本發明涉及用于建筑、橋梁、造船、海洋結構物、建筑工業機械、容器(tank)、管道(penstock)等鋼制結構物的厚壁高韌性高強度鋼板及其制造方法。本發明尤其涉及鋼板表面的韌性和鋼板內部的強度、韌性優異的厚壁高韌性高強度鋼板及其制造方法。此外，本鋼板是板厚為100mm以上、且屈服強度為620mpa以上的鋼板。
背景技術：
在建筑、橋梁、造船、海洋結構物、建筑工業機械、容器、管道等各領域使用鋼材的情況下，通常，對鋼材進行焊接以成為所期望的形狀。近年來，鋼結構物的大型化顯著發展，所使用的鋼材的高強度化和厚壁化顯著推進。
即使想要制造板厚100mm以上的厚壁且高強度、并且板厚中心部的強度、韌性優異的鋼板，也會因為板厚中心部的冷卻速度降低，而導致容易形成鐵素體等強度比較低的組織。因此，為了抑制這樣的組織的生成，需要添加大量的合金元素。
尤其是，為了滿足厚壁材料(板厚100mm以上的厚壁鋼板)的板厚中心部的強度和韌性，在淬火時使板厚中心部形成貝氏體或貝氏體和馬氏體的混合組織是重要的。為此，需要大量添加mn、ni、cr、mo等合金元素。
另外，在鋼板表面，與板厚中心部相比冷卻速度較快從而形成韌性低的馬氏體組織。因此，在板厚100mm以上的高強度鋼板中，難以同時確保表面的韌性和鋼板內部的強度、韌性。
作為記載了與本專利相關聯的鋼板的文獻，例如存在如下2件非專利文獻。在非專利文獻1中，具有關于板厚210mm的材料的記載，在非專利文獻2中，具有關于板厚180mm的材料的記載。
現有技術文獻
非專利文獻
非專利文獻1：新日鐵技報，348(1993)，10-16
非專利文獻2：日本鋼管技報，107(1985)，21-30
技術實現要素：
在上述非專利文獻中，記載了板厚中心部的強度、韌性良好的內容。然而，沒有關于鋼板表面的韌性(夏比沖擊特性)的記述。這樣的厚壁材料通常通過淬火回火工藝制造，但考慮到在冷卻速度比板厚中心部快的鋼板表面會形成馬氏體組織從而導致鋼板表面的韌性(夏比沖擊特性)降低的情況，在上述非專利文獻中并未記載制造也穩定地滿足鋼板表面的韌性的鋼板的內容。
本發明是為了解決上述課題而完成的，其目的在于，提供一種同時確保表面的韌性和鋼板內部的強度、韌性的、厚壁高韌性高強度鋼板及其制造方法。
本申請發明人為了解決上述課題，以屈服強度620mpa以上且板厚100mm以上的厚鋼板為對象，對用于同時確保鋼板表面的韌性和板厚中心部的強度及韌性的微觀組織控制因素進行了深入研究，得到以下見解。
1.在作為原料的鋼原料凝固時的冷卻速度超過1℃/s的情況下，微觀偏析的形成與凝固反應相競爭。其結果是，微觀偏析得以減少。在制造大型的鋼原料的情況下，上述鋼原料凝固時的冷卻速度降低至1℃/s以下，結果是，微觀偏析變得顯著。即使在這樣的情況下，為了在淬火時成為馬氏體組織的鋼板表面得到良好的韌性，在降低p含量的基礎上減少凝固時的微觀偏析也是重要的。另外，通過使凝固時的初晶為δ相、且使γ相生成開始時的δ相的比率為30％以上，微觀偏析會減少從而韌性提高。需要說明的是，作為上述比率的單位的％是指體積％。
2.為了在熱加工后的冷卻時，在與鋼板表面相比冷卻速度顯著變低的板厚中心部得到良好的強度、韌性，恰當地選定鋼組成(成分組成)、使得即使在低的冷卻速度下也能夠使微觀組織成為馬氏體及/或貝氏體組織是重要的。為此，需要恰當地選定合金成分，尤其是需要將碳當量(ceq)設為0.65％以上。另外，除了恰當的成分設計之外，基于熱加工及熱處理進行的組織的改善也是重要的。
3.為了改善韌性，原γ粒徑的微細化是有效的。對于熱處理后的原γ粒徑的微細化，熱處理前的原γ粒徑的微細化、即熱加工完成時的原γ粒徑的微細化是重要的。為此，恰當的熱加工條件及軋制條件的選定是重要的。
本發明是對上述見解進一步加以研究而完成的，提供以下的技術。
