CN101688276B - 加工性优良且热处理后的强度韧性优良的厚壁热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性优良且热处理后的强度韧性优良的厚壁热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供拉伸强度为440～640MPa、优选为490～590MPa，伸长率为20％以上，板厚方向均匀性优良，高强度且加工性优良，并且热处理后的强度韧性也优良的适合用于汽车和建机等的结构部件的厚壁热轧钢板及其制造方法。对钢原材进行最终轧制的轧制结束温度为820～880℃的热轧，接着进行冷却速度为15～50℃/s、冷却停止温度为500～600℃的冷却，卷绕成卷状，所述钢原材包含C：0.10～0.20％，将Si、Mn、Al、P、S、N调整在适当的范围内，并且含有Ti：0.01～0.15％、B：0.0010～0.0050％。由此能够使组织成为由板厚方向均匀的贝氏体铁素体相构成的组织，成为板厚方向的硬度差相对平均值为10％以内的板厚方向的均匀性优良，且满足拉伸强度为440～640MPa、伸长率为20％以上的厚壁热轧钢板，并且通过进行热处理，能够制造拉伸强度为980MPa以上、vTrs为-60℃以下的高强度高韧性的厚壁大型的结构部件。

Description

加工性优良且热处理后的强度韧性优良的厚壁热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及厚壁热轧钢板及其制造方法。在此所说的“厚壁热轧钢板”是指板厚为6mm以上、12mm以下的较厚的热轧钢板。该厚壁热轧钢板是适合用作制造汽车和建设机械(以下有时称为建机)等的结构部件的原材。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，加强汽车的排气限制，并为了提高每加仑里程(gasoline mileage)而推动汽车车体的轻量化。汽车用部件也不例外，强烈要求汽车用部件的轻量化。另外，建机等的结构部件也同样强烈要求轻量化。这是因为对这些汽车和建机等的结构部件而言，使用如板厚为约6mm以上、约12mm以下、长度达到10m的厚壁大型的大重量原材的情况多。因此，为了减轻部件的重量，如果将使用的钢板制作为高强度化的钢板，则存在伸长特性等钢板的加工性下降，加工难度急剧增大的问题。另外，由于为了轻量化而打穿的孔部和不可避免地存在的焊接部等的应力集中部的疲劳强度不提高的问题，如汽车和建机等的结构部件的厚壁大型的部件，与其它薄壁小型的部件不同，即使进行高强度化，拉伸强度最高也只达到540MPa左右。
近年，作为薄壁小型部件的高强度化方法，冲压加工的同时进行淬火的模压淬火正在实用化。但是，如果将该模压淬火应用于厚壁大型部件，不仅具有设备本身变巨大的问题，而且具有由于壁厚，淬火达不到中心部从而不能够确保所期望的强度，并且在仅进行淬火的状态下，产生厚壁部件特有的脆性断裂等问题。因此，一直认为模压淬火不适用于厚壁大型部件。
但是，汽车和建机等的结构部件的轻量化的要求强烈，热切期望部件的高强度化。因此，最近，特别是对要求高强度的部件而言，在加工为部件形状后，进行淬火回火等热处理，从而实现部件的高强度化以及高韧性。因此，对于作为原材的热轧钢板而言，不仅要求强度和伸长特性优良，还要求在加工为部件形状后进行的热处理后的部件强度以及部件韧性优良。
针对这种要求，例如，在专利文献1中记载了薄钢板的制造方法，对含有C：0.10～0.37％，还含有适量的Si、Mn、P、S、Al，并且以满足14B/10.8N为0.50以上的方式含有B、N的钢，在卷绕温度为720℃以下进行热轧，钢中析出物BN的平均粒径为0.1μm以上，且淬火后的原奥氏体粒径为2～25μm。根据专利文献1中记载的技术，能够制造加工后的低温短时间内的淬透性优良，且淬火后的韧性优良，淬火条件带来的特性变动小的薄钢板。
