本发明涉及用于建筑、桥梁、造船、海洋结构物、建筑工业机械、容器(tank)、管道(penstock)等钢制结构物的厚壁高韧性高强度钢板及其制造方法。本发明尤其涉及钢板表面的韧性和钢板内部的强度、韧性优异的厚壁高韧性高强度钢板及其制造方法。此外，本钢板是板厚为100mm以上、且屈服强度为620mpa以上的钢板。
背景技术：
在建筑、桥梁、造船、海洋结构物、建筑工业机械、容器、管道等各领域使用钢材的情况下，通常，对钢材进行焊接以成为所期望的形状。近年来，钢结构物的大型化显著发展，所使用的钢材的高强度化和厚壁化显著推进。
即使想要制造板厚100mm以上的厚壁且高强度、并且板厚中心部的强度、韧性优异的钢板，也会因为板厚中心部的冷却速度降低，而导致容易形成铁素体等强度比较低的组织。因此，为了抑制这样的组织的生成，需要添加大量的合金元素。
尤其是，为了满足厚壁材料(板厚100mm以上的厚壁钢板)的板厚中心部的强度和韧性，在淬火时使板厚中心部形成贝氏体或贝氏体和马氏体的混合组织是重要的。为此，需要大量添加mn、ni、cr、mo等合金元素。
另外，在钢板表面，与板厚中心部相比冷却速度较快从而形成韧性低的马氏体组织。因此，在板厚100mm以上的高强度钢板中，难以同时确保表面的韧性和钢板内部的强度、韧性。
作为记载了与本专利相关联的钢板的文献，例如存在如下2件非专利文献。在非专利文献1中，具有关于板厚210mm的材料的记载，在非专利文献2中，具有关于板厚180mm的材料的记载。
现有技术文献
非专利文献
非专利文献1：新日铁技报，348(1993)，10-16
非专利文献2：日本钢管技报，107(1985)，21-30
技术实现要素：
在上述非专利文献中，记载了板厚中心部的强度、韧性良好的内容。然而，没有关于钢板表面的韧性(夏比冲击特性)的记述。这样的厚壁材料通常通过淬火回火工艺制造，但考虑到在冷却速度比板厚中心部快的钢板表面会形成马氏体组织从而导致钢板表面的韧性(夏比冲击特性)降低的情况，在上述非专利文献中并未记载制造也稳定地满足钢板表面的韧性的钢板的内容。
本发明是为了解决上述课题而完成的，其目的在于，提供一种同时确保表面的韧性和钢板内部的强度、韧性的、厚壁高韧性高强度钢板及其制造方法。
本申请发明人为了解决上述课题，以屈服强度620mpa以上且板厚100mm以上的厚钢板为对象，对用于同时确保钢板表面的韧性和板厚中心部的强度及韧性的微观组织控制因素进行了深入研究，得到以下见解。
1.在作为原料的钢原料凝固时的冷却速度超过1℃/s的情况下，微观偏析的形成与凝固反应相竞争。其结果是，微观偏析得以减少。在制造大型的钢原料的情况下，上述钢原料凝固时的冷却速度降低至1℃/s以下，结果是，微观偏析变得显著。即使在这样的情况下，为了在淬火时成为马氏体组织的钢板表面得到良好的韧性，在降低p含量的基础上减少凝固时的微观偏析也是重要的。另外，通过使凝固时的初晶为δ相、且使γ相生成开始时的δ相的比率为30％以上，微观偏析会减少从而韧性提高。需要说明的是，作为上述比率的单位的％是指体积％。
2.为了在热加工后的冷却时，在与钢板表面相比冷却速度显著变低的板厚中心部得到良好的强度、韧性，恰当地选定钢组成(成分组成)、使得即使在低的冷却速度下也能够使微观组织成为马氏体及/或贝氏体组织是重要的。为此，需要恰当地选定合金成分，尤其是需要将碳当量(ceq)设为0.65％以上。另外，除了恰当的成分设计之外，基于热加工及热处理进行的组织的改善也是重要的。
3.为了改善韧性，原γ粒径的微细化是有效的。对于热处理后的原γ粒径的微细化，热处理前的原γ粒径的微细化、即热加工完成时的原γ粒径的微细化是重要的。为此，恰当的热加工条件及轧制条件的选定是重要的。
本发明是对上述见解进一步加以研究而完成的，提供以下的技术。
