具体实施方式

[成分组成]

以下，对本发明的一个实施方式的钢板的制造条件进行说明。首先，对钢的成分组成的限定理由进行阐述。应予说明，本说明书中，表示各成分元素的含量的“％”只要没有特别说明就表示“质量％”。

C：0.080％～0.200％

C是对低价格得到结构用钢所要求的强度有用的元素，为了得到该效果，需要添加0.080％以上。另一方面，超过0.200％而含有时，会使母材和焊接部的韧性明显劣化，因此使上限为0.200％。优选为0.080％～0.140％。

Si：0.40％以下

为了脱氧优选添加0.05％以上的Si，但超过0.40％地添加时，母材和焊接热影响部的韧性明显降低，因此Si量为0.40％以下。优选为0.05％～0.30％。更优选为0.05％～0.25％。

Mn：0.50％～5.00％

Mn是从确保母材强度的观点出发而添加的，但低于0.50％的添加中该效果不充分。另一方面，如果超过5.00％地添加，则母材的韧性不仅会劣化，而且助长中心偏析，因此使上限为5.00％。优选为0.60％～2.00％。更优选为0.60％～1.60％。

P：0.015％以下

大于0.015％而含有P时明显降低母材和焊接热影响部的韧性。因此，限制在0.015％以下。优选为0.010％以下。应予说明，工业规模制造上很难使其低于0.001％，因此允许含有0.001％以上。

S：0.0050％以下

大于0.0050％而含有S时，明显降低母材和焊接热影响部的韧性。因此，S为0.0050％以下。优选为0.0010％以下。应予说明，工业规模制造上很难使其低于0.0001％，因此允许含有0.0001％以上。

Cr：3.00％以下

Cr是对母材的高强度化有效的元素，优选添加0.10％以上，大量添加时降低焊接性。因此，Cr为3.00％以下。优选为0.10％～2.00％。

Ni：5.00％以下

Ni是提高钢的强度和焊接热影响部的韧性的有益元素，优选添加0.50％以上，但如果超过5.00％地添加，则经济性明显降低。因此，Ni为5.00％以下。优选为0.50％～4.00％。

Al：0.080％以下

Al是为了使钢水充分脱氧而添加的，但超过0.080％地添加时，母材中固溶的Al量变多，降低母材韧性。因此，Al为0.080％以下。优选为0.030％～0.080％。更优选为0.030％～0.060％。

N：0.0070％以下

N具有与Al等形成氮化物而将组织微细化，提高母材和焊接热影响部的韧性的效果，因此可以优选添加0.0020％以上的N。然而，如果超过0.0070％地添加，则母材中析出的氮化物量增加，母材韧性明显降低，进而在焊接热影响部也形成粗大的碳氮化物而使韧性降低。因此，N为0.0070％以下。优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下。应予说明，N也可以为0％。

B：0.0030％以下

B具有在奥氏体晶界偏析而抑制来自晶界的铁素体相变，提高淬火性的效果，因此优选添加0.0003％以上。另一方面，如果超过0.0030％地添加，作为碳氮化物析出而使淬火性降低，引起韧性降低。因此，B为0.0030％以下。优选为0.0003％～0.0030％。更优选为0.0005％～0.0020％。

碳当量Ceq^IIW

本发明中，特别是为了确保在板厚100mm以上的钢板的内部以屈服强度计620MPa以上的强度和良好的韧性，必须进行适当的成分组成的设计，需要在满足与碳当量Ceq^IIW相关的下述式(1)的范围调整成分组成。这是因为碳当不满足下述式(1)时，容易形成强度较差的铁素体等，很难稳定地确保所希望的强度。

[C]+[Mn]/6+[Ni]/15+[Cr]/5≥0.57…(1)

这里，[]是该[]内元素的含量(质量％)。

以上，对本发明的基本成分进行了说明。上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质，但本发明中，也可以根据需要适当地含有其他元素。

具体而言，出于进一步提高强度和韧性的目的，可以含有选自Cu：0.50％以下、Mo：1.50％以下、Nb：0.100％以下、V：0.200％以下和Ti：0.005％～0.020％中的1种或者2种以上。

此时，关于碳当量Ceq^IIW，代替上述式(1)，在满足下述式(2)的范围调整成分组成。

[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/5+([Cr]+[Mo]+[V])/5≥0.57…(2)