[1]一種厚壁高韌性高強度鋼板，以質量％計，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，滿足(1)式及(2)式的關系，余量為fe及不可避免的雜質，鋼板表面的韌性(ve-40)為70j以上，所述厚壁高韌性高強度鋼板的板厚為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由下式定義。
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，在上述式中元素符號為各合金成分的含量(質量％)，在不含有的情況下設為0。
[2]根據[1]所述的厚壁高韌性高強度鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有選自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種或2種以上。
[3]根據[1]或[2]所述的厚壁高韌性高強度鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有選自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種或2種。
[4]根據[1]～[3]中任一項所述的厚壁高韌性高強度鋼板，其特征在于，屈服強度為620mpa以上。
[5]根據[1]～[4]中任一項所述的厚壁高韌性高強度鋼板，其特征在于，板厚中心的板厚方向上的斷面收縮率為40％以上。
[6]一種厚壁高韌性高強度鋼板的制造方法，其為制造[1]～[5]中任一項所述的厚壁高韌性高強度鋼板的方法，其特征在于，對于鋼原料，加熱至1200～1350℃，進行將累計壓下量設為25％以上的熱鍛，加熱至ac3點以上1200℃以下，進行將累計壓下量設為40％以上的熱軋，放置冷卻，再加熱至ac3點以上1050℃以下，從ac3點以上的溫度急冷至350℃以下或ar3點以下中的較低一方的溫度，在450～700℃的溫度下進行回火。
[7]一種厚壁高韌性高強度鋼板的制造方法，其為制造[1]～[5]中任一項所述的厚壁高韌性高強度鋼板的方法，其特征在于，
對于鋼原料，加熱至1200～1350℃，進行將累計壓下量設為25％以上的熱鍛，加熱至ac3點以上1200℃以下，進行將累計壓下量設為40％以上的熱軋，從ar3點℃以上的溫度急冷至350℃以下或ar3點以下中的較低一方的溫度，在450℃～700℃的溫度下進行回火。
[8]一種厚壁高韌性高強度鋼板的制造方法，其為制造[1]～[5]中任一項所述的厚壁高韌性高強度鋼板的方法，其特征在于，
對于鋼原料，加熱至1200～1350℃，進行將累計壓下量設為40％以上的初軋，加熱至ac3點以上1200℃以下，進行將累計壓下量設為40％以上的熱軋，放置冷卻，再加熱至ac3點以上1050℃以下，從ac3點以上的溫度急冷至350℃以下或ar3點以下中的較低一方的溫度，在450～700℃的溫度下進行回火。
[9]一種厚壁高韌性高強度鋼板的制造方法，其為制造[1]～[5]中任一項所述的厚壁高韌性高強度鋼板的方法，其特征在于，
對于鋼原料，加熱至1200～1350℃，進行將累計壓下量設為40％以上的初軋，加熱至ac3點以上1200℃以下，進行將累計壓下量設為40％以上的熱軋，從ar3點℃以上的溫度急冷至350℃以下或ar3點以下中的較低一方的溫度，在450℃～700℃的溫度下進行回火。
發明效果
根據本發明，能夠得到具有屈服強度為620mpa以上的強度、并且韌性也優異的板厚100mm以上的厚壁高韌性高強度鋼板。若使用該厚壁高韌性高強度鋼板，則能夠制造安全性高的鋼結構物。
具體實施方式
以下，說明本發明的實施方式。此外，本發明并不限定于以下的實施方式。