[1]一种厚壁高韧性高强度钢板，以质量％计，含有c：0.08～0.20％、si：0.40％以下、mn：0.5～5.0％、p：0.010％以下、s：0.0050％以下、cr：3.0％以下、ni：0.1～5.0％、al：0.010～0.080％、n：0.0070％以下、o：0.0025％以下，满足(1)式及(2)式的关系，余量为fe及不可避免的杂质，钢板表面的韧性(ve-40)为70j以上，所述厚壁高韧性高强度钢板的板厚为100mm以上。
ceqiiw＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5≥0.65(1)
(cl-c)/cl×100≥30(2)
在此，cl由下式定义。
cl＝0.2-(-0.1×(0.2-si)-0.03×(1.1-mn)-0.12×(0.2-cu)-0.11×(3-ni)+0.025×(1.2-cr)+0.1×(0.5-mo)+0.2×(0.04-v)-0.05×(0.06-al))(3)
其中，在上述式中元素符号为各合金成分的含量(质量％)，在不含有的情况下设为0。
[2]根据[1]所述的厚壁高韧性高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自cu：0.50％以下、mo：1.50％以下、v：0.400％以下、nb：0.100％以下、ti：0.005％～0.020％中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的厚壁高韧性高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自mg：0.0001～0.0050％、ta：0.01～0.20％、zr：0.005～0.1％、y：0.001～0.01％、b：0.0030％以下、ca：0.0005～0.0050％、rem：0.0005～0.0100％中的1种或2种。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的厚壁高韧性高强度钢板，其特征在于，屈服强度为620mpa以上。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的厚壁高韧性高强度钢板，其特征在于，板厚中心的板厚方向上的断面收缩率为40％以上。
[6]一种厚壁高韧性高强度钢板的制造方法，其为制造[1]～[5]中任一项所述的厚壁高韧性高强度钢板的方法，其特征在于，对于钢原料，加热至1200～1350℃，进行将累计压下量设为25％以上的热锻，加热至ac3点以上1200℃以下，进行将累计压下量设为40％以上的热轧，放置冷却，再加热至ac3点以上1050℃以下，从ac3点以上的温度急冷至350℃以下或ar3点以下中的较低一方的温度，在450～700℃的温度下进行回火。
[7]一种厚壁高韧性高强度钢板的制造方法，其为制造[1]～[5]中任一项所述的厚壁高韧性高强度钢板的方法，其特征在于，
对于钢原料，加热至1200～1350℃，进行将累计压下量设为25％以上的热锻，加热至ac3点以上1200℃以下，进行将累计压下量设为40％以上的热轧，从ar3点℃以上的温度急冷至350℃以下或ar3点以下中的较低一方的温度，在450℃～700℃的温度下进行回火。
[8]一种厚壁高韧性高强度钢板的制造方法，其为制造[1]～[5]中任一项所述的厚壁高韧性高强度钢板的方法，其特征在于，
对于钢原料，加热至1200～1350℃，进行将累计压下量设为40％以上的初轧，加热至ac3点以上1200℃以下，进行将累计压下量设为40％以上的热轧，放置冷却，再加热至ac3点以上1050℃以下，从ac3点以上的温度急冷至350℃以下或ar3点以下中的较低一方的温度，在450～700℃的温度下进行回火。
[9]一种厚壁高韧性高强度钢板的制造方法，其为制造[1]～[5]中任一项所述的厚壁高韧性高强度钢板的方法，其特征在于，
对于钢原料，加热至1200～1350℃，进行将累计压下量设为40％以上的初轧，加热至ac3点以上1200℃以下，进行将累计压下量设为40％以上的热轧，从ar3点℃以上的温度急冷至350℃以下或ar3点以下中的较低一方的温度，在450℃～700℃的温度下进行回火。