这里，[]是该[]内元素的以含量(质量％)计的含量。

Cu：0.50％以下

Cu在不损害韧性的情况下提高钢的强度，但是超过0.50％地添加，则热加工时在钢板表层产生裂纹。因此，含有Cu时，为0.50％以下。优选为0.03％～0.40％。

Mo：1.50％以下

Mo是对母材的高强度化有效的元素，如果超过1.50％地添加，则因合金碳化物的析出而使硬度提高，降低韧性。因此，含有Mo时，为1.50％以下。优选为0.02％～0.80％。

Nb：0.100％以下

Nb对母材的强度的提高有效，因此有效，但超过0.100％的添加使母材的韧性显著降低。因此，含有Nb时，使上限为0.100％。优选为0.025％以下。应予说明，如果低于0.003％，则得不到特性的提高效果，因此添加时为0.003％以上。

V：0.200％以下

V对母材的强度、韧性的提高有效，另外，作为VN析出而对固溶N的降低有效，但超过0.200％地添加，则因硬质的VC的析出而使韧性降低。因此，含有V时，为0.200％以下。优选为0.010％～0.100％。

Ti：0.005％～0.020％

Ti在加热时生成TiN，有效抑制奥氏体的粗大化，提高母材和焊接热影响部的韧性。但是，如果超过0.020％地添加，Ti氮化物粗大化而使母材的韧性降低。因此，含有Ti时，为0.005％～0.020％。优选为0.008％～0.015％。

另外，出于进一步改善材质的目的，可以含有选自Mg：0.0005％～0.0100％、Ta：0.010％～0.200％、Zr：0.0050％～0.1000％、Y：0.001％～0.010％、Ca：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0200％中的1种或者2种以上。

Mg：0.0005％～0.0100％

Mg是高温下形成稳定的氧化物，有效抑制焊接热影响部的原始γ晶粒的粗大化，对提高焊接部的韧性有效的元素。但是，添加量低于0.0005％时得不到明显的效果，如果超过0.0100％添加，夹杂物量增加，韧性降低。因此，含有Mg时，设为0.0005％～0.0100％。优选为0.0005％～0.0050％。

Ta：0.010％～0.200％

Ta对提高强度有效。但是，添加量小于0.010％时，得不到明显的效果，超过0.200％时，因生成析出物而韧性降低。因此，含有Ta时，设为0.010％～0.200％。

Zr：0.0050％～0.1000％

Zr是对提高强度有效的元素，但添加量小于0.0050％时，得不到显著的效果，另外，超过0.1000％的情况下生成粗大的析出物而韧性降低。因此，含有Zr时，为0.0050％～0.1000％。

Y：0.001％～0.010％

Y是高温下形成稳定的氧化物，有效抑制焊接热影响部的原始γ晶粒的粗大化，对提高焊接部的韧性有效的元素。但是，添加小于0.001％时，得不到效果，如果添加超过0.010％，则夹杂物量增加，韧性降低。因此，含有Y时，为0.001％～0.010％。

Ca：0.0005％～0.0050％

Ca是对硫化物系夹杂物的形态控制有用的元素，为了发挥其效果，需要添加0.0005％以上。但是，如果添加超过0.0050％，则导致清洁度的降低而使韧性劣化。因此，含有Ca时，为0.0005％～0.0050％。优选为0.0005％～0.0025％。

REM：0.0005％～0.0200％

REM(稀土金属)也与Ca同样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。但是，即便超过0.0200％地添加，其效果饱和。因此，含有REM时，为0.0005％～0.0200％。优选为0.0005％～0.0050％。

[组织]

本发明中，关键的是使钢板表层的贝氏体面积分率为10％以上。通过使钢板表层具有这样的组织，能够在钢板表层也得到优异的韧性。钢板表层的贝氏体面积分率优选为20％以上。剩余部分为回火马氏体、铁素体等。

另外，优选不仅使钢板表层，而且使钢板内部的贝氏体面积分率为10％以上。通过使钢板内部也具有这样的组织，能够得到钢板表层与钢板内部的特性之差小的钢板。钢板内部的贝氏体面积分率更优选为20％以上。