另外，在专利文献2中记载了淬火后的冲击韧性优良的薄钢板的制造方法，对含有C：0.10～0.37％，还含有适量的Si、Mn、P、S、Al、Ti，并且以满足有效B量为0.0005％以上的方式含有B、N的钢，在卷绕温度为720℃以下进行热轧，钢中析出物TiN的平均粒径为0.06～0.30μm，且淬火后的原奥氏体粒径为2～25μm。根据专利文献2中记载的技术，能够制造加工后的低温短时间内的淬透性优良，且淬火后的冲击韧性优良，淬火条件带来的特性变动小的薄钢板。
专利文献1：日本特开2002-309344号公报
专利文献2：日本特开2002-309345号公报
发明内容
但是，专利文献1、2中记载的技术以约2.4mm的板厚较薄的热轧钢板为对象，如果将专利文献1、2中记载的技术应用于如汽车和建机等的结构部件的厚壁大型部件用的、板厚较厚的厚热轧钢板的制造，则组织在板厚方向上发生变化，在板厚方向中心部的强度、延展性下降，因此存在不能够得到在板厚方向具有均匀的组织、且具有所期望的强度和延展性的热轧钢板，而且在热处理后不能够确保所期望的强度韧性的问题。
另外，对如汽车和建机等的结构部件的厚壁大型部件用的、厚壁热轧钢板而言，如果在板厚中心部要得到所期望的均匀的组织，则在热轧后需要进行急冷。但是如果在热轧后进行急冷，则在钢板表层(特别是在钢板宽度方向边缘附近)，冷却速度过大，产生马氏体相变，钢板表层的硬度变高，有时成为部分地板厚方向的硬度差大的热轧钢板。如果从这种热轧钢板(卷状)上切割部件用的原材，则存在产生不均匀的变形(在宽度方向切开时，称为降起)，切割后的原材的尺寸精度下降，其结果导致部件的尺寸精度下降的问题。
本发明的目的在于，提供一种高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的厚壁热轧钢板及其制造方法，该钢板解决上述现有技术的问题，具有作为厚壁大型部件要求的、拉伸强度为440～640MPa、优选为490～590MPa、伸长率为20％以上(标点距离GL：50mm)，板厚方向的硬度差相对平均值为10％以下。在此所说的“热处理后的强度韧性优良”的厚壁热轧钢板是指在通常的水淬火回火处理(约930℃热水淬火-约200℃回火)中，具有拉伸强度为980MPa以上的高强度、伸长率为15％以上(GL：50mm)的高延展性、以及在摆锤冲击试验中的延展性-脆性断口形状转变温度vTrs为-60℃以下的高韧性的热轧钢板。
另外，对使用本发明的钢板的部件进行的热处理条件不限定为上述的通常的水淬火回火处理(约930℃热水淬火-约200℃回火)。例如，可以设定为约930℃热水淬火-约400℃回火等所期望的热处理条件。
本发明人为了实现上述目的，深入研究了影响板厚为6mm以上、12mm以下的较厚的热轧钢板的强度、加工性(延展性)的主要因素，以及影响热处理后的强度、韧性的各种主要因素。结果发现，通过使组成为在C：0.10～0.20质量％的低碳钢中复合含有适量的Ti和B，将N含量调整为较低的0.005质量％以下，使组织为在整个板厚上均匀的贝氏体铁素体的单相组织，从而能够制造板厚方向的硬度差相对平均值为10％以内，具有所期望的高强度和优良的加工性，并且热处理后的组织成为在整个板厚上均匀的马氏体，热处理后的强度韧性优良的厚壁热轧钢板。另外发现，通过将热轧后的冷却速度以表面温度计调整到15～50℃/s的范围内，能够使组织为在整个板厚上均匀的贝氏体铁素体的单相组织，板厚方向的硬度差相对平均值为10％以内。
本发明是基于上述见解进一步研究后完成的发明。也就是说，本发明的主旨如下。
(1)一种高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的、板厚为6mm以上、12mm以下的厚壁热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：按质量％计，含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01～0.15％、B：0.0010～0.0050％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有由按面积率计95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织，板厚方向的硬度差相对平均值为10％以内，并且满足拉伸强度为440～640MPa、伸长率为20％以上(标点距离GL：50mm)。
