高强度厚钢板及其制造方法与流程

本发明涉及高强度厚钢板，特别是涉及可在船舶、海洋结构物、低温贮藏罐、建筑/土木结构物等大型结构物中使用的脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板。另外，本发明涉及上述高强度厚钢板的制造方法。

背景技术：

对于船舶、海洋结构物、低温贮藏罐、建筑/土木结构物等大型结构物而言，伴随脆性断裂的事故发生时，对社会经济、环境等的影响大。因此，通常要求提高安全性，对于所使用的钢材，以高水准要求使用温度下的韧性、脆性裂纹传播停止特性。

集装箱船、散装货船等船舶在其结构上将高强度的厚壁材料用于船体外板，最近，随着船体的大型化，正在进一步发展高强度化以及厚壁化。通常，钢板的脆性裂纹传播停止特性具有越是高强度或越是厚壁材料则越变差的倾向，因此，对脆性裂纹传播停止特性的要求也进一步提高。

作为提高钢材的脆性裂纹传播停止特性的方法，已知有使钢中的ni含量增加的方法。例如，在液化天然气(lng)的贮藏罐中，以商业规模使用9％ni钢。但是，钢中ni量的增加导致制造成本的大幅升高，因此，难以将上述9％ni钢用于lng储罐以外的用途。

另一方面，在没有达到lng这样的极低温的、例如船舶或管线管等用途中，使用板厚小于50mm的较薄的钢材。对于这样的薄的钢材而言，通过tmcp(thermo-mechanicalcontrolprocess，热机械控制工艺)法实现细粒化而使低温韧性提高，能够实现优良的脆性裂纹传播停止特性。

另外，为了在不使合金成本升高的情况下使脆性裂纹传播停止特性提高，从各种观点出发提出了对钢的组织、织构进行控制的方法。

例如，在专利文献1中提出了，为了使脆性裂纹传播停止特性提高而将表层部的组织超微细化的钢材。通过将脆性裂纹传播时在钢材表层部产生的剪切唇(塑性变形区域)中的晶粒微细化，传播的脆性裂纹所具有的传播能量被吸收，其结果是脆性裂纹传播停止特性提高。

在专利文献2中提出了，为了使具有铁素体-珠光体主体的显微组织的钢材的脆性裂纹传播停止特性提高，对钢板表层中的铁素体粒径、铁素体晶粒的长径比以及铁素体粒径的标准偏差进行控制。

在专利文献3中提出了一种钢板，其中，通过将铁素体晶粒微细化、并且对铁素体晶粒内形成的亚晶粒进行控制，使脆性裂纹传播停止特性提高。

另外，还已知有如下方法：在控制轧制中，对相变后的铁素体施加轧制而使织构发达，由此使脆性裂纹传播停止特性提高。在该方法中，在钢材的断裂面上沿着与板面平行的方向产生分离，脆性裂纹前端的应力被缓和，由此提高对脆性断裂的阻力。

例如，在专利文献4中记载了：通过控制轧制使(110)面x射线强度比为2以上、并且使等效圆直径20um以上的粗大晶粒的面积率为10％以下，使耐脆性断裂特性提高。

在专利文献5中提出了一种接头部的脆性裂纹传播停止特性优良的焊接结构用钢，其中，板厚内部的轧制面中的(100)面的x射线面强度比为1.5以上。对于上述焊接结构用钢而言，如上所述使织构发达，由此，在应力负荷方向与裂纹传播方向之间产生偏移，其结果是脆性裂纹传播停止特性提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平7-100814号公报

专利文献2：日本特开2002-256375号公报

专利文献3：日本专利第3467767号公报

专利文献4：日本专利第3548349号公报

专利文献5：日本专利第2659661号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

但是，为了得到专利文献1、2中所记载的钢材，需要通过在将钢材表层部暂时冷却后进行回热、并且在上述回热中实施加工来控制组织。因此，实际生产规模下，控制并不容易，对轧制、冷却设备的负荷大。