应予说明，钢板表层和钢板内部的组织的面积分率的评价可以如下进行：采取淬火状态下的钢材的轧制方向剖面的样品，用硝酸酒精腐蚀液使组织露出，以200倍的光学显微镜观察5个视场以上，通过图像解析求出贝氏体等各组织的面积分率。对于钢板表层，以板厚1/8t的位置作为中心，采取厚度15mm的轧制方向剖面的样品。对于钢板内部，以板厚3/8t的位置作为中心，采取厚度15mm的轧制方向剖面的样品。

为了得到至少钢板表层的贝氏体面积分率为10％以上的组织，需要对将成分组成调整为上述的范围的钢坯材实施热轧得到热轧钢板，对其进行冷却后，在Ac₃转变点～1050℃的温度区域加热后，实施从(Ar₃转变点+50)℃以上到(Ar₃转变点-20)℃以下的温度区域的平均冷却速度为0.2～10℃/s的冷却处理，冷却到350℃以下。重要的是这里规定的温度条件必须在热轧钢板的表层和钢板内部中同时满足。详细情况后述。

[韧性]

迄今为止钢板表层的韧性一直未得到关注，但对提高结构物的安全性的要求一直在增加，已开始要求与钢板内部同等的等级。本发明的钢板中，优选通过延性-脆性断裂转变温度(vTrs)对钢板表层面与钢板内部的韧性差进行评价时，vTrs之差在20℃以内。由此，可评价为在钢板表面与钢板内部得到实质上相同的韧性。这里，vTrs按JIS Z2242记载的方法进行评价。将vTrs之差设为20℃以内是因为韧性的由vTrs进行的评价即便在相同的韧性水平下，因脆性断裂率的测定误差，其值最高时成为20℃左右，因此设为被认为实质同等的20℃以内。

[屈服强度]

本发明中，使钢板的内部的屈服强度为620MPa以上。其理由是为了有助于结构物的大型化，需要620MPa以上的屈服强度。

接下来，对本发明的钢板的制造方法进行说明。以下的说明的温度只要没有特别说明，就表示板厚中心部(1/2t)的温度。

[钢坯材]

将上述成分组成的钢水用转炉、电炉、真空熔炉等通常的方法熔炼，通过连续铸造法或铸锭法等通常的铸造方法制成板坯、方坯等钢坯材。另外，存在轧制机的负载等的限制的情况下，可以对钢坯材进一步进行锻造或者开坯轧制，减小钢坯材的板厚。

[热轧]

对上述钢坯材实施热轧。为了兼得钢板表层的韧性和钢板内部的强度以及韧性，有效的是热轧时促进γ区域的再结晶，实现原始γ晶粒径的微细化。因此，热轧中，优选使轧制结束温度为Ar₃点以上。

应予说明，Ar₃转变点可以使用利用后述的式(4)计算的值。

[热轧后的冷却]

对上述热轧后的钢板进行空冷或者加速冷却。特别是在试图提高韧性的情况下加速冷却是有效的。这是因为通过加速冷却，与空冷相比高温区域的滞留时间变短，能够抑制结晶粒径的微细化、析出物的粗大化。因此，加速冷却时设为低于Ar₃点。加速冷却时的冷却通过水冷、鼓风进行，任何情况下，优选在钢板表面为0.1℃/s以上的冷却速度。

[热轧后加热温度：Ac₃转变点～1050℃]

将上述冷却后的热轧钢板在Ac₃转变点～1050℃进行加热。加热到Ac₃转变点以上是为了将钢均匀化为奥氏体单相。使再加热温度为1050℃以下是因为当超过1050℃的高温进行再加热则由奥氏体晶粒的粗大化导致母材韧性的降低变得明显降低。优选为Ac₃转变点～1000℃。并且，更优选Ac₃转变点～950℃。

应予说明，Ac₃转变点使用由下述式(3)计算的值。

Ac₃＝937.2-476.5[C]+56[Si]-19.7[Mn]-16.3[Cu]-26.6[Ni]-4.9[Cr]+38.1[Mo]+124.8[V]+136.3[Ti]+198.4[Al]+3315[B]…(3)

这里，式(3)的各元素符号表示各成分组成的钢坯材中的含量(质量％)，不含有的元素作为0进行计算。

[冷却处理：(从Ar₃转变点+50)℃以上到(Ar₃-20)℃以下的范围的平均冷却速度为0.2～10℃/s]