<厚壁高韌性高強度鋼板>
本發明的厚壁高韌性高強度鋼板的成分組成為，以質量％計，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，說明各成分。此外，表示成分含量的“％”是指“質量％”。
c：0.08～0.20％
c是為了廉價地得到結構用鋼所要求的強度而有用的元素。為了得到其效果需要將c含量設為0.08％以上。另一方面，若c含量超過0.20％，則在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材及焊接部的韌性顯著劣化。因此，將c含量的上限設為0.20％。優選的c含量為0.08％～0.14％。
si：0.40％以下
si為了脫氧而添加。然而，在為了脫氧而添加其他元素的情況下，本發明的鋼板也可以不含有si。若si含量超過0.40％，則在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材及焊接熱影響部的韌性顯著降低。因此，si含量設為0.40％以下。優選的si含量為0.05～0.3％的范圍。更優選為0.1～0.3％的范圍。
mn：0.5～5.0％
mn從確保母材強度的觀點出發而添加。在mn含量低于0.5％時其效果不充分。另外，若mn含量超過5.0％，則會助長中心偏析而導致板坯的鑄造缺陷大型化，在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材的特性劣化。因此，將mn含量的上限設為5.0％。mn含量優選為0.6～2％的范圍，更優選為0.6～1.6％。
p：0.010％以下
若p含量超過0.010％，則在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材及焊接熱影響部的韌性顯著降低。因此，p含量越少越好(可以不含有)，限制為0.010％以下。
s：0.0050％以下
若s含量超過0.0050％，則在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材及焊接熱影響部的韌性顯著降低。因此，s含量越少越好(可以不含有)，設為0.0050％以下。
cr：3.0％以下
cr是對于母材的高強度化有效的元素。然而，若cr含量過剩，則焊接性降低。因此，cr含量設為3.0％以下。優選的cr含量為0.1％～2％。更優選為0.7％～1.7％的范圍。另外，cr含量也可以是0％。
ni：0.1～5.0％
ni是使鋼的強度及焊接熱影響部的韌性提高的有益元素。為了得到該效果而將ni含量設為0.1％以上。另一方面，若ni含量超過5.0％，則經濟性顯著降低。因此，ni含量的上限設為5.0％。另外，ni含量優選為0.4～4％，更優選為0.8％～3.8％。
al：0.010～0.080％
al為了充分對鋼液進行脫氧而添加。在al含量低于0.010％的情況下其效果不充分。另一方面，若al含量超過0.080％，則在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材中固溶的al含量變多，母材韌性降低。因此，al含量設為0.080％以下。al含量優選為0.030～0.080％的范圍，更優選為0.030～0.070％的范圍。
n：0.0070％以下
n具有通過與ti等形成氮化物來使組織微細化、在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造鋼結構物時使母材及焊接熱影響部的韌性提高的效果。該韌性提高的效果能夠通過n以外的手段得到，因此本發明的鋼板也可以不含有n。然而，從通過n來獲得該效果的觀點出發，優選將n含量設為0.0015％以上。另一方面，若n含量超過0.0070％，則在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材中固溶的n量增大，母材韌性顯著降低，并且即使在焊接熱影響部也形成粗大的碳氮化物而導致韌性降低。因此，n含量設為0.0070％以下。優選為0.006％以下，更優選為0.005％以下。
