厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法

摘要

根据本发明，通过将板厚设为100mm以上，并将板厚中心部的基于板厚方向拉伸的断面收缩率设为40％以上，从而即使在必须增加合金元素的添加量的厚壁的高强度钢板中，也能不需要设备的大型化就可得到板厚中心部的强度·韧性优异的厚壁高张力钢。

权利要求

1.一种厚壁高韧性高张力钢板，其板厚中心部的基于板厚方向拉伸的断面收缩率为

40％以上，板厚为100mm以上，板厚中心部的拉伸强度为720MPa以上，板厚中心部的韧性(VE-40)为70J以上，并且，以质量％计，含有：C:0.08～0.20％、Si:0.40％以下、Mn:0.5～5.0％、P:0.015％以下、S:0.0050％以下、Cr:3.0％以下、Ni:5.0％以下、Ti:0.005～0.020％、Al:0.080％以下、N:0.0070％以下以及B:0.0030％以下，并且满足以下的(1)式的关系，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，IIW

Ceq ＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≥0.57···(1)上式中，各元素符号为钢中的以质量％计的含量，未含有时设为0进行计算。

2.根据权利要求1所述的厚壁高韧性高张力钢板，其中，进一步含有选自以下的(A)～(B)的至少一组，(A)以质量％计，选自Cu:0.50％以下、Mo:1.50％以下、V:0.200％以下以及Nb:0.100％以下中的1种或2种以上，(B)以质量％计，选自Mg:0.0005～0.0100％、Ta：0.01～0.20％、Zr:0.005～0.1％、Y:

0.001～0.01％、Ca:0.0005～0.0050％以及REM:0.0005～0.0200％中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的厚壁高韧性高张力钢板，屈服强度为620MPa以上。

4.一种厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，是制造权利要求1～3中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的方法，将连续铸造板坯加热至1200～1350℃后，使用将对置的模具的短边中的短的一方设为1时与其对置的模具的短边的长度成为1.1～3.0的模具，在1000℃以上，进行将应变速度设为3/s以下并将累积压下量设为15％以上的热锻后，进行热轧，其后，进行淬火和回火，并且，所述模具在所述连续铸造板坯的宽度方向具有长边，在所述连续铸造板坯的行进方向具有所述短边。

5.一种厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，是制造权利要求1～3中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的方法，将连续铸造板坯加热至1200～1350℃后，使用将对置的模具的短边中的短的一方设为1时与其对置的模具的短边的长度成为1.1～3.0的模具，在1000℃以上，进行应变速度设为3/s以下并将累积压下量设为15％以上的热锻后，进行放冷，再次加热至Ac3点～1250℃后，实施将每1道次的压下率为4％以上的道次进行至少2次以上的热轧，之后，进行放冷，再加热至Ac3点～1050℃，进而快速冷却直至Ar3点～350℃为止，之后，在450～700℃的范围进行回火，并且，所述模具在所述连续铸造板坯的宽度方向具有长边，在所述连续铸造板坯的行进方向具有所述短边。

6.根据权利要求4所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，将所述厚壁高韧性高张力钢板的从加工前的坯料的压下比设为3以下。

7.根据权利要求5所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，将所述厚壁高韧性高张力钢板的从加工前的坯料的压下比设为3以下。

8.根据权利要求4所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，在所述热锻时，1次以上应用每1道次压下率为5％以上的锻造。

9.根据权利要求5所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，在所述热锻时，1次以上应用每1道次压下率为5％以上的锻造。

10.根据权利要求4所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，在所述热锻时，1次以上应用每1道次压下率为7％以上的锻造。

11.根据权利要求5所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，在所述热锻时，1次以上应用每1道次压下率为7％以上的锻造。

12.根据权利要求4所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，在所述热锻时，在至少1道次中，将该道次的最大负载×0.9以上且最大负载以下的负荷负载的累积经过时间设为3s以上。

13.根据权利要求5所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，在所述热锻时，在至少1道次中，将该道次的最大负载×0.9以上且最大负载以下的负荷负载的累积经过时间设为3s以上。