(2)一种高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的厚壁热轧钢板的制造方法，所述厚壁热轧钢板的板厚方向的硬度差相对平均值为10％以内，并且满足拉伸强度为440～640MPa、伸长率为20％以上(标点距离GL：50mm)，所述厚壁热轧钢板的制造方法的特征在于，对钢原材进行最终轧制的轧制结束温度为820～880℃的热轧，制作板厚为6mm以上、12mm以下的热轧钢板，然后对该热轧钢板进行表面的冷却速度为15～50℃/s的冷却，直至表面温度达到550～650℃的温度区域为止，在该温度区域内卷绕成卷状，所述钢原材具有如下组成：按质量％计，含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01～0.15％、B：0.0010～0.0050％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
根据本发明，能够容易且稳定地制造拉伸强度为440～640MPa、伸长率为20％以上，所期望的高强度和加工性优良，并且板厚方向的硬度差相对平均值为10％以内，板厚方向的硬度分布均匀，板厚为6mm以上、12mm以下的厚壁热轧钢板，在产业上得到显著的效果。另外，本发明的热轧钢板，热处理后的强度韧性也优良，因此根据本发明的热轧钢板，通过在将热轧钢板加工为所期望的形状后进行热处理，还具有能够容易且稳定地制造具有高强度、高延展性和高韧性的、如汽车和建机等的结构部件的厚壁大型部件(产品)的效果。
具体实施方式
本发明的热轧钢板主要用于汽车和建机等的大型结构部件，因此将板厚限定为6mm以上、12mm以下。
首先，说明本发明热轧钢板的组成限定理由。另外，以下将质量％简单记为％。
C：0.10～0.20％
C是在钢中形成碳化物而对钢板的强度增加起有效作用、并且在淬火处理时促进马氏体相变从而对马氏体相引起的组织强化起有效作用的元素，本发明中需要含有0.10％以上。如果C含量小于0.10％，则难以确保所期望的钢板强度(拉伸强度：440MPa以上)，并难以确保所期望的热处理后强度(拉伸强度：980MPa以上)。另外，如果含量多，超过0.20％，则钢板强度和热处理后的强度过高，加工性和韧性下降，并且焊接性下降。因此，C限定在0.10～0.20％的范围内。
Si：0.01～1.0％
Si是具有通过固溶强化而起有效地增加钢强度的作用的元素，为了得到这种效果，需要含有0.01％以上。另外，如果含量多，超过1.0％，则在表面产生被称为红锈的凹凸，导致表面性状下降，伸长特性下降，并且使疲劳强度下降。因此，Si限定在0.01～1.0％的范围内。另外，优选为0.35％以下。
Mn：0.5～2.0％
Mn是具有通过固溶强化而有效地增加钢强度、并且通过淬透性的提高增加钢强度的作用的元素，为了得到这种效果，需要含有0.5％以上。另外，如果含量超过2.0％，则偏析显著，整个厚度的贝氏体铁素体单相化变得困难，钢板特性和热处理后的材质下降。因此，Mn限定在0.5～2.0％的范围内。另外，优选1.0～2.0％。
P：0.03％以下
P通过固溶强化增加钢的强度，但是产生偏析，导致材质均匀性下降，并且热处理后的韧性明显下降。因此，在本发明中优选尽量降低P含量，但是过度的降低导致材料成本的高涨。另外，如果过量地含有，超过0.03％，则偏析显著。因此，P限定为0.03％以下。另外，优选为0.02％以下。
S：0.01％以下
S在钢中作为硫化物存在，导致延展性下降，弯曲加工性等下降，因此优选尽量降低其含量，但是过度的降低导致材料成本的高涨。另外，如果含量超过0.01％，则热处理后的韧性明显下降。因此，在本发明中，S限定为0.01％以下。另外，优选限定为0.005％以下。
Al：0.01～0.10％
Al是作为脱氧剂起作用的元素，这种效果在含有0.01％以上时显著，如果含量超过0.1％，则加工性下降，并且淬透性下降。因此，Al限定在0.01～0.1％的范围内。另外，优选为0.05％以下。
N：0.005％以下