发明效果
根据本发明，能够得到具有屈服强度为620mpa以上的强度、并且韧性也优异的板厚100mm以上的厚壁高韧性高强度钢板。若使用该厚壁高韧性高强度钢板，则能够制造安全性高的钢结构物。
具体实施方式
以下，说明本发明的实施方式。此外，本发明并不限定于以下的实施方式。
<厚壁高韧性高强度钢板>
本发明的厚壁高韧性高强度钢板的成分组成为，以质量％计，含有c：0.08～0.20％、si：0.40％以下(其中，包括0％)、mn：0.5～5.0％、p：0.010％以下(其中，包括0％)、s：0.0050％以下(其中，包括0％)、cr：3.0％以下(其中，包括0％)、ni：0.1～5.0％、al：0.010～0.080％、n：0.0070％以下(其中，包括0％)、o：0.0025％以下(其中，包括0％)。以下，说明各成分。此外，表示成分含量的“％”是指“质量％”。
c：0.08～0.20％
c是为了廉价地得到结构用钢所要求的强度而有用的元素。为了得到其效果需要将c含量设为0.08％以上。另一方面，若c含量超过0.20％，则在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材及焊接部的韧性显著劣化。因此，将c含量的上限设为0.20％。优选的c含量为0.08％～0.14％。
si：0.40％以下
si为了脱氧而添加。然而，在为了脱氧而添加其他元素的情况下，本发明的钢板也可以不含有si。若si含量超过0.40％，则在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材及焊接热影响部的韧性显著降低。因此，si含量设为0.40％以下。优选的si含量为0.05～0.3％的范围。更优选为0.1～0.3％的范围。
mn：0.5～5.0％
mn从确保母材强度的观点出发而添加。在mn含量低于0.5％时其效果不充分。另外，若mn含量超过5.0％，则会助长中心偏析而导致板坯的铸造缺陷大型化，在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材的特性劣化。因此，将mn含量的上限设为5.0％。mn含量优选为0.6～2％的范围，更优选为0.6～1.6％。
p：0.010％以下
若p含量超过0.010％，则在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材及焊接热影响部的韧性显著降低。因此，p含量越少越好(可以不含有)，限制为0.010％以下。
s：0.0050％以下
若s含量超过0.0050％，则在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材及焊接热影响部的韧性显著降低。因此，s含量越少越好(可以不含有)，设为0.0050％以下。
cr：3.0％以下
cr是对于母材的高强度化有效的元素。然而，若cr含量过剩，则焊接性降低。因此，cr含量设为3.0％以下。优选的cr含量为0.1％～2％。更优选为0.7％～1.7％的范围。另外，cr含量也可以是0％。
ni：0.1～5.0％
ni是使钢的强度及焊接热影响部的韧性提高的有益元素。为了得到该效果而将ni含量设为0.1％以上。另一方面，若ni含量超过5.0％，则经济性显著降低。因此，ni含量的上限设为5.0％。另外，ni含量优选为0.4～4％，更优选为0.8％～3.8％。
al：0.010～0.080％
al为了充分对钢液进行脱氧而添加。在al含量低于0.010％的情况下其效果不充分。另一方面，若al含量超过0.080％，则在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材中固溶的al含量变多，母材韧性降低。因此，al含量设为0.080％以下。al含量优选为0.030～0.080％的范围，更优选为0.030～0.070％的范围。
n：0.0070％以下