说明书

厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及可用于建筑、桥梁、造船、海洋构造物、建筑与工业用机械、罐以及闸门等铁钢构造物的、强度和韧性以及焊接性优异的厚钢板及其制造方法，尤其提供一种板厚：100mm以上且板厚中心部的基于板厚方向拉伸的断面收缩率为40％以上的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法。

背景技术

[0002] 在建筑、桥梁、造船、海洋构造物、建筑与工业用机械、罐以及闸门等各领域中使用钢材的情况下，与铁钢构造物的形状对应地通过焊接精加工成所希望的形状。近年来，铁钢构造物的大型化得到显著发展，使用的钢材的高强度化、厚壁化得到了显著发展。

[0003] 板厚：100mm以上的厚壁的钢板通常可如下制造：将利用铸锭法制造而成的大型钢锭开坯轧制，通过对得到的开坯板坯进行热轧制造而成。但是，由于该铸锭-开坯工序必须截去立管部的浓厚偏析部、钢锭底部的负偏析部，因此，有成品率没有上升而制造成本上升、工期变长的课题。

[0004] 另一方面，用将连续铸造板坯作为坯料的工序进行板厚：100mm以上的厚壁的钢板的制造时，虽然没有上述问题，但由于连续铸造板坯的厚度比用铸锭法制造的板坯的厚度小，因此，有到产品厚为止的压下量少这样的问题。另外，近年来，一般有要求钢材的高强度化、厚壁化的趋势，并且，为了确保必要特性而所添加的合金元素量也发生了增加，结果，产生了起因于中心偏析的中心疏松的发生、因大型化导致的内部质量的劣化等新的问题。

[0005] 为了解决这些问题，在用连续铸造板坯制造极厚钢板的过程中，对中心疏松进行压接以改善钢板内的中心偏析部的特性为目的，提出了以下技术。

[0006] 例如，在非专利文献1中记载了通过增大连续铸造板坯热轧时的轧制形状比，从而对中心疏松进行压接的技术。

[0007] 另外，在专利文献1和2中记载了如下技术：在制造连续铸造板坯时，通过在连续铸造机中使用辊或平砧进行加工，从而对连续铸造板坯的中心疏松进行压接。

[0008] 专利文献3中记载了如下技术：在用连续铸造板坯制造累积压下率为70％以下的厚壁钢板时，通过在热轧前进行锻造加工来实现中心疏松的压接。

[0009] 专利文献4中记载了如下技术：在利用总压下率：35～67％的锻造和厚板轧制用连续铸造板坯制造极厚钢板时，在锻造前将坯料的板厚中心部在1200℃以上的温度保持20小时以上，将锻造的压下率设为16％以上，以实现不仅中心疏松消失，还会减少中心偏析带，改善耐回火脆化特性。

[0010] 专利文献5中记载了如下技术：通过对连续铸造板坯实施十字锻造后进行热轧，由此改善中心疏松和中心偏析。

[0011] 专利文献6中记载了一种涉及拉伸强度为588MPa以上的厚钢板的制造方法的技术：通过将连续铸造板坯在1200℃以上的温度保持20小时以上，将锻造的压下率设为17％以上，厚板轧制在包括锻造的总压下率23～50％的范围进行，在厚板轧制后进行2次淬火处理，从而不仅使中心疏松消失且减少中心偏析带。

[0012] 专利文献7中记载了一种涉及焊接性和板厚方向的延展性优异的厚钢板的制造方法的技术：将具有特定成分的连续铸造板坯再加热至1100～1350℃，使1000℃以上的应变速度为0.05～3/s，累积压下量为15％以上。