另外，如上所述的现有技术均是以板厚约50mm的钢板作为对象，应用于板厚约70mm的厚壁材料的情况下，能否得到所需特性并不清楚。特别是对于船体结构而言所需的板厚方向的裂纹传播特性，也不清楚。

本发明的目的在于提供一种高强度厚钢板，其有效地解决了上述问题，在板厚超过50mm的情况下也具有优良的脆性裂纹传播停止特性、并且能够利用工业上极其简单的工艺进行制造。另外，本发明的目的在于提供一种高强度厚钢板的制造方法，其能够利用工业上简单的工艺稳定地制造上述高强度厚钢板。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题，本发明人对具有优良的脆性裂纹传播停止特性的高强度厚钢板以及稳定地得到该钢板的制造方法反复进行了深入研究，结果得出如下见解。

(1)在奥氏体区完成轧制的情况下，轧制时的温度越是低温，则可以得到越高的韧性值和织构。但是，对于板厚超过50mm的厚钢板而言，将轧制温度降低至相变点附近时，如图1所示钢板的表面与板厚中央部的温度差增大，因此，表层部相变为铁素体组织，该铁素体被轧制而表层部的韧性变差。

(2)为了抑制表层部的铁素体生成而需要提高轧制温度，但是，如果提高轧制温度，则不能使板厚中心的轧制温度足够低。

(3)板厚中心部的轧制温度不足够低时，存在如下情况：板厚中心部的结晶粒径变得粗大而韧性变得不充分、有利于裂纹传播停止特性的织构的集中度变得不充分。

为了解决上述问题进一步反复进行研究，结果发现，通过在轧制的中途对钢板的表面和背面进行加热，如图2所示能够减小板厚方向的温度差，能够在比目前更低的温度下稳定地进行轧制。由此，在与目前相同程度的条件下进行热轧的情况下，可以得到更高的脆性裂纹传播停止特性。另外，与目前相比能够缓和为了得到相同程度的脆性裂纹传播停止特性而所需的轧制条件。

并且发现，通过使用上述工艺对板厚1/2位置以及钢板表面的{113}＜110＞取向强度进行控制，可以具有优良的母材韧性、并且得到极其优良的脆性裂纹传播停止特性。

基于上述见解进行研究，从而完成了本发明。即，本发明的主旨构成如下所述。

1.一种高强度厚钢板，其具有以质量％计含有c：0.03～0.20％、si：0.03～0.5％、mn：0.5～2.2％、p：0.02％以下、s：0.01％以下、ti：0.005～0.03％、al：0.005～0.080％以及n：0.0050％以下、余量由fe和不可避免的杂质构成、并且下述(1)式所定义的ceq满足下述(2)式的条件的成分组成，

而且具有板厚1/2位置的{113}＜110＞取向强度为4.0以上、钢板表面的{113}＜110＞取向强度为1.7以上的织构，

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

ceq≥0.40…(2)

其中，上述(1)式中的括号表示上述高强度厚钢板中的该括号内的元素的含量(质量％)，不含有该元素的情况下设为0。

2.如上述1所述的高强度厚钢板，其中，

板厚为50～100mm，

kca(-10℃)为7000n/mm^3/2以上，

板厚1/4位置的ve(-40℃)为250j以上，并且

板厚1/4位置的拉伸强度ts为570mpa以上。

3.如上述1或2所述的高强度厚钢板，其中，板厚1/2位置的组织中贝氏体所占的面积百分率为85％以上。

4.如上述1～3中任一项所述的高强度厚钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自由nb：0.005～0.05％、cu：0.01～0.5％、ni：0.01～1.5％以及cr：0.01～0.5％组成的组中的一种或两种以上。

5.如上述1～4中任一项所述的高强度厚钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自由mo：0.01～0.5％、v：0.001～0.10％、b：0.0030％以下、ca：0.0050％以下以及rem：0.0100％以下组成的组中的一种或两种以上。