n具有通过与ti等形成氮化物来使组织微细化、在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造钢结构物时使母材及焊接热影响部的韧性提高的效果。该韧性提高的效果能够通过n以外的手段得到，因此本发明的钢板也可以不含有n。然而，从通过n来获得该效果的观点出发，优选将n含量设为0.0015％以上。另一方面，若n含量超过0.0070％，则在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材中固溶的n量增大，母材韧性显著降低，并且即使在焊接热影响部也形成粗大的碳氮化物而导致韧性降低。因此，n含量设为0.0070％以下。优选为0.006％以下，更优选为0.005％以下。
o：0.0025％以下
o若超过0.0025％，则在钢中生成硬质的氧化物，韧性显著降低。因此，o含量越少越好(也可以不含有)，设为0.0025％以下。
本发明的厚壁高韧性高强度钢板在上述元素的基础上，以进一步提高强度及/或韧性为目的，还能够含有选自cu、mo、v、nb及ti中的至少一种。
cu：0.50％以下
若含有cu，则能够不会损害韧性地提高钢的强度。若cu含量超过0.50％，则存在热加工时在钢板表面产生裂纹的情况。因此，在含有cu的情况下，其含量设为0.50％以下。
mo：1.50％以下
mo在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，有助于母材的高强度化。然而，若mo含量超过1.50％，则由于合金碳化物的析出引起硬度的上升，从而韧性降低。因此，在含有mo的情况下，将mo含量的上限设为1.50％。优选的mo含量为0.2％～0.8％的范围。
v：0.400％以下
v在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，有助于母材的强度和韧性的提高。另外，v通过作为vn析出而对于固溶n的减少是有效的。然而，若v含量超过0.400％，则会因硬质的vc的析出导致韧性降低。因此，在添加v的情况下，优选将v含量设为0.400％以下。更优选为0.01～0.1％的范围。
nb：0.100％以下
nb对于母材强度的提高具有效果，因此是有效的。若nb含量超过0.100％，则母材的韧性显著降低。因此，将nb含量的上限设为0.100％。优选为0.025％以下。
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，在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，使母材及焊接热影响部的韧性提高。然而，若ti含量超过0.020％，则ti氮化物粗大化而使母材的韧性降低。因此，在含有ti的情况下，ti含量设为0.005％～0.020％的范围。优选为0.008％～0.015％的范围。
本发明的厚壁高韧性高强度钢板在上述组成的基础上，还能够以改善材质为目的而含有选自mg、ta、zr、y、b、ca、rem中的至少1种。
mg：0.0001～0.0050％
mg在高温下形成稳定的氧化物，有效地抑制焊接热影响部的原γ晶粒的粗大化，是对于提高焊接部的韧性有效的元素。为了得到该效果，将mg含量设为0.0001％以上。然而，若mg含量超过0.0050％，则夹杂物量增加从而韧性降低。因此，在含有mg的情况下，其含量优选设为0.0050％以下。更优选为0.0001％～0.015％的范围。
ta：0.01～0.20％
若以适当量添加ta，则对于强度提高是有效的。具体而言，将ta含量设为0.01％以上是有效的。然而，在其含量超过0.20％的情况下，因生成析出物而导致韧性降低。因此，在含有ta的情况下，其含量设为0.01％～0.20％。
zr：0.005～0.1％
zr是对强度提高有效的元素。为了得到该效果，将zr含量设为0.005％以上是有效的。另一方面，在zr含量超过0.1％的情况下，生成粗大的析出物从而韧性降低。因此，在含有zr的情况下，其含量设为0.005～0.1％。