o：0.0025％以下
o若超過0.0025％，則在鋼中生成硬質的氧化物，韌性顯著降低。因此，o含量越少越好(也可以不含有)，設為0.0025％以下。
本發明的厚壁高韌性高強度鋼板在上述元素的基礎上，以進一步提高強度及/或韌性為目的，還能夠含有選自cu、mo、v、nb及ti中的至少一種。
cu：0.50％以下
若含有cu，則能夠不會損害韌性地提高鋼的強度。若cu含量超過0.50％，則存在熱加工時在鋼板表面產生裂紋的情況。因此，在含有cu的情況下，其含量設為0.50％以下。
mo：1.50％以下
mo在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，有助于母材的高強度化。然而，若mo含量超過1.50％，則由于合金碳化物的析出引起硬度的上升，從而韌性降低。因此，在含有mo的情況下，將mo含量的上限設為1.50％。優選的mo含量為0.2％～0.8％的范圍。
v：0.400％以下
v在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，有助于母材的強度和韌性的提高。另外，v通過作為vn析出而對于固溶n的減少是有效的。然而，若v含量超過0.400％，則會因硬質的vc的析出導致韌性降低。因此，在添加v的情況下，優選將v含量設為0.400％以下。更優選為0.01～0.1％的范圍。
nb：0.100％以下
nb對于母材強度的提高具有效果，因此是有效的。若nb含量超過0.100％，則母材的韌性顯著降低。因此，將nb含量的上限設為0.100％。優選為0.025％以下。
ti：0.005～0.020％
ti在加熱時生成tin，有效地抑制奧氏體的粗大化，在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，使母材及焊接熱影響部的韌性提高。然而，若ti含量超過0.020％，則ti氮化物粗大化而使母材的韌性降低。因此，在含有ti的情況下，ti含量設為0.005％～0.020％的范圍。優選為0.008％～0.015％的范圍。
本發明的厚壁高韌性高強度鋼板在上述組成的基礎上，還能夠以改善材質為目的而含有選自mg、ta、zr、y、b、ca、rem中的至少1種。
mg：0.0001～0.0050％
mg在高溫下形成穩定的氧化物，有效地抑制焊接熱影響部的原γ晶粒的粗大化，是對于提高焊接部的韌性有效的元素。為了得到該效果，將mg含量設為0.0001％以上。然而，若mg含量超過0.0050％，則夾雜物量增加從而韌性降低。因此，在含有mg的情況下，其含量優選設為0.0050％以下。更優選為0.0001％～0.015％的范圍。
ta：0.01～0.20％
若以適當量添加ta，則對于強度提高是有效的。具體而言，將ta含量設為0.01％以上是有效的。然而，在其含量超過0.20％的情況下，因生成析出物而導致韌性降低。因此，在含有ta的情況下，其含量設為0.01％～0.20％。
zr：0.005～0.1％
zr是對強度提高有效的元素。為了得到該效果，將zr含量設為0.005％以上是有效的。另一方面，在zr含量超過0.1％的情況下，生成粗大的析出物從而韌性降低。因此，在含有zr的情況下，其含量設為0.005～0.1％。
y：0.001～0.01％
y在高溫下形成穩定的氧化物，有效地抑制焊接熱影響部的原γ晶粒的粗大化，是對于提高焊接部的韌性有效的元素。為了得到該效果，將y含量設為0.001％以上是有效的。然而，若y含量超過0.01％，則夾雜物量增加從而韌性降低。因此，在含有y的情況下，其含量設為0.001～0.01％。