6.如上述1至4中任一项所述的高强度厚钢板，其中，距钢板表面5mm的位置和板厚1/2位置的ve(-40℃)均为250j以上。

7.一种高强度厚钢板的制造方法，其是上述1～6中任一项所述的高强度厚钢板的制造方法，

其具有：

将具有上述1、4和5中任一项所述的成分组成的钢加热至1000～1200℃的加热温度的加热工序、和

对加热后的上述钢进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序，

上述热轧工序包括：

板厚1/2位置处于奥氏体再结晶温度区内的热轧、和

板厚1/2位置处于奥氏体未再结晶温度区内的热轧，

在上述热轧工序期间，对上述钢进行从表面和背面这两面的加热。

8.如上述7所述的高强度厚钢板的制造方法，其中，还具有将上述热轧钢板以3℃/秒以上的冷却速度冷却至500℃以下的冷却停止温度的冷却工序。

9.如上述8所述的高强度厚钢板的制造方法，其中，还具有将上述冷却工序中冷却后的热轧钢板在ac1点以下的回火温度下进行回火的回火工序。

10.如上述7～9中任一项所述的高强度厚钢板的制造方法，其中，上述从表面和背面这两面的加热结束的时刻的上述钢的表面与板厚1/2位置的温度差为30℃以下。

11.如上述7～10中任一项所述的高强度厚钢板的制造方法，其中，在上述板厚1/2位置处于奥氏体未再结晶温度区内的热轧开始之前进行上述从表面和背面这两面的加热。

发明效果

根据本发明，板厚1/2位置和钢板表面这两者的织构被适当地控制，因此，即使在板厚超过50mm的情况下也能够得到脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板。本发明的高强度厚钢板例如在造船领域中通过应用于集装箱船、散装货船的强力甲板部结构中的与舱口侧围板接合的甲板构件，对提高船舶的安全性的帮助大，产业上是极其有用的。

附图说明

图1是示出现有的热轧中的钢板的板厚方向的温度分布的示意图。

图2是示出本发明的热轧中的钢板的板厚方向的温度分布的示意图。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。在本发明的一个实施方式的高强度厚钢板中，成分组成以及织构如上所述地规定。

[成分组成]

首先，对本发明中将钢的成分组成如上所述地限定的理由进行说明。需要说明的是，只要不特别声明，关于成分组成的“％”标记是指“质量％”。

c：0.03～0.20％

c是提高钢的强度的元素，在本发明中，为了确保期望的强度，需要含有0.03％以上。但是，c含量超过0.20％时，不仅焊接性变差，而且对韧性也有不良影响。因此，c含量设定为0.03～0.20％。需要说明的是，c含量优选设定为0.05～0.15％。

si：0.03～0.5％

si作为脱氧元素并且作为钢的强化元素是有效的，但含量小于0.03％时没有该效果。另一方面，si含量超过0.5％时，不仅损害钢的表面性状，而且韧性极度变差。因此，si含量设定为0.03～0.5％。si含量优选设定为0.04～0.40％。

mn：0.5～2.2％

mn作为强化元素而含有。mn含量少于0.5％时，其效果不充分。另一方面，mn含量超过2.2％时，焊接性变差，而且钢材成本也升高。因此，mn含量设定为0.5～2.2％。

p：0.02％以下

p为钢中的不可避免的杂质，含量增多时，韧性变差。因此，为了对于板厚超过50mm的厚钢板而言也保持良好的韧性，将p含量设定为0.02％以下。p含量优选设定为0.01％以下、更优选设定为0.006％以下。另一方面，关于下限没有限定，可以为0％，但工业上为大于0％。

s：0.01％以下

s为钢中的不可避免的杂质，含量增多时，韧性变差。因此，为了对于板厚超过50mm的厚钢板而言也保持良好的韧性，将s含量设定为0.01％以下。s含量优选设定为0.005％以下、更优选设定为0.003％以下。另一方面，关于下限没有限定，可以为0％，但工业上为大于0％。

ti：0.005～0.03％

ti通过微量含有而形成氮化物、碳化物或碳氮化物，具有使晶粒微细化而提高母材韧性的效果。上述效果在ti含量为0.005％以上时可以得到。另一方面，ti含量超过0.03％时，母材以及焊接热影响区的韧性降低。因此，ti含量设定为0.005～0.03％。ti含量优选设定为0.006～0.028％。