N在钢中形成TiN、AlN等氮化物，导致加工性下降，并且在淬火时形成BN，使对淬透性的提高有效的固溶B量降低。这种N的不良影响在N含量为0.005％以下时可以容许。因此，在本发明中，N限定为0.005％以下。
Ti：0.01～0.15％
Ti是对使热轧后的组织成为贝氏体铁素体起有效作用、并且优先于B形成氮化物从而对发挥通过固溶B的淬透性提高效果起有效作用的元素。这种效果在含有0.01％以上时能够确认，但是如果含量超过0.15％，则增加热轧时的变形阻力，极端增大轧制载荷，并且导致热处理后的韧性下降。因此，Ti限定在0.01～0.15％的范围内。另外，优选为0.03～0.10％。
B：0.0010～0.0050％
B是具有抑制在热轧后的冷却过程中生成多边形铁素体和珠光体的作用，并且对热处理时的淬透性和韧性提高起有效作用的元素。对于板厚为6mm以上的厚壁钢板，这种效果在含有0.0010％以上时显著。另外，如果超过0.0050％，则增加热轧时的变形阻力，极端增大轧制载荷，并且在热轧后产生贝氏体、马氏体，产生板裂纹等问题。因此，B限定在0.0010～0.0050％的范围内。另外，优选为0.0015～0.0040％。
除上述成分之外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。另外，作为不可避免的杂质，例如可以容许Cu：0.3％以下，Cr：0.3％以下。
本发明的厚壁热轧钢板具有上述的组成，并且在整个厚度上具有由贝氏体铁素体相构成的单相组织。在此所说的单相组织是指由按面积率计95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织。贝氏体铁素体相包含针状铁素体、针尖状铁素体。另外，作为除贝氏体铁素体相之外的组织，可以容许按面积率计5％以下的多边形铁素体相、珠光体相、渗碳体相、贝氏体相及马氏体相等。
通过在整个厚度上形成由贝氏体铁素体相构成的单相组织，作为热轧钢板，能够制成具有拉伸强度为440MPa以上、640MPa以下的所期望的高强度和伸长率为20％以上(GL：50mm)的高延展性，弯曲特性等加工性优良，能加工为汽车和建机等的结构部件等厚壁大型部件的厚壁热轧钢板。如果贝氏体铁素体相按面积率计小于95％，则不能够兼具所期望的高强度和高延展性。另外，如果贝氏体铁素体相的组织百分比降低到小于95％，则组织的均匀性下降，因此在切割时产生隆起等，尺寸精度下降，并且弯曲特性等加工性下降。另外，在距表面0.1mm的位置、板厚1/4的位置和板厚中央部的位置求得贝氏体铁素体相的面积率，在上述的三个部位均为95％以上时，判断在整个厚度上具有由贝氏体铁素体相构成的单相组织。
接着，说明本发明的厚壁热轧钢板的优选的制造方法。
优选的是，通过转炉、真空溶解炉等常用的熔炼方法对具有上述组成的钢水进行熔炼，通过连续铸造法、铸锭-开坯轧制法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材，但是在本发明中钢原材的制造方法不限于此，可以优选地使用任何常用的钢原材的制造方法。
对上述组成的钢原材进行热轧，制成板厚为6mm以上、12mm以下的厚壁热轧钢板。另外，如果板厚超过12mm，则不能充分够确保热轧中的轧制率，轧制后组织粗大化，在冷却时有容易产生马氏体的倾向，因此从这一点出发，板厚也优选为12mm以下。用于热轧的加热温度只要能够确保下述的热轧的最终轧制结束温度即可，不必特别限定，但是优选为通常的加热温度，即1000～1300℃。如果加热温度为超过1300℃的高温，则晶粒粗大化，热加工性容易下降。另外，如果加热温度低于1000℃，则变形阻力过度增大，对轧制设备的负荷增大，甚至产生轧制变困难的问题。另外，如果加热温度低于1000℃，则存在于钢原材中的TiC的溶解不充分，在热轧后难以确保所期望的组织、强度。
热轧是进行使最终轧制的轧制结束温度为820～880℃的轧制。