b：0.0030％以下
b具有通過在奧氏體晶界偏析而抑制從晶界起的鐵素體相變、提高淬火性的效果。然而，若b含量超過0.0030％，則b作為碳氮化物析出、使淬火性降低從而韌性降低。因此，b含量設為0.0030％以下。在含有b的情況下，其含量優選設為0.0003～0.0030％的范圍。更優選的是0.0005～0.002％的范圍。
ca：0.0005～0.0050％
ca是對于硫化物系夾雜物的形態控制有用的元素。為了使其發揮該效果，需要將ca含量設為0.0005％以上。然而，若ca含量超過0.0050％，則導致清潔度的降低并且韌性劣化。因此，在含有ca的情況下，其含量優選設為0.0050％以下。更優選為0.0005％～0.0025％的范圍。
rem：0.0005～0.0100％
rem也與ca同樣地具有在鋼中形成氧化物及硫化物來改善材質的效果。為了得到該效果，需要將rem含量設為0.0005％以上。然而，即使rem含量超過0.0100％，其效果也會飽和。因此，在含有rem的情況下，其含量設為0.0100％以下。優選的rem含量為0.0005～0.005％的范圍。
此外，在上述任意元素的含量低于下限值的情況下，這些元素不會損害本發明的效果。因此，在上述任意元素的含量低于下限值的情況下，這些元素作為不可避免的雜質而含有。
ceqiiw≥0.65％
在本發明中，為了在板厚100mm以上的厚壁高韌性高強度鋼板的板厚中心部確保以屈服強度計為620mpa以上的強度這樣良好的韌性，需要添加恰當的合金成分。具體而言，需要如下述式(1)那樣以使碳當量(ceqiiw)成為0.65％以上的方式調整合金元素的含量。
ceqiiw＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5≥0.65(1)
需要說明的是，式中的各元素符號表示各元素的含量(質量％)。另外，在不含有時設為0。
(cl-c)/cl×100≥30(2)
如后所述，根據本發明，即使在從以板坯表面凝固時的冷卻速度為1℃/s以下的范圍鑄造的鋼原料來進行制造的情況下，也能得到良好特性的鋼板。在本發明中，為了在板厚100mm以上的厚壁高韌性高強度鋼板的鋼板表面滿足良好的韌性(ve-40≥70j)，尤其是在從以板坯表面凝固時的冷卻速度為1℃/s以下的范圍鑄造的鋼原料來進行制造的情況下，需要減少微觀偏析。為此，需要使凝固時的初晶為δ相、并使γ相生成開始時的δ相的比率((cl-c)/cl×100)為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，元素符號為各合金成分的含量(質量％)，在不含有時設為0。
為了形成δ相，需要根據si、mn等c以外的成分來規定c量的范圍。基于使用熱力學計算軟件“thermo-calc”計算對δ相的c固溶極限(cl)帶來的合金元素的影響而得到的結果決定了系數。例如，“si”的系數“-0.1”表示若含有1％的si則δ相的c固溶極限降低0.1％，表示為了確保所需的δ相比率而需要降低母材的c量。此外，在本發明中，作為成為計算cl的基礎的成分，將c設為0.12％、將si設為0.2％、將mn設為1.1％、將cu設為0.2％、將cr設為1.2％、將ni設為3％、將mo設為0.5％、將v設為0.04％、將al設為0.06％，計算使各合金元素的含量變化的情況下的相對于固溶c量的變化來設為系數。將相對于如此計算出的δ相中的c的固溶極限而添加的c的百分率：(cl-c)/cl×100設為30％以上，由此，能夠使γ相生成開始時的δ相的比率為30％以上。