al：0.005～0.080％

al是作为脱氧材料而添加的元素，为了得到其效果，需要添加0.005％以上。另一方面，al含量超过0.080％时，韧性降低，并且在进行了焊接的情况下焊接金属部的韧性降低。因此，al含量设定为0.005～0.080％。需要说明的是，al含量优选设定为0.020～0.040％。

n：0.0050％以下

n是与钢中的al结合而调整轧制加工时的结晶粒径从而使钢强化的元素。但是，n含量超过0.0050％时，韧性变差，因此，n含量设定为0.0050％以下。另一方面，n含量的下限没有特别限定，优选设定为0.0010％以上、更优选设定为0.0015％以上。

本发明的一个实施方式的高强度厚钢板的成分组成包含上述元素以及作为余量的fe和不可避免的杂质。

另外，在本发明的另一实施方式中，为了进一步提高特性，上述成分组成可以进一步任选地含有选自由nb、cu、ni以及cr组成的组中的一种或两种以上。

nb：0.005～0.05％

nb以nbc的形式在铁素体相变时或再加热时析出，有助于高强度化。另外，nb具有使奥氏体区的轧制中的未再结晶区扩大的效果，有助于铁素体的细粒化，因此，对于韧性的改善也有效。其效果通过含有0.005％以上而发挥，但是，含有超过0.05％时，由于粗大的nbc析出，反而导致韧性降低。因此，含有nb的情况下，将nb含量设定为0.005～0.05％。

cu：0.01～0.5％

cu是提高钢的淬透性的元素，不仅有助于轧制后的强度提高，而且有助于韧性、高温强度、耐候性等功能提高。这些效果通过含有0.01％以上而发挥，但过度含有反而使韧性、焊接性变差。因此，cu含量设定为0.01～0.5％。

ni：0.01～1.5％

ni是提高钢的淬透性的元素，不仅有助于轧制后的强度提高，而且有助于韧性、高温强度、耐候性等功能提高。这些效果通过含有0.01％以上而发挥。另一方面，过度含有不仅反而使韧性、焊接性变差，而且导致合金的成本增加。因此，ni含量设定为0.01～1.5％。

cr：0.01～0.5％

与cu同样，cr是提高钢的淬透性的元素，不仅有助于轧制后的强度提高，而且有助于韧性、高温强度、耐候性等功能提高。这些效果通过含有0.01％以上而发挥，但过度含有反而使韧性、焊接性变差。因此，cr含量设定为0.01～0.5％。

另外，在本发明的另一实施方式中，为了进一步提高特性，上述成分组成可以进一步任选地含有选自由mo、v、b、ca以及rem组成的组中的一种或两种以上。

mo：0.01～0.5％

与cu、cr同样，mo是提高钢的淬透性的元素，不仅有助于轧制后的强度提高，而且有助于韧性、高温强度、耐候性等功能提高。这些效果通过含有0.01％以上而发挥，但过度含有反而使韧性、焊接性变差。因此，mo含量设定为0.01～0.5％。

v：0.001～0.10％

v是通过以v(cn)的形式析出的析出强化而使钢的强度提高的元素。该效果通过含有0.001％以上的v而发挥。另一方面，含有超过0.10％的v时，反而韧性降低。因此，含有v的情况下，将v含量设定为0.001～0.10％。

b：0.0030％以下

b是具有以微量提高钢的淬透性的效果的元素，可以任选地含有。但是，b含量超过0.0030％时，焊接部的韧性降低。因此，将b含量设定为0.0030％以下。需要说明的是，b含量的下限没有特别限定，含有b的情况下，从得到良好的淬透性的观点出发，优选将b含量设定为0.0006％以上。

ca：0.0050％以下

ca是具有将焊接热影响区的组织微细化而使韧性提高的效果的元素，适量含有时不会损害本发明的效果。因此，可以根据需要含有ca。但是，过度含有ca时，形成粗大的夹杂物而使母材的韧性变差。因此，含有ca的情况下，将ca含量设定为0.0050％以下。另一方面，ca含量的下限值没有特别限定，添加ca的情况下，为了充分地得到添加效果，优选将ca含量设定为0.0001％以上。