上述加热后实施冷却处理。该冷却处理中，重要的是将钢板表层和钢板内部冷却到350℃以下之际，以钢板表层和钢板内部各自的从(Ar₃转变点+50)℃以上到(Ar₃转变点-20)℃以下的温度区域的平均冷却速度为0.2～10℃/s的方式实施冷却处理。通过进行这样的冷却，能够在钢板表层形成贝氏体面积分率为10％以上的组织，能够显著提高钢板表层的韧性。同样，在钢板内部也能够形成贝氏体为10％以上的组织。

冷却速度的控制可以通过调整水的流量、间歇地进行冷却、通过鼓风进行冷却等的方法来进行。

具体而言，钢板表层和钢板内部的平均冷却速度的控制按如下方式进行：通过对冷却方法、水量调整、间歇条件进行模拟等而导出所希望的冷却速度而进行。

钢板表层和钢板内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而求出。例如，可以通过使用差分法，计算板厚方向的温度分布，求出从钢板表层到钢板内部的温度。

应予说明，Ar₃转变点使用利用下述式(4)计算的值。

Ar₃＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]…(4)

这里，式(4)中的各元素符号表示各成分组成的钢坯材中的含量(质量％)，不含有的情况作为0进行计算。

[冷却停止温度：350℃以下]

使上述冷却的停止温度为350℃以下。这是因为如果冷却到350℃以下，钢板整体的转变结束，得到均匀的组织。

冷却的方法在工业上通常为水冷，但冷却方法可以水冷以外的方法，例如，还有气体冷却等的方法。

[回火]

进行上述那样的快速冷却后，根据需要，在450℃～700℃的温度范围进行回火。这是因为如果低于450℃，则残留应力的除去效果小，另一方面，高于700℃时，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。

应予说明，工业上，有时以钢的强韧化为目的重复淬火，本发明中也可以反复淬火。但是，优选最终的淬火时，钢板表层和钢板内部实施从(Ar₃转变点+50)℃以上到(Ar₃转变点-20)℃以下的温度区域的平均冷却速度为0.2℃/s～10℃/s的冷却，其后，冷却到350℃以下，在450℃～700℃进行回火。

实施例

将表1示出的钢No.1～31的钢熔炼而制成板坯后，利用表2示出的制造条件制成板厚为100mm～240mm的钢板，其后，进行冷却处理、回火处理，制造试样No.1～37的厚钢板，供于下述的试验。

[拉伸试验]

从各钢板的板厚1/8t部分和板厚1/4t部分，将Φ12.5mm圆棒拉伸试验片在与轧制方向呈直角的方向按长度50mm采取，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)。屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)根据JIS Z2241测定。

[夏比冲击试验]

从各钢板的钢板表层下2mm和板厚1/4t部分采取以轧制方向为长边方向的2mmV缺口夏比试验片各15个，对各试验片根据JIS Z 2242评价vTrs(延性-脆性断裂转变温度)。

将上述的试验结果示于表2。根据该结果，可知钢的成分组成和组织符合本发明的发明例的钢板(试样No.1～22)都是1/4t部分的YS为620MPa以上，TS为720MPa以上，钢板表层和1/4t部分的韧性(vTrs)为低于-30℃，vTrs之差为20℃以内，母材的强度和钢板表层与钢板内部的韧性差小，从钢板表层到钢板内部在板厚方向韧性优异。

与此相对，在本发明的成分组成或组织之外的比较例的钢板(试样No.23～32)中，钢板内部的YS小于620MPa，TS小于720MPa，或者，钢板表层和1/4t部分的韧性(vTrs)为-30℃以上或vTrs差超过20℃，上述某个特性差。

另外，如试样No.33～37所示，可知即便钢的成分组成符合本发明的钢板，制造条件不符合本发明的情况下，YS、TS、韧性、韧性差中的一个以上的特性差。

产业上的可应用性

根据本发明，能够得到母材的屈服强度为620MPa以上的强度且钢板表层的韧性、钢板内部的强度和韧性以及制造稳定性优异的100mm以上的厚钢板，对钢结构物的大型化，提高钢结构物的安全性有很大贡献。