y：0.001～0.01％
y在高温下形成稳定的氧化物，有效地抑制焊接热影响部的原γ晶粒的粗大化，是对于提高焊接部的韧性有效的元素。为了得到该效果，将y含量设为0.001％以上是有效的。然而，若y含量超过0.01％，则夹杂物量增加从而韧性降低。因此，在含有y的情况下，其含量设为0.001～0.01％。
b：0.0030％以下
b具有通过在奥氏体晶界偏析而抑制从晶界起的铁素体相变、提高淬火性的效果。然而，若b含量超过0.0030％，则b作为碳氮化物析出、使淬火性降低从而韧性降低。因此，b含量设为0.0030％以下。在含有b的情况下，其含量优选设为0.0003～0.0030％的范围。更优选的是0.0005～0.002％的范围。
ca：0.0005～0.0050％
ca是对于硫化物系夹杂物的形态控制有用的元素。为了使其发挥该效果，需要将ca含量设为0.0005％以上。然而，若ca含量超过0.0050％，则导致清洁度的降低并且韧性劣化。因此，在含有ca的情况下，其含量优选设为0.0050％以下。更优选为0.0005％～0.0025％的范围。
rem：0.0005～0.0100％
rem也与ca同样地具有在钢中形成氧化物及硫化物来改善材质的效果。为了得到该效果，需要将rem含量设为0.0005％以上。然而，即使rem含量超过0.0100％，其效果也会饱和。因此，在含有rem的情况下，其含量设为0.0100％以下。优选的rem含量为0.0005～0.005％的范围。
此外，在上述任意元素的含量低于下限值的情况下，这些元素不会损害本发明的效果。因此，在上述任意元素的含量低于下限值的情况下，这些元素作为不可避免的杂质而含有。
ceqiiw≥0.65％
在本发明中，为了在板厚100mm以上的厚壁高韧性高强度钢板的板厚中心部确保以屈服强度计为620mpa以上的强度这样良好的韧性，需要添加恰当的合金成分。具体而言，需要如下述式(1)那样以使碳当量(ceqiiw)成为0.65％以上的方式调整合金元素的含量。
ceqiiw＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5≥0.65(1)
需要说明的是，式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。另外，在不含有时设为0。
(cl-c)/cl×100≥30(2)
如后所述，根据本发明，即使在从以板坯表面凝固时的冷却速度为1℃/s以下的范围铸造的钢原料来进行制造的情况下，也能得到良好特性的钢板。在本发明中，为了在板厚100mm以上的厚壁高韧性高强度钢板的钢板表面满足良好的韧性(ve-40≥70j)，尤其是在从以板坯表面凝固时的冷却速度为1℃/s以下的范围铸造的钢原料来进行制造的情况下，需要减少微观偏析。为此，需要使凝固时的初晶为δ相、并使γ相生成开始时的δ相的比率((cl-c)/cl×100)为30％以上。
cl＝0.2-(-0.1×(0.2-si)-0.03×(1.1-mn)-0.12×(0.2-cu)-0.11×(3-ni)+0.025×(1.2-cr)+0.1×(0.5-mo)+0.2×(0.04-v)-0.05×(0.06-al))(3)
在上述式(3)中，元素符号为各合金成分的含量(质量％)，在不含有时设为0。
为了形成δ相，需要根据si、mn等c以外的成分来规定c量的范围。基于使用热力学计算软件“thermo-calc”计算对δ相的c固溶极限(cl)带来的合金元素的影响而得到的结果决定了系数。例如，“si”的系数“-0.1”表示若含有1％的si则δ相的c固溶极限降低0.1％，表示为了确保所需的δ相比率而需要降低母材的c量。此外，在本发明中，作为成为计算cl的基础的成分，将c设为0.12％、将si设为0.2％、将mn设为1.1％、将cu设为0.2％、将cr设为1.2％、将ni设为3％、将mo设为0.5％、将v设为0.04％、将al设为0.06％，计算使各合金元素的含量变化的情况下的相对于固溶c量的变化来设为系数。将相对于如此计算出的δ相中的c的固溶极限而添加的c的百分率：(cl-c)/cl×100设为30％以上，由此，能够使γ相生成开始时的δ相的比率为30％以上。