rem：0.0100％以下

与ca同样，rem(稀土金属)是具有将焊接热影响区的组织微细化而使韧性提高的效果的元素，适量含有时不会损害本发明的效果。因此，可以任选地含有rem。但是，过度地含有rem时，形成粗大的夹杂物而使母材的韧性变差。因此，含有rem的情况下，将rem含量设定为0.0100％以下。另一方面，rem含量的下限没有特别限定，添加rem的情况下，为了充分地得到添加效果，优选将rem含量设定为0.0005％以上。

[ceq]

此外，上述成分组成中，下述(1)式所定义的碳当量ceq满足下述(2)式的条件。

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

ceq≥0.40…(2)

其中，上述(1)式中的括号表示高强度厚钢板中的该括号内的元素的含量(质量％)，不含有该元素的情况下设为0。

通过使ceq为0.40以上，对于板厚超过50mm的厚钢板而言也能够保持强度以及织构强度。另一方面，ceq的上限没有特别限定，优选设定为0.55以下、更优选设定为0.53以下、进一步优选设定为0.50以下。

[织构]

在本发明中，为了提高对于沿轧制方向或轧制直角方向等与板面平行的方向传播的裂纹的裂纹传播停止特性，对板厚1/2位置以及钢板表面的{113}＜110＞取向强度进行规定。在板厚1/2位置以及钢板表面，使{113}＜110＞取向发达时，在裂纹扩展之前产生微观的裂缝而成为裂纹扩展的阻力。需要说明的是，在此，“板厚1/2位置”是指板厚方向的中央的位置，“钢板表面”是指距除去氧化皮后的钢板的表面0.5mm的深度的位置。

具体而言，制成板厚1/2位置的{113}＜110＞取向强度为4.0以上、钢板表面的{113}＜110＞取向强度为1.7以上的织构。通过按照满足上述条件的方式控制织构，对于最近的集装箱船、散装货船等船体外板中所使用的那样的板厚超过50mm的厚钢板而言，也能够在确保结构安全性的基础上得到作为目标的kca(-10℃)≥7000n/mm^3/2的脆性裂纹传播停止特性。在此，kca(-10℃)为-10℃下的脆性裂纹传播停止韧性。需要说明的是，要求更优良的裂纹传播停止性能的情况下，优选将板厚1/2位置的{113}＜110＞取向强度设定为4.1以上、将钢板表面的{113}＜110＞取向强度设定为1.9以上。另一方面，板厚1/2位置的{113}＜110＞取向强度的上限没有特别限定，越高越好，但是通常可以为7.0以下。另外，对于钢板表面的{113}＜110＞取向强度的上限也没有特别限定，越高越好，但通常可以为5.0以下。

需要说明的是，板厚1/2位置的{113}＜110＞取向强度和钢板表面的{113}＜110＞取向强度可以分别通过x射线极图法以随机强度比的方式求出，具体而言，可以通过实施例所记载的方法进行测定。需要说明的是，在上述测定中，百分之几的位置误差是允许的。

[钢板内部的组织]

优选将板厚1/2位置的贝氏体的面积百分率设定为85％以上。通过这样控制组织，能够提高对脆性裂纹传播特性有利的{113}＜110＞取向。需要说明的是，上述贝氏体的面积百分率更优选设定为90％以上。另一方面，上述贝氏体的面积百分率的上限没有特别限定，可以为100％。需要说明的是，贝氏体以外的余量没有特别限定，可以设定为任意的组织。这些余量组织的面积百分率的合计优选设定为15％以下。上述面积百分率可以通过实施例所记载的方法进行测定。

[母材韧性]