另外，在本發明中，從確保鋼材使用過程中的安全性的觀點出發，優選通過實施例中記載的方法測定的、板厚中心的板厚方向上的斷面收縮率為40％以上。
<厚壁高韌性高強度鋼板的制造方法>
接著，說明本發明的制造條件。在說明中，對于溫度“℃”，除了軋制后不放置冷卻地進行淬火的情況下的淬火溫度以外，是指板厚中心部處的溫度。軋制后不放置冷卻地進行淬火的情況下的淬火溫度設為鋼板表面溫度。這是因為，在軋制時，板厚方向的鋼板溫度分布變大，需要考慮鋼板表面的溫度降低。板厚中心部的溫度通過根據板厚、表面溫度及冷卻條件等進行模擬計算等來求出。例如，通過使用差分法計算板厚方向的溫度分布來求出板厚中心溫度。
鋼原料
通過轉爐、電爐、真空溶解爐等通常的方法熔制上述組成的鋼液，通過連續鑄造法及鑄錠法等通常的鑄造方法制成板坯、鋼坯等鋼原料。對于此時的凝固時的冷卻速度，具有通過使用了熱電偶等的直接測定及基于傳熱計算等的模擬計算來決定的方法。如上所述，在本發明中，作為鋼原料，能夠優選地使用在表面凝固時的冷卻速度為1℃/s以下的條件下制造的原料。
另外，在鍛造機及軋制機的載荷等具有限制的情況下，也可以進行初軋來減小原料的板厚。
鋼原料的熱鍛條件
將具有上述組成的鑄片或鋼片加熱至1200～1350℃。若再加熱溫度低于1200℃，則不僅會導致用于確保規定的熱加工的累計壓下量的載荷增大而無法確保充分的壓下量，還會產生不得不根據需要在加工中再次加熱的情況從而導致制造效率的降低。因此，再加熱溫度設為1200℃以上。另外，在碳當量為0.65％以上的如本發明的鋼那樣合金元素添加量高的情況下，鋼原料中的中心疏松、疏松縮孔等鑄造缺陷顯著粗大化。為了將這些缺陷壓接而無害化，需要將累計壓下量設為25％以上。另一方面，若再加熱溫度超過1350℃，則消耗過大的能量，因加熱時的氧化皮而容易產生表面缺陷，熱鍛后的加工負荷增大，因此上限設為1350℃。
鋼原料的初軋條件
將具有上述組成的鑄片或鋼片加熱至1200～1350℃。若再加熱溫度低于1200℃，則不僅會導致用于確保規定的熱加工的累計壓下量的載荷增大而無法確保充分的壓下量，還會產生不得不根據需要在加工中再次加熱的情況從而導致制造效率的降低。因此，再加熱溫度設為1200℃以上。另外，為了將鑄造缺陷壓接而無害化、得到本發明的效果，將累計壓下量設為30％以上即可，但從斷面收縮率(ra)也優異的觀點出發，優選將累計壓下量設為40％以上。另一方面，若再加熱溫度超過1350℃，則消耗過大的能量，因加熱時的氧化皮而容易產生表面缺陷，熱鍛后的加工負荷增大，因此上限設為1350℃。
鍛造后或初軋后的鋼原料的再加熱
將鍛造后的鋼原料加熱至ac3相變點以上1200℃以下是為了使鋼均勻地成為奧氏體單相組織，作為加熱溫度，優選設為1000℃以上1200℃以下。
此外，ac3相變點使用由下述式(4)計算出的值。
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)中的各元素符號表示各合金元素的含量(質量％)。
熱軋條件
鋼原料通過熱軋而被加工成所期望的板厚。為了確保板厚100mm以上的厚壁鋼板的板厚中心部的特性，需要改善軋制階段的材料，以充分發揮基于熱處理實現的原γ粒徑的整粒化、細粒化的效果。具體而言，通過將軋制中的累計壓下量設為40％以上，即使在難以產生基于加工的再結晶的板厚中心部也能夠在軋制階段謀求整粒化。
熱處理條件