另外，在本发明中，从确保钢材使用过程中的安全性的观点出发，优选通过实施例中记载的方法测定的、板厚中心的板厚方向上的断面收缩率为40％以上。
<厚壁高韧性高强度钢板的制造方法>
接着，说明本发明的制造条件。在说明中，对于温度“℃”，除了轧制后不放置冷却地进行淬火的情况下的淬火温度以外，是指板厚中心部处的温度。轧制后不放置冷却地进行淬火的情况下的淬火温度设为钢板表面温度。这是因为，在轧制时，板厚方向的钢板温度分布变大，需要考虑钢板表面的温度降低。板厚中心部的温度通过根据板厚、表面温度及冷却条件等进行模拟计算等来求出。例如，通过使用差分法计算板厚方向的温度分布来求出板厚中心温度。
钢原料
通过转炉、电炉、真空溶解炉等通常的方法熔制上述组成的钢液，通过连续铸造法及铸锭法等通常的铸造方法制成板坯、钢坯等钢原料。对于此时的凝固时的冷却速度，具有通过使用了热电偶等的直接测定及基于传热计算等的模拟计算来决定的方法。如上所述，在本发明中，作为钢原料，能够优选地使用在表面凝固时的冷却速度为1℃/s以下的条件下制造的原料。
另外，在锻造机及轧制机的载荷等具有限制的情况下，也可以进行初轧来减小原料的板厚。
钢原料的热锻条件
将具有上述组成的铸片或钢片加热至1200～1350℃。若再加热温度低于1200℃，则不仅会导致用于确保规定的热加工的累计压下量的载荷增大而无法确保充分的压下量，还会产生不得不根据需要在加工中再次加热的情况从而导致制造效率的降低。因此，再加热温度设为1200℃以上。另外，在碳当量为0.65％以上的如本发明的钢那样合金元素添加量高的情况下，钢原料中的中心疏松、疏松缩孔等铸造缺陷显著粗大化。为了将这些缺陷压接而无害化，需要将累计压下量设为25％以上。另一方面，若再加热温度超过1350℃，则消耗过大的能量，因加热时的氧化皮而容易产生表面缺陷，热锻后的加工负荷增大，因此上限设为1350℃。
钢原料的初轧条件
将具有上述组成的铸片或钢片加热至1200～1350℃。若再加热温度低于1200℃，则不仅会导致用于确保规定的热加工的累计压下量的载荷增大而无法确保充分的压下量，还会产生不得不根据需要在加工中再次加热的情况从而导致制造效率的降低。因此，再加热温度设为1200℃以上。另外，为了将铸造缺陷压接而无害化、得到本发明的效果，将累计压下量设为30％以上即可，但从断面收缩率(ra)也优异的观点出发，优选将累计压下量设为40％以上。另一方面，若再加热温度超过1350℃，则消耗过大的能量，因加热时的氧化皮而容易产生表面缺陷，热锻后的加工负荷增大，因此上限设为1350℃。
锻造后或初轧后的钢原料的再加热
将锻造后的钢原料加热至ac3相变点以上1200℃以下是为了使钢均匀地成为奥氏体单相组织，作为加热温度，优选设为1000℃以上1200℃以下。
此外，ac3相变点使用由下述式(4)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(4)
式(4)中的各元素符号表示各合金元素的含量(质量％)。
热轧条件
钢原料通过热轧而被加工成所期望的板厚。为了确保板厚100mm以上的厚壁钢板的板厚中心部的特性，需要改善轧制阶段的材料，以充分发挥基于热处理实现的原γ粒径的整粒化、细粒化的效果。具体而言，通过将轧制中的累计压下量设为40％以上，即使在难以产生基于加工的再结晶的板厚中心部也能够在轧制阶段谋求整粒化。
热处理条件