[0013] 现有技术文献

[0014] 专利文献

[0015] 专利文献1:日本特开昭55-114404号公报

[0016] 专利文献2:日本特开昭61-27320号公报

[0017] 专利文献3:日本专利第3333619号公报

[0018] 专利文献4:日本特开2002-194431号公报

[0019] 专利文献5:日本特开2000-263103号公报

[0020] 专利文献6:日本特开2006-111918号公报

[0021] 专利文献7:日本特开2010-106298号公报

[0022] 非专利文献

[0023] 非专利文献1:铁与钢,66(1980),201-210页

发明内容

[0024] 然而，在非专利文献1所述的技术中，为了得到内部质量良好的钢板，需要反复进行轧制形状比高的轧制，这会成为超出轧制机的设备规格上限的范围，存在制造上的课题。另外，如果用通常的方法进行轧制，则板厚中心部的加工变得不充分，有中心疏松残留而内部质量劣化的可能。

[0025] 另外，专利文献1和2中所述的技术存在为了制造板厚：100mm以上的厚钢板而需要将连续铸造设备大型化，并必须进行大规模的设备投资的课题。

[0026] 另外，专利文献3～7中所述的技术虽然对降低中心疏松、改善中心偏析带有效，但用于制造屈服强度为620MPa以上的合金添加量多的厚壁钢板时，因坯料的高强度化而使缺陷感受敏感性升高，所以，板厚中心部的伸长率和韧性均不充分。

[0027] 本发明为了有利解决上述问题，提供一种即使对于需要增加合金元素的添加量的厚壁的高强度厚钢板也不需要连续铸造设备和轧制机的大型化就能使钢板板厚中心部的强度·韧性变优异的厚壁高张力钢板及其制造方法。此外，作为对象的厚壁高张力钢板的板厚为100mm以上。

[0028] 发明人等为了解决上述课题，尤其以板厚：100mm以上的厚钢板为对象，关于板厚中心部的强度、韧性和伸长率，对钢板内部的微观组织的控制因素进行深入研究，得到了以下见解。

[0029] (A)在与钢板表面相比冷却速度显著降低的板厚中心部，为了得到良好的强度和韧性，重要的是通过适当选定钢组成，在降低冷却速度的情况下，使微观组织为马氏体和/或贝氏体组织。

[0030] (B)在由于高强度化而使延展性变得容易降低、对延展性的缺陷敏感性提高的厚钢板的板厚中心部，为了确保良好的延展性，重要的是管理热锻时的模具的形状和总压下量以及其间的应变速度、每1道次(パス)的压下率和加工时间，对中心疏松进行压接使其无害化。

[0031] 即，本发明是以上述见解为基础进一步研究而作出的，本发明的主旨构成如下。

[0032] 1.一种厚壁高韧性高张力钢板，板厚中心部的基于板厚方向拉伸的断面收缩率为40％以上，板厚：100mm以上。

[0033] 2.根据上述1所述的厚壁高韧性高张力钢板，其中，以质量％计，含有：C:0.08～0.20％、Si:0.40％以下、Mn:0.5～5.0％、P:0.015％以下、S:0.0050％以下、Cr:3.0％以下、Ni:5.0％以下、Ti:0.005～0.020％、Al:0.080％以下、N:0.0070％以下以及B:0.0030％以下，并且满足下式(1)的关系，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

[0034] CeqIIW＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≥0.57···(1)

[0035] 上式中，各元素符号为钢中的含量(质量％)，不含有的情况设为0进行计算。

[0036] 3.根据上述2所述的厚壁高韧性高张力钢板，其中，以质量％计，进一步含有选自Cu:0.50％以下、Mo:1.50％以下、V:0.200％以下以及Nb:0.100％以下中的1种或2种以上。

[0037] 4.根据上述2或3所述的厚壁高韧性高张力钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自Mg:0.0005～0.0100％、Ta：0.01～0.20％、Zr:0.005～0.1％、Y:0.001～0.01％、Ca:0.0005～0.0050％以及REM:0.0005～0.0200％中的1种或2种以上。

[0038] 5.根据上述1～4中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板，其中，屈服强度为620MPa以上，韧性(VE-40)为70J以上。

[0039] 6.一种厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，是制造上述1～5中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的方法，将连续铸造板坯加热至1200～1350℃后，使用将对置的模具的短边中的短的一方设为1时与其对置的模具的短边的长度成为1.1～3.0的模具，在1000℃以上进行将应变速度设为3/s以下并将累积压下量设为15％以上的热锻后，进行热轧，其后，进行淬火和回火。