通过如上所述对成分组成和织构进行控制，可以得到具有优良的母材韧性的高强度厚钢板。具有优良的母材韧性在抑制裂纹的扩展方面很重要。具体而言，优选将板厚1/4位置处的、-40℃下的夏比吸收能：ve(-40℃)设定为250j以上、更优选设定为280j以上、更优选设定为300j以上。另一方面，上述ve(-40℃)的上限没有特别限定，通常可以为420j以下、也可以为400j以下。

此外，优选将距高强度厚钢板的表面5mm的位置(深度)的ve(-40℃)设定为250j以上、更优选设定为280j以上、更优选设定为300j以上。另一方面，上述ve(-40℃)的上限没有特别限定，通常可以为420j以下、也可以为400j以下。

在本发明中，如后所述，通过在热轧工序期间从表面和背面这两面对钢进行加热，能够使距钢板表面5mm的位置和板厚1/2位置的ve(-40℃)这两者均为250j以上。

另外，板厚1/4位置的夏比断口转变温度优选设定为-40℃以下。上述夏比断口转变温度的下限没有特别限定，通常可以为-130℃以上。

[脆性裂纹传播停止韧性]

如上所述，对于本发明的高强度厚钢板而言，通过控制织构，可以实现kca(-10℃)为7000n/mm^3/2以上的优良的脆性裂纹传播停止特性。kca(-10℃)优选设定为7500n/mm^3/2以上、更优选设定为8000n/mm^3/2以上、进一步优选设定为9000n/mm^3/2以上。另一方面，kca(-10℃)的值越高越优选，因此，其上限没有特别限定，通常可以为13000n/mm^3/2以下。需要说明的是，上述kca(-10℃)的值可以通过温度梯度型esso试验进行测定，具体而言可以通过实施例所记载的方法得到。

[拉伸强度]

本发明的高强度厚钢板的拉伸强度(ts)没有特别限定，优选将板厚1/4位置的拉伸强度ts设定为570mpa以上、更优选设定为580mpa以上、进一步优选设定为590mpa以上。另一方面，关于ts的上限也没有特别限定，通常板厚1/4位置的拉伸强度ts可以为700mpa以下。

[板厚]

本发明的高强度厚钢板的板厚没有特别限定，可以设定为任意的值。但是，板厚越厚则本发明的效果越显著，因此，板厚优选设定为50mm以上、更优选设定为大于50mm、进一步优选设定为60mm以上、进一步优选设定为70mm以上。另一方面，关于板厚的上限也没有特别限定，通常可以为100mm以下。

[制造方法]

接着，对本发明的一个实施方式的高强度厚钢板的制造方法进行说明。

本发明的高强度厚钢板可以通过在特定的条件下对具有上述成分组成的钢进行热轧来制造。具体而言，依次进行下述(1)以及(2)的工序。

(1)将钢加热至1000～1200℃的加热温度的加热工序。

(2)对加热后的上述钢进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序。

并且，在上述(2)热轧工序中，依次进行下述(2-1)以及(2-2)的工序。

(2-1)板厚1/2位置处于奥氏体再结晶温度区内的热轧(再结晶区轧制)。

(2-2)板厚1/2位置处于奥氏体未再结晶温度区内的热轧(未再结晶区轧制)。

另外，还可以在上述(2)热轧工序之后任选地进行下述(3)的工序。

(3)将上述热轧钢板以3℃/秒以上的冷却速度冷却至500℃以下的冷却停止温度的冷却工序。

此外，还可以在上述(3)冷却工序之后任选地进行下述(4)的工序。(4)将上述冷却工序中冷却后的热轧钢板在ac1点以下的回火温度下进行回火的回火工序。

以下，对上述各工序中的条件的限定理由进行说明。

[加热工序]

加热温度：1000～1200℃

在热轧之前，对具有上述成分组成的钢进行加热。此时，加热温度低于1000℃时，不能充分地确保奥氏体再结晶温度区内的轧制时间。另一方面，加热温度超过1200℃时，不仅奥氏体晶粒粗大化而导致韧性降低，而且氧化损耗变得显著而成品率降低。因此，加热温度设定为1000～1200℃。需要说明的是，从提高钢板的韧性的观点出发，优选将上述加热温度设定为1000～1170℃、更优选设定为1050～1170℃。

