 0050%。
[0081] Ca :0· 0005 ?0· 0050%
[0082] Ca是一种通过固定S而提高韧性的元素。要得到该效果，需要使Ca量至少为 0. 0005%。但是，即使所含Ca的量超过0. 0050%，通过含有Ca而起到的上述效果也会饱 和，因此，Ca量优选设为0. 0005?0. 0050%。
[0083] 0 < {[Ca] - (0. 18+130X [Ca]) X [0]}/l. 25/[S] < 1. 00- (4)
[0084] 这里，[M]是元素 M的含量（质量％ )。
[0085] {[Ca] - (0· 18+130X [Ca]) X [0]}/L 25/[S]是表示对控制硫化物的形态有效的 Ca与S的原子浓度之比的值，也称作ACR (Atomic Concentration Ratio)。利用该值可以 推测硫化物的形态，为了将在高温下也不会溶解的铁素体相变生成核CaS微细分散，对ACR 的范围作了规定。在式（4)中，[Ca]、[S]和[0]表示各元素的含量（质量％ )。
[0086] 在ACR值在0以下的情况下，CaS不会结晶。因此，S以单一的MnS的形态析出，从 而得不到焊接热影响部中的铁素体生成核。此外，单一地析出的MnS在轧制时会被拉伸，导 致母材韧性降低。
[0087] 另一方面，在ACR值在1.0以上的情况下，S完全被Ca固定，起铁素体生成核作用 的 MnS不会析出在CaS上，这样，复合硫化物不能使铁素体生成核微细分散，因而得不到韧 性提尚的效果。
[0088] 在ACR值大于0、小于1. 0的情况下，MnS析出在CaS上，形成复合硫化物，能够作 为铁素体生成核有效地发挥作用。另外，ACR值优选为0. 20?0. 80的范围。
[0089] 2.硬度分布
[0090] HVmax/HVave彡 1. 35+0. 006/[C] - t/500…（3)
[0091] HvmaxS中心偏析部的维氏硬度的最大值，Hvara为除去从表面、背面到板厚的1/4处 之间和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]为C含量（质量％ )，t表示板厚 (mm)。HVmax/HVav#表示中心偏析部硬度的无量纲参数，其值大于通过I. 35+0. 006/[C]- t/500求出的值时，CTOD值会降低，因此设在1.35+0. 006/[C] - t/500以下。优选设在 L 25+0. 006/[C] - t/500 以下。
[0092] Hvmax为中心偏析部的硬度，是在板厚方向上将包括中心偏析部的（板厚/40) mm的 范围用维氏硬度计（荷重IOkgf)沿板厚方向以0.25_的间隔进行测定所得测定值中的最 大值。此外，H v_是硬度的平均值，是对从表面到板厚的1/4处的位置之间以及从背面到板 厚的1/4处的位置之间不包括中心偏析部的范围用维氏硬度计的荷重98N(10kgf)在板厚 方向以一定间隔（例如1?2mm)进行测定所得值的平均值。
[0093] 通过选择用于减轻中心偏析的铸造条件、极力限制容易偏析的合金元素和在轧制 条件中为使板厚中心部不生成粗大的贝氏体组织而采用低温加热和低温精轧，容易满足式 (3)的条件。
[0094] 接着，对本发明的高张力厚钢的组织进行说明。本发明的高张力厚钢的组织主要 由10体积％以上的针状铁素体、5?50体积％的贝氏体、10体积％以下的多边形铁素体构 成。
[0095] 针状铁素体：10体积％以上
[0096] 若针状铁素体的量在10体积％以上，就能确保母材的强度和韧性，因而优选。
[0097] 贝氏体：5?50体积％
[0098] 若贝氏体的量在5体积％以上，强度就高，因而优选，若在50体积％以下，能确保 母材韧性，因而优选。
[0099] 多边形铁素体：10体积％以下
[0100] 若多边形铁素体的量在10体积％以下，强度就高，因而优选。
[0101] 作为上述以外的组织，可以是岛状马氏体、珠光体、渗碳体等，优选这些组织的量 合计在10体积％以下。
[0102] 此外，上述各组织的量是指以高张力厚钢的板厚的1/4处位置部分为测定对象、 用对扫描电子显微镜的照片进行图像解析的方法测得的量（体积％ )。
[0103] 本发明的钢优选用以下说明的制造方法进行制造。通过使用具有上述成分组成的 钢作为原料、并在以下的优选条件下进行制造，就处于满足上述式（3)的倾向。
[0104] 将调整至本发明范围内的成分组成的钢水用使用转炉、电炉、真空溶解炉等的通 常的方法进行熔制，接着，经过连铸工序形成钢坯后，通过热轧形成所希望的板厚，然后冷 却，实施退火处理。在热轧中，对钢坯加热温度、压下率、精轧温度、热轧后的冷却速度、退火 温度作了规定。
[0105] 另外，在本发明中，若无特殊记载，钢板的温度条件用钢板的板厚中心部的温度进 行规定。板厚中心部的温度由板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等来求出。例如 可通过使用差分法计算出板厚方向的温度分布，并由此求出板厚中心部的温度。
[0106] 钢坯加热温度：1030?1200°C
[0107] 为将钢坯中存在的铸造缺陷通过热轧切实地压实，将钢坯加热温度设在1030°C以 上。此外，若钢坯加热温度超过1200°C，则凝固时析出的TiN会粗大化，母材、焊接部的韧性 降低，因此，钢坯加热温度的上限设为1200°C。
[0108] 950°C以上的温度区域中的热轧的累积压下率：30%以上
[0109] 为将奥氏体晶粒通过重结晶形成微细的显微组织，使950°C以上的温度区域中的 热轧的累积压下率在30%以上。上述累积压下率小于30%时，加热时生成的异常粗大粒子 会残留，对母材的韧性产生不良影响。
[0110] 低于950°c的温度区域中的热轧的累积压下率：30?70%
[0111] 在该温度区域轧制过的奥氏体晶粒不会充分重结晶，因此，乳制后的奥氏体晶粒 在变形为扁平的情况下呈内部大量包含变形带等缺陷的内部应变高的状态。这些作为铁素 体相变的驱动力发挥作用，促进铁素体相变。
[0112] 但是，若在低于950°C的温度区域中的热轧的累积压下率小于30%，则内部应变 引起的内部能量的蓄积会不充分，使得铁素体相变不易发生，母材的韧性降低。另一方面， 若上述累积压下率超过70%，则会促进多边形铁素体的生成，无法兼顾高强度和高韧性。
[0113] 精轧温度：650?790°C
[0114] 若热轧中的精轧温度在650 °C以上，就能确保母材强度和韧性，因而优选，若在 790°C以下，母材韧性会提高，因而优选。在本发明中，精轧温度尤其优选在700?780°C的 范围。
[0115] 冷却至600°C以下的冷却速度：1.0°C /s以上
[0116] 热轧后，以I. 0°C /s以上的冷却速度加速冷却至600°C以下的任意温度。冷却速 度小