[0040] 7.一种厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，是制造上述1～5中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的方法，将连续铸造板坯加热至1200～1350℃后，使用将对置的模具的短边中的短的一方设为1时与其对置的模具的短边的长度成为1.1～3.0的模具，在1000℃以上进行应变速度设为3/s以下并将累积压下量设为15％以上的热锻后，进行放冷，再次加热至Ac3点～1250℃后，进行将每1道次的压下率为4％以上的道次至少进行2次以上的热轧，之后，进行放冷，再加热至Ac3点～1050℃，进而快速冷却直至Ar3点～350℃为止，之后，在450～700℃的范围进行回火。

[0041] 8.根据上述6或7所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，将上述厚壁高韧性高张力钢板的从加工前的坯料的压下比设为3以下。

[0042] 9.根据上述6～8中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，在上述热锻时，应用1次以上每1道次压下率为5％以上的锻造。

[0043] 10.根据上述6～8中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，在上述热锻时，应用1次以上的每1道次压下率为7％以上的锻造。

[0044] 11.根据上述6～10中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，在上述热锻时，在至少1道次中，将该道次的最大负载×0.9以上且最大负载以下的负荷负载的累积经过时间设为3s以上。

[0045] 根据本发明，可得到母材的屈服强度和韧性优异的板厚：100mm以上的厚钢板，由于其非常有助于铁钢构造物的大型化、铁钢构造物的安全性的提高、成品率的提高、制造工期的缩短，因此，在工业上极其有用。特别是即使在以往无法得到充分的板厚中心部的特性的、从加工前的坯料的压下比为3以下的情况中，不进行连续铸造设备的大型化等措施也可得到良好特性的效果。

附图说明

[0046] 图1是表示对置的模具的短边的图。

[0047] 图2是表示计算坯料(钢板)中的等效塑性应变的结果的图。

具体实施方式

[0048] 以下，具体说明本发明。

[0049] 本发明的特征在于，是一种板厚：100mm以上的锻造材料，板厚中心部的基于板厚方向拉伸的断面收缩率为40％以上。其原因是对钢中的中心疏松进行压接使其尺寸在100μm以下而可实现实质无害化。

[0050] 另外，上述的厚壁高张力钢板具备屈服强度为620MPa以上的特征，可实现铁钢构造物的大型化、铁钢构造物的安全性的提高。此外，上述特性在现有技术中难以实现的从加工前的坯料的压下比为3以下的范围也可获得。

[0051] 接下来，对本发明中的钢板成分的优选范围进行说明。此外，钢板成分中的各元素的含量的％全部表示为质量％。

[0052] C:0.08～0.20％

[0053] C是用以廉价获得构造用钢所要求的强度的元素，为了得到该效果，优选添加0.08％以上。另一方面，如果含有超过0.20％，则使母材及焊接热影响部的韧性显著劣化，因此，优选将上限设为0.20％。更优选为0.08～0.14％。

[0054] Si:0.40％以下

[0055] Si是为了脱氧而添加的，如果添加超过0.40％，则母材及焊接热影响部的韧性显著降低，因此，优选Si量为0.40％以下。更优选为0.05～0.30％的范围。进一步优选为0.1～0.30％的范围。

[0056] Mn:0.5～5.0％

[0057] Mn是从确保母材强度的观点考虑而添加的，但是，如果添加小于0.5％，则其效果不充分，另一方面，如果添加超过5.0％，则不仅母材的韧性劣化，而且助长中心偏析，使板坯的中心疏松大型化，因此，优选上限为5.0％。更优选为0.6～2.0％的范围。进一步优选为0.6～1.6％的范围。