需要说明的是，提供至上述加热工序的钢没有特别限定，可以通过任意的方法来制造。例如，可以使用将具有上述成分组成的钢水利用转炉等进行熔炼并通过连续铸造而得到的钢片(钢坯)。

[热轧]

接着，进行热轧。在热轧工序中，首先，进行(2-1)板厚1/2位置处于奥氏体再结晶温度区内的热轧(再结晶区轧制)，接着进行(2-2)板厚1/2位置处于奥氏体未再结晶温度区内的热轧(未再结晶区轧制)。上述热轧工序中的轧制结束温度没有特别限定，优选设定为ar3点以上。

上述热轧中的累积压下率没有特别限定，优选将(2-1)板厚1/2位置处于奥氏体再结晶温度区内的热轧中的累积压下率(再结晶温度区累积压下率)设定为12％以上。上述再结晶温度区累积压下率的上限没有特别限定，从轧制负荷的观点出发，优选设定为60％以下。另外，优选将(2-2)板厚1/2位置处于奥氏体未再结晶温度区内的热轧中的累积压下率(未再结晶区累积压下率)设定为45％以上。上述未再结晶温度区累积压下率的上限没有特别限定，从轧制负荷的观点出发，优选设定为90％以下。从织构控制的观点出发，优选这样控制累积压下率。

在本发明中，在上述(2)热轧工序的中途，从表面和背面这两面对上述钢进行加热。通过上述加热，能够对板厚方向的温度分布进行控制，能够减小钢板表面与内部的温度差，其结果是可以得到上述的板厚中央部和钢板表面的织构。另外，通过进行从上述两面的加热，能够使距钢板表面5mm的位置和板厚1/2位置的ve(-40℃)均为250j以上。

上述从表面和背面这两面的加热优选以该加热结束的时刻的上述钢的表面与板厚1/2位置的温度差为30℃以下的方式进行。由此，能够对板厚中央以更低的温度进行轧制、并且能够抑制在表面生成铁素体。上述温度差更优选设定为20℃以下、进一步优选设定为10℃以下。另一方面，上述温度差越小越优选，因此，下限没有特别限定，可以为0℃以上。

需要说明的是，进行上述加热的时机没有特别限定，可以为热轧工序的中途。但是，从织构控制的观点出发，优选在加热结束之后进行的热轧的累积压下率达到45％以上的时机进行该加热，更优选在未再结晶区轧制开始前进行，进一步优选在再结晶区轧制结束后且未再结晶区轧制开始前进行。在未再结晶区轧制开始前进行加热的情况下，从温度控制的观点出发，优选在该加热结束后30秒以内开始未再结晶区轧制。

上述热轧工序中的加热没有特别限定，可以通过感应加热、炉加热等任意的方法进行。

在未再结晶区轧制的中途钢板表面与板厚1/2位置之间的温度差增大的情况下，也可以进一步在未再结晶区轧制的中途仅对表面进行加热。

[冷却工序]

冷却速度：3℃/秒以上

冷却停止温度：500℃以下

从保持轧制时已发达的织构的观点出发，轧制结束后的钢板优选以3℃/秒以上的冷却速度冷却至500℃以下的冷却停止温度。冷却速度的上限没有特别限定，优选设定为10℃/秒以下。另外，冷却停止温度的下限没有特别限定，优选设定为0℃以上。另外，上述冷却工序中的冷却开始温度优选设定为ar3点以上。

[回火工序]

回火温度：ac1点以下

在上述冷却工序之后进行回火处理的情况下，优选在ac1点以下的回火温度下进行回火。这是因为：回火温度高于ac1点时，存在轧制时已发达的织构消失的情况。回火温度的下限没有特别限定，优选设定为400℃以上。

需要说明的是，在以上的说明中，板厚1/2位置的温度通过从利用辐射温度计测定的钢板表面温度开始的传热计算求出、或者通过基于预先测定的中心温度的计算求出。另外，轧制后的冷却条件中的温度设定为板厚1/2位置的温度。