为了得到板厚中心部处的强度和韧性，在本发明中，在热轧后放置冷却(例如空冷)、或者在热轧后不放置冷却而是从ar3点以上的温度急冷至350℃以下的温度。在放置冷却的情况下，再加热至ac3点～1050℃，从ac3点以上的温度急冷至350℃以下。之所以将再加热温度设为1050℃以下，是因为在超过1050℃的高温的再加热的情况下，会因奥氏体粒的粗大化，而导致在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材韧性显著降低。另外，之所以将再加热温度设为ac3点以上，是为了使钢板整体成为奥氏体组织。另外，在低于ac3点的温度的情况下，会形成由铁素体和奥氏体构成的不均匀组织而得不到所需的特性，因此淬火温度设为ac3点以上。另外，在不放置冷却而是急冷的情况下，从奥氏体单相区进行淬火，因此淬火温度设为ar3点以上。另外，急冷的停止温度设为350℃以下或ar3点以下中较低一方的温度，以在钢板整体中确实得到相变后的组织。即，停止温度需要设为ar3点以下且350℃以下。
此外，ar3相变点使用由下述式(5)计算出的值。
ar3＝910-310c-80mn-20cu-15cr-55ni-80mo(5)
式(5)中的各元素符号表示各合金元素的含量(质量％)。
关于急冷的方法，工业上一般使用水冷，但期望冷却速度尽可能快。因此，冷却方法也可以是水冷以外的方法，例如也具有气体冷却等方法。
回火条件
急冷后，以450～700℃进行回火的理由如下所述。若低于450℃则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，并且在使用厚壁高韧性高强度钢板通过焊接制造了钢结构物时，母材的组织粗大化，强度、韧性大幅降低。
在工业上，存在以钢的强韧化为目的而反复进行淬火的情况。在本发明中也可以反复进行淬火，但在最终淬火时，需要在加热至ac3点～1050℃后，急冷至350℃以下，之后以450～700℃进行回火。
实施例
将表1所示的no.1～30的钢在表2所示的条件下熔炼、铸造而制成钢原料，之后进行热锻(除试样编号5、6、41以外)或初轧(试样编号5、6、41)，之后通过热轧制成表2所示的板厚的钢板，之后进行水淬、回火处理，制造了试样no.1～38的钢板并供于下述的试验。需要说明的是，在本例中，再加热淬火的情况下，再加热温度成为淬火温度。
此外，δ相比率是对于各母材成分使用由式(3)得到的cl的值和母材的c量的值并通过(2)式而计算出的值。
另外，钢原料制造时的凝固时的冷却速度是基于利用放射温度计对铸模表面的温度进行测定得到的数据并通过传热计算所计算出的值。
拉伸试验
从各钢板的板厚中心部沿与轧制方向成直角的方向采集圆棒拉伸试验片(φ12.5mm、gl50mm)，测定了屈服强度(ys)、抗拉强度(ts)。
夏比冲击试验
从各钢板的钢板表面及板厚中心部各采集3个以轧制方向为长度方向的2mmv槽夏比冲击试验片，对于各试验片，在试验温度：-40℃下通过夏比冲击试验测定了吸收能量，求出了它们的平均值(分别求出了板厚中心部的试验片的平均值及表面的试验片的平均值)。
板厚方向拉伸试验
对于包含各钢板的板厚中心部的区域采集板厚方向圆棒拉伸试验片(φ10mm)，测定了断面收缩率(ra)。需要说明的是，断面收缩率是试验片断裂后的最小截面积与其原截面积之差相对于原面面积的百分率。
上述试验结果如表2所示。根据该结果可知，钢的成分组成符合本发明的发明例的钢板(试样no.1～21、41)均是ys为620mpa以上、ts为720mpa以上、-40℃下的母材的表面及板厚中心部的韧性(ve-40)为70j以上，母材的强度和韧性优异。另外，根据no.5及6与no.41的比较，确认到在初轧条件满足特定条件的情况下，断面收缩率(ra)也良好。
与此相对，关于脱离本发明的成分组成的比较例的钢板(试样no.22～32)，属于母材的ys低于620mpa、ts低于720mpa、韧性(ve-40)低于70j中的某一个以上，特性变差。
另外，如试样no.33～40所示，即使是钢的成分组成符合本发明的钢板，在制造条件不符合本发明条件(关于no.41，累计压下量为30％，满足对于获得本发明的效果的最低条件，因此设为并非本发明条件范围外。)的情况下，ys、ts、韧性(ve-40)中的某一个以上的特性变差。