[0058] P:0.015％以下

[0059] P如果含有超过0.015％，则使母材和焊接热影响部的韧性显著降低，因此，优选限制在0.015％以下。此外，下限值没有特别限定，可以为0％。

[0060] S:0.0050％以下

[0061] S如果含有超过0.0050％，则使母材及焊接热影响部的韧性显著降低，因此，优选设为0.0050％以下。此外，下限值没有特别限定，可以为0％。

[0062] Cr:3.0％以下

[0063] Cr是对母材的高强度化有效的元素，但如果大量添加，则使焊接性降低，因此，优选设为3.0％以下。从制造成本的观点考虑，更优选为0.1～2.0％。

[0064] Ni:5.0％以下

[0065] Ni是使钢的强度及焊接热影响部的韧性提高的有益元素，但如果添加超过5.0％，则经济性显著降低，因此，优选将Ni量的上限设为5.0％以下。更优选为0.5～4.0％。

[0066] Ti：0.005～0.020％

[0067] Ti在加热时生成TiN，可有效抑制奥氏体颗粒的粗大化，提高母材和焊接热影响部的韧性。但是，如果添加超过0.020％，则Ti氮化物粗大化而使母材的韧性降低，所以，添加Ti时，优选Ti量设为0.005～0.020％的范围。更优选为0.008～0.015％的范围。

[0068] Al:0.080％以下

[0069] Al是为了将钢水充分脱氧而添加的，但如果添加超过0.080％，则在母材中固溶的Al量变多使母材韧性降低，所以，优选Al量设为0.080％以下。更优选为0.020～0.080％的范围。进一步优选为0.020～0.060％的范围。

[0070] N:0.0070％以下

[0071] N具有通过与Ti等形成氮化物而将组织微细化并使母材及焊接热影响部的韧性提高的效果，但如果添加超过0.0070％，则在母材中固溶的N量增大，母材韧性显著降低，进而在焊接热影响部中也形成粗大的碳氮化物使韧性降低，所以，优选将N量设为0.0070％以下。更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0040％以下。

[0072] B:0.0030％以下

[0073] B具有通过在奥氏体晶界偏析而抑制来自粒界的铁素体相变、提高淬硬性的效果，如果添加超过0.0030％，则以碳氮化合物形式析出使淬硬性降低，韧性降低，所以，优选设为0.0030％以下。添加B时，更优选设为0.0003～0.0030％的范围。进一步优选为0.0005～0.0020％的范围。

[0074] 本发明的高张力钢除了上述元素以外，出于提高强度·韧性的目的，可以进一步含有选自Cu、Mo、V以及Nb中的1种或2种以上。

[0075] Cu:0.50％以下

[0076] Cu可在不损害韧性的情况下实现钢的强度的提高，但如果添加超过0.50％，则热加工时在钢板表面产生裂纹，所以设为0.50％以下。

[0077] Mo:1.50％以下

[0078] Mo是对母材的高强度化有效的元素，但如果添加超过1.50％，则引起由硬质的合金碳化物的析出所致的强度上升而使韧性降低，因此，优选将上限设为1.50％。更优选为0.02～0.80％的范围。

[0079] V:0.200％以下

[0080] V对母材的强度·韧性的提高有效，另外，通过以VN形式析出而对降低固溶N有效，如果添加超过0.200％，则因析出硬质VC而导致钢的韧性降低，所以添加V时，优选设为0.200％以下。更优选为0.010～0.100％的范围。

[0081] Nb:0.100％以下

[0082] Nb对母材的强度的提高有效，但由于添加超过0.100％使母材的韧性显著降低，因此，将上限设为0.100％。优选为0.025％以下。

[0083] 本发明的高张力钢除了上述成分以外，出于改善材质的目的，可以进一步含有选自Mg、Ta、Zr、Y、Ca以及REM中的1种或2种以上。

[0084] Mg:0.0005～0.0100％

[0085] Mg是在高温下形成稳定的氧化物，有效抑制焊接热影响部的奥氏体颗粒的粗大化而对提高焊接部的韧性有效的元素。为了得到该效果，有效的是添加0.0005％以上。另一方面，如果添加超过0.0100％，则夹杂物量增加而韧性降低，因此，添加Mg时，优选设为0.0100％以下。更优选为0.0005～0.0050％的范围。