為了得到板厚中心部處的強度和韌性，在本發明中，在熱軋后放置冷卻(例如空冷)、或者在熱軋后不放置冷卻而是從ar3點以上的溫度急冷至350℃以下的溫度。在放置冷卻的情況下，再加熱至ac3點～1050℃，從ac3點以上的溫度急冷至350℃以下。之所以將再加熱溫度設為1050℃以下，是因為在超過1050℃的高溫的再加熱的情況下，會因奧氏體粒的粗大化，而導致在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材韌性顯著降低。另外，之所以將再加熱溫度設為ac3點以上，是為了使鋼板整體成為奧氏體組織。另外，在低于ac3點的溫度的情況下，會形成由鐵素體和奧氏體構成的不均勻組織而得不到所需的特性，因此淬火溫度設為ac3點以上。另外，在不放置冷卻而是急冷的情況下，從奧氏體單相區進行淬火，因此淬火溫度設為ar3點以上。另外，急冷的停止溫度設為350℃以下或ar3點以下中較低一方的溫度，以在鋼板整體中確實得到相變后的組織。即，停止溫度需要設為ar3點以下且350℃以下。
此外，ar3相變點使用由下述式(5)計算出的值。
ar3＝910-310c-80mn-20cu-15cr-55ni-80mo(5)
式(5)中的各元素符號表示各合金元素的含量(質量％)。
關于急冷的方法，工業上一般使用水冷，但期望冷卻速度盡可能快。因此，冷卻方法也可以是水冷以外的方法，例如也具有氣體冷卻等方法。
回火條件
急冷后，以450～700℃進行回火的理由如下所述。若低于450℃則殘余應力的除去效果少。另一方面，在超過700℃的溫度下，各種碳化物析出，并且在使用厚壁高韌性高強度鋼板通過焊接制造了鋼結構物時，母材的組織粗大化，強度、韌性大幅降低。
在工業上，存在以鋼的強韌化為目的而反復進行淬火的情況。在本發明中也可以反復進行淬火，但在最終淬火時，需要在加熱至ac3點～1050℃后，急冷至350℃以下，之后以450～700℃進行回火。
實施例
將表1所示的no.1～30的鋼在表2所示的條件下熔煉、鑄造而制成鋼原料，之后進行熱鍛(除試樣編號5、6、41以外)或初軋(試樣編號5、6、41)，之后通過熱軋制成表2所示的板厚的鋼板，之后進行水淬、回火處理，制造了試樣no.1～38的鋼板并供于下述的試驗。需要說明的是，在本例中，再加熱淬火的情況下，再加熱溫度成為淬火溫度。
此外，δ相比率是對于各母材成分使用由式(3)得到的cl的值和母材的c量的值并通過(2)式而計算出的值。
另外，鋼原料制造時的凝固時的冷卻速度是基于利用放射溫度計對鑄模表面的溫度進行測定得到的數據并通過傳熱計算所計算出的值。
拉伸試驗
從各鋼板的板厚中心部沿與軋制方向成直角的方向采集圓棒拉伸試驗片(φ12.5mm、gl50mm)，測定了屈服強度(ys)、抗拉強度(ts)。
夏比沖擊試驗
從各鋼板的鋼板表面及板厚中心部各采集3個以軋制方向為長度方向的2mmv槽夏比沖擊試驗片，對于各試驗片，在試驗溫度：-40℃下通過夏比沖擊試驗測定了吸收能量，求出了它們的平均值(分別求出了板厚中心部的試驗片的平均值及表面的試驗片的平均值)。
板厚方向拉伸試驗
對于包含各鋼板的板厚中心部的區域采集板厚方向圓棒拉伸試驗片(φ10mm)，測定了斷面收縮率(ra)。需要說明的是，斷面收縮率是試驗片斷裂后的最小截面積與其原截面積之差相對于原面面積的百分率。
上述試驗結果如表2所示。根據該結果可知，鋼的成分組成符合本發明的發明例的鋼板(試樣no.1～21、41)均是ys為620mpa以上、ts為720mpa以上、-40℃下的母材的表面及板厚中心部的韌性(ve-40)為70j以上，母材的強度和韌性優異。另外，根據no.5及6與no.41的比較，確認到在初軋條件滿足特定條件的情況下，斷面收縮率(ra)也良好。
與此相對，關于脫離本發明的成分組成的比較例的鋼板(試樣no.22～32)，屬于母材的ys低于620mpa、ts低于720mpa、韌性(ve-40)低于70j中的某一個以上，特性變差。
另外，如試樣no.33～40所示，即使是鋼的成分組成符合本發明的鋼板，在制造條件不符合本發明條件(關于no.41，累計壓下量為30％，滿足對于獲得本發明的效果的最低條件，因此設為并非本發明條件范圍外。)的情況下，ys、ts、韌性(ve-40)中的某一個以上的特性變差。