(实施例)

接着，对本发明的实施例进行说明。

将具有表1所示的各成分组成的钢水利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。接着，对上述钢坯进行加热后，以使板厚达到50～100mm的方式进行热轧。上述加热和热轧的条件如表2所示。然后，在表2所示的条件下进行冷却，然后，进行自然冷却而得到高强度厚钢板。对于一部分钢板，冷却后在表2所示的温度下进行回火。

在上述热轧的中途，除了一部分比较例以外，对钢从表面和背面这两面进行加热。上述加热在再结晶区轧制结束后、未再结晶区轧制开始前进行。另外，此时，未再结晶区轧制在加热结束后30秒以内开始。上述加热通过使用气氛炉的炉加热以及基于高频的感应加热实施。

对于所得到的各高强度厚钢板，通过下述方法对韧性、拉伸强度、织构、组织以及脆性裂纹传播停止特性进行评价。将评价结果示于表3中。

[韧性]

为了对所得到的高强度厚钢板的韧性进行评价，进行夏比冲击试验，对各钢板的(1)距钢板表面5mm的位置、(2)板厚1/4位置以及(3)板厚1/2位置这三处的、-40℃下的夏比吸收能ve(-40℃)进行测定。上述夏比冲击试验中，使用jis(日本工业标准)中规定的4号冲击试验片(长度55mm、宽度10mm、厚度10mm)，上述试验片以该试验片的长度方向与钢板的轧制方向平行的方式裁取。需要说明的是，为了测定上述距钢板表面5mm的位置的ve(-40℃)而使用的试验片是将在钢板的表面形成的氧化皮(黑皮)除去后从该钢板的表面裁取的。试验片的厚度为10mm，因此，上述试验片的测定位置为该试验片的厚度方向的中心位置、即沿板厚方向距钢板表面5mm的位置。

[拉伸强度]

以试验片的长度方向为与轧制方向垂直的方式从所得到的高强度厚钢板的板厚1/4位置裁取jis4号试验片。使用上述试验片，依据jisz2241的规定进行拉伸试验，求出板厚1/4位置的拉伸强度(ts)。

[织构]

为了对所得到的高强度厚钢板的织构进行评价，通过下述方法测定(1)板厚1/2位置以及(2)钢板表面的{113}＜110＞取向强度。首先，将在上述钢板的表面形成的氧化皮除去后，按照(1)板厚1/2位置以及(2)距钢板的表面0.5mm的深度的位置为测定位置的方式，裁取板厚厚度1mm的样品。接着，对所裁取的样品的与板面平行的面进行机械研磨/电解研磨，由此准备x射线衍射用的试验片。需要说明的是，对于板厚表面的样品，对靠近钢板的表面一侧的面进行研磨。对于所得到的各试验片，使用利用了mo射线源的x射线衍射装置实施x射线衍射测定，求出(200)、(110)以及(211)正极图。根据所得到的正极图算出三维晶体取向密度函数，由此算出{113}＜110＞取向强度相对于随机强度的比。

[组织]

按照与轧制方向平行的面为观察面的方式，从板厚1/2位置裁取试样。对上述试样的表面进行镜面研磨后，拍摄通过蚀刻显现的金相的光学显微镜照片，通过图像解析对贝氏体的面积百分率进行评价。

[脆性裂纹传播停止特性]

为了对脆性裂纹传播停止特性进行评价，进行温度梯度型esso试验，求出上述高强度厚钢板的-10℃下的kca值(以下，也记为kca(-10℃))。上述温度梯度型esso试验中使用总厚度试验片。

根据表3所示的结果可知，对于满足本发明的条件的高强度厚钢板而言，距钢板表面5mm的位置、板厚1/2位置以及板厚1/4位置的ve(-40℃)为250j以上，kca(-10℃)为7000n/mm^3/2以上，具备优良的脆性裂纹传播停止特性。另一方面，对于不满足本发明的条件的比较例的高强度厚钢板而言，板厚1/4位置的ve(-40℃)、kca(-10℃)中的至少一者差。