[0086] Ta:0.01～0.20％

[0087] 添加适量Ta对强度提高有效。但是，其添加量如果小于0.01％，则得不到显著的效果，另一方面，添加超过0.20％时，由于生成析出物使韧性降低，因此，优选将添加量设为0.01～0.20％。

[0088] Zr:0.005～0.1％

[0089] Zr是对强度上升有效的元素，但添加量小于0.005％时，得不到显著的效果，另一方面，添加超过0.1％时，生成粗大的析出物使钢的韧性降低，因此，将添加量设为0.005～0.1％。

[0090] Y:0.001～0.01％

[0091] Y是在高温下形成稳定的氧化物，有效抑制焊接热影响部的奥氏体颗粒的粗大化并对焊接部的韧性提高有效的元素。但是，如果添加小于0.001％，则无法得到效果，添加超过0.01％，则夹杂物量增加使韧性降低，所以，将添加量设为0.001～0.01％。

[0092] Ca:0.0005～0.0050％

[0093] 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，必须添加0.0005％以上。另一方面，如果添加超过0.0050％，则导致清洁度降低使韧性劣化，所以，添加Ca时，优选为0.0050％以下。更优选为0.0005～0.0025％的范围。

[0094] REM:0.0005～0.0200％

[0095] REM与Ca同样也具有在钢中形成氧化物和硫化物来改善材质的效果，为了得到该效果，必须添加0.0005％以上。另一方面，即使添加超过0.0200％，由于其效果饱和，因此，在添加REM时，优选为0.0200％以下。更优选为0.0005～0.0100％的范围。

[0096] CeqIIW(％)≥0.57

[0097] 本发明中，为了在板厚中心部中确保高强度和良好的韧性，必须添加适当成分，重要的是以下述(1)式中定义的CeqIIW(％)满足CeqIIW≥0.57的关系添加成分。

[0098] CeqIIW＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≥0.57(1)

[0099] 此外，式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

[0100] 接下来，本发明的制造条件进行说明。

[0101] 以下的说明中，温度“℃”是指板厚中心部的温度的意思。特别是在本发明的厚钢板的制造方法中，为了使钢坯料中的中心疏松等铸造缺陷无害化，必须在下述条件对钢坯料实施热锻。

[0102] 钢坯料的热加工条件

[0103] 加热温度：1200～1350℃

[0104] 用转炉、电炉、真空熔炉等通常公知的方法对具有上述组成的铸片或钢片的钢坯料进行熔炼、连续铸造后，再加热至1200～1350℃。如果再加热温度小于1200℃，则无法确保规定的热加工的累积压下量和温度下限，另外，热锻时的变形阻力高而无法确保每1道次的充分的压下量。其结果，通过增加必要道次数，不仅导致制造效率的降低，而且无法对钢坯料中的中心疏松等的铸造缺陷进行压接并无害化，因此，设为1200℃以上。另一方面，如果再加热温度超过1350℃，则消耗过多的能量，因加热时的氧化皮为变得容易生成表面瑕疵，热锻后的修理负担增大，因此，将上限设为1350℃。

[0105] 热锻的锻造温度：1000℃以上

[0106] 热锻的锻造温度小于1000℃时，由于热锻时的变形阻力增高，因此，对锻造机的负荷变大，不能将中心疏松可靠地无害化，因此，设为1000℃以上。此外，锻造温度的上限没有特别限定，但从制造成本的观点考虑，优选为1350℃左右。

[0107] 对置的模具的形状为非对称

[0108] 本发明中的热锻通过对置的1对模具进行，所述模具在连续铸造板坯的宽度方向具有长边，在连续铸造板坯的行进方向具有短边，如图1所示，本发明的热锻的特征是该对置的模具的短边彼此具有不同长度。

[0109] 而且，该对置的模具的1对短边中，将较短的短边(图1中为上模具的短边)的长度设为1时，将与其对置的模具的短边(图1中为下模具的短边)形成为与较短的短边相比为1.1至3.0的长度的模具，由此，不仅使应变分布为非对称，还能够使施加于锻造时的应变成为最小的位置与连续铸造板坯的中心疏松的产生位置不一致，结果，能够将中心疏松更可靠地无害化。

[0110] 如果上述较短的短边与较长的短边之比小于1.1时，得不到充分的无害化效果，另一方面，超过3.0时，导致热锻效率显著降低。因此，本发明中的热锻所使用的模具在对置的1对模具的短边彼此中很重要的是将较短的短边设为1时，对置的短边具有1.1至3.0的长度。此外，具有上述模具的较短的短边的模具可以位于连续铸造板坯的上方或下方。对置的一侧的模具的短边只要是满足上述比的长度即可。即，图1中，下模具的短边也可以为较短的一方。

[0111] 另外，将上下模具的短边相同时(图中以白圈表示的现有模具)和使较短的短边和较长的短边之比为2.5时(图中以黑圈表示的根据本发明的模具)的坯料(钢板)中的等效塑性应变在坯料的板厚方向计算的结果示于图2。此外，使用上述模具的热锻的条件除了模具形状以外，其他相同，即，加热温度：1250(℃)，加工开始温度：1215(℃)，加工结束温度：1050(℃)，累积压下量：16(％)，应变速度：0.1(/s)，最大1道次压下量：8(％)，不进行宽度方向加工。

[0112] 由图2可知，使用基于本发明的模具的热锻能够对直至坯料中心赋予充分的应变。

[0113] 热锻的累积压下量：15％以上

[0114] 热锻的累积压下量小于15％时，不能对钢坯料中的中心疏松等铸造缺陷进行压接并无害化，因此，设为15％以上。通过在连续铸造板坯的宽度方向进行热锻来增加厚度的情况下，将其作为从其厚度的累积压下量。

[0115] 热锻的应变速度：3/s以下

[0116] 如果热锻的应变速度超过3/s，则热锻时的变形阻力变高，对锻造机的负荷增大，无法对中心疏松进行无害化，因此，设为3/s以下。

[0117] 另外，应变速度小于0.01/s时，热锻时间变长，由此生产率降低，因此优选设为0.01/s以上。更优选为0.05/s～1/s的范围。

[0118] 应用1次以上每1道次热锻时的压下率为5％以上或7％以上的锻造

[0119] 通过增大热锻时的压下率，可降低微细的中心疏松的锻造后的残留量。因此。如果在热锻时使用1次以上的5％/道次以上的锻造，则由于对钢中的中心疏松进行压接使其尺寸在100μm以下而能够进行实质无害化，因此，使板厚方向拉伸试验时的断面收缩为40％以上。另一方面，如果在热锻时应用1次以上的7％/道次以上的锻造，则可将钢中的中心疏松的尺寸变得更微细，因此，可制造板厚方向拉伸试验时的断面收缩为45％以上的产品。

[0120] 在热锻时在至少1道次中使该道次的最大负载×0.9以上且最大负载以下的负荷负载的累积经过时间设为3s以上

[0121] 在热锻时，在至少1道次中，通过以使该道次的最大负载×0.9以上且最大负载以下的负荷负载的累积经过时间为3s以上的方式进行锻造，从而使中心疏松扩散地接合而消失，因此，可提高板厚方向拉伸试验时的断面收缩。

[0122] 此外，本发明中，在热锻后进行热轧而形成所希望的板厚的钢板，为了即使在板厚中心部也确保620MPa以上的屈服强度和良好的韧性，可进行淬火回火处理。

[0123] 热锻后的钢坯料的再加热温度：Ac3点～1250℃

[0124] 为了将钢均匀地形成奥氏体组织一相而将钢坯料加热至Ac3相变点以上，作为加热温度，优选设为Ac3点～1250℃。

[0125] 这里，本发明中，将Ac3相变点设为根据下述式(2)计算而得的值。

[0126] Ac3(℃)＝937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.3Ti+198.4Al+3315B···(2)

[0127] 此外，(2)式中的各元素符号表示各自的合金元素的钢中含量(质量％)。

[0128] 进行至少2次以上每1道次的压下率为4％以上的道次的热轧

[0129] 本发明中，再次加热至Ac3点～1250℃后，优选进行如下热轧：至少进行2次以上的每1道次的压下率为4％以上的道次。通过进行这样的轧制，能够对板厚中心部施加充分的加工，并由于再结晶的促进使组织微细化，提高机械特性。

[0130] 热轧后的热处理条件

[0131] 为了得到在板厚中心部的强度和韧性，在本发明中在热轧后进行放冷，再加热至Ac3点～1050℃，至少从Ar3点以上的温度快速冷却至350℃以下。将再加热温度设为1050℃以下是因如果为超过1050℃的高温的再加热，则因奥氏体颗粒的粗大化而导致母材韧性显著降低。

[0132] 这里，本发明中，将Ar3相变点设为根据下述式(3)计算而得的值。

[0133] Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo···(3)

[0134] 此外，(3)式中的各元素符号表示各自的元素的钢中含量(质量％)。

[0135] 板厚中心部的温度可根据板厚、表面温度以及冷却条件等通过模拟计算等而求得。例如，通过使用差分法计算板厚方向的温度分布而求得板厚中心温度。

[0136] 快速冷却的方法在工业上通常是进行水冷，但冷却速度优选尽可能快，因此，冷却方法可以为水冷以外的方法，例如也有气体冷却等方法。

[0137] 回火处理温度：450～700℃

[0138] 快速冷却后，在450～700℃进行回火是因为如果小于450℃，则残留应力的除去效果少，另一方面，如果是超过700℃的温度，则各种碳化物析出、并且母材的组织粗大化，强度、韧性大幅度降低。

[0139] 工业上以钢的强韧化为目的有时进行多次淬火，本发明中也可以反复淬火，但最终淬火时，优选在加热至Ac3点～1050℃后，快速冷却至350℃以下，其后在450～700℃进行回火。

[0140] 如以上说明所述，在本发明的钢板的制造中，通过进行淬火回火，能够制造强度和韧性优异的钢板。

[0141] 实施例

[0142] 接下来，对本发明的实施例进行说明。

[0143] 对表1中示出的No.1～35的钢进行熔炼，形成连续铸造板坯后，在表2所示的条件下，实施热加工和热轧，此时，制得板厚为100～240mm的范围的钢板，其后，进行淬火、回火处理，制造表2中示出的试样No.1～49的产品，供于下述试验。

[0144] I拉伸试验

[0145] 从各钢板的板厚中心部，在与轧制方向垂直的方向采集圆棒拉伸试验片(Φ：12.5mm、GL：50mm)，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)。

[0146] II板厚方向拉伸试验

[0147] 在各钢板板厚方向采集3个圆棒拉伸试验片(φ10mm)，测定断裂后的断面收缩，用其最小值进行评价。

[0148] III夏比冲击试验

[0149] 从各钢板的板厚中心部各采集3个将轧制方向作为长边方向的2mmV缺口夏比试验片，对于各试验片，在-40℃通过夏比冲击试验测定吸收能量(VE-40)，求得各自3枚的平均值。

[0150] 将上述试验结果一并示于表2。

[0151]

[0152]

[0153] 由表2所示的结果可知，钢的锻造条件适于本发明的范围的钢板(试样No.1～35、40～44、46、48、49)的板厚方向拉伸试验时的断面收缩为40％以上，板厚方向拉伸特性优异。并且可知，在钢的制造条件和成分组成均适于本发明的优选范围的钢板(试样No.1～
24)中，YS均为620MPa以上，TS均为720MPa以上，母材的韧性(VE-40)均为70J以上，板厚方向拉伸试验时的断面收缩均为40％以上，母材的强度·韧性、板厚方向拉伸特性中任一个均优异。

[0154] 此外，如试样No.36～49所示，钢的制造条件脱离本发明时，YS或TS、韧性(VE-40)以及板厚方向拉伸试验时的拉伸的特性不满足上述所希望特性，与本发明相比，特性劣化。