通过将最终轧制的轧制结束温度设为820℃以上，在此后的冷却过程中，铁素体相变得到抑制，能够形成由按面积率计95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织(贝氏体铁素体单相组织)。如果最终轧制的轧制结束温度低于820℃，则在此后的冷却过程中，促进铁素体相变，难以形成贝氏体铁素体单相组织。另外，如果最终轧制的轧制结束温度为超过880℃的高温，则不仅抑制铁素体相变，还抑制向贝氏体铁素体的相变，难以形成贝氏体铁素体单相组织，其结果是容易产生贝氏体相和马氏体相。如果产生贝氏体相和马氏体相，则存在钢板强度过高、或在卷绕成卷时和打开卷时钢板上产生裂纹的情况。基于这样的原因，最终轧制的轧制结束温度限定在820～880℃的范围内。
在轧制结束后，对热轧钢板进行钢板表面的冷却速度为15～50℃/s的冷却，直至表面温度达到550～650℃的温度区域为止。
为了使钢板组织成为在整个厚度上形成贝氏体铁素体单相组织，调整冷却以使轧制结束后的冷却成为钢板表面的冷却速度为15℃/s以上的冷却。如果表面的冷却速度小于15℃/s，则在板厚中央部等处容易析出多边形铁素体相，在板厚方向上难以形成均匀的贝氏体铁素体单相组织。另外，如果表面的冷却速度为超过50℃/s的急冷，则在表层部生成马氏体，在板厚方向上不能够形成均匀的贝氏体铁素体单相组织，板厚方向的硬度差显著，难以将板厚方向的硬度差调整为板厚方向的算术平均硬度(平均值)的10％以内。另外，冷却优选利用水冷却，冷却速度的调整优选通过改变注水量、注水时间进行调整。基于这样的原因，将在轧制结束后对热轧钢板进行的冷却设为调整冷却速度以使钢板表面的冷却速度为15～50℃/s的冷却。另外，上述的表面的冷却速度，测定表面温度，使用最终轧制结束温度和冷却停止温度之间的平均值。
上述的冷却的停止温度为钢板的表面温度达到550～650℃的温度区域的温度。如果冷却的停止温度以表面温度计低于550℃，则生成贝氏体相和马氏体相，不能够形成贝氏体铁素体单相组织。另外，在卷绕时热轧钢板上产生裂纹，或强度过高，钢板的加工性下降。另外，如果冷却的停止温度为超过650℃的高温，则生成多边形铁素体相和珠光体相，不能够形成贝氏体铁素体单相组织。另外，钢板强度会低于所期望的强度。因此，轧制后的冷却停止温度限定为550～650℃的温度区域的温度。
停止冷却后，热轧钢板在该温度区域内被卷绕成卷状。如果卷的卷绕温度低于550℃，则生成贝氏体相和马氏体相，不能够形成贝氏体铁素体单相细织。另外，如果变成超过650℃的高温，则生成多边形铁素体相和珠光体相，不能够形成贝氏体铁素体单相组织，不能够确保所期望的钢板强度，并且板厚方向的均匀性下降。因此，卷的卷绕温度以钢板的表面温度计限定为550～650℃的温度区域的温度。
实施例
将具有表1中所示组成的钢原材(钢坯)加热到表2所示的加热温度，然后在表2所示的最终轧制条件下进行热轧，制成表2所示板厚的热轧钢板。在最终轧制结束后，对该热轧钢板以表2所示的条件进行冷却，以表2所示的卷绕温度卷绕成卷状。
对得到的热轧钢板，进行组织观察、拉伸试验、硬度试验、弯曲试验，评价强度、延展性、板厚方向的硬度的均匀性和加工性(弯曲加工性)。另外，从得到的热轧钢板上采集试验板，酸洗该试验板，除去钢板表面的锈皮，然后进行热处理(淬火-回火处理)，进行组织观察、拉伸试验、冲击试验，评价热处理后的强度、延展性和韧性。另外，热处理.设为淬火和回火处理，淬火处理设为加热到930℃保持10分钟、然后在20℃的水中淬火的处理，回火处理设为加热到200℃保持60分钟、并在保持后空冷的处理。冷却后，从试验板上采集试验片进行试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从得到的热轧钢板上采集组织观察用试验片，研磨与试验片的轧制方向平行的板厚截面，经过硝酸乙醇溶液腐蚀后，对距表面0.1mm的位置、板厚1/4的位置和板厚中央部的位置，用扫描电子显微镜(SEM)(倍率：3000倍)观察金属组织(视野数：各10处)并进行拍摄，测定组织的种类，并利用图像解析装置测定各相的组织百分比(面积率)，关于贝氏体铁素体相的面积率，将观察到的10个视野的测定值平均而求得。另外，将在距表面0.1mm的位置、板厚1/4的位置和板厚中央部的位置求得的贝氏体铁素体相的面积率(10个视野的测定值的平均值)均为95％以上的情况判断为在整个厚度上形成由按面积率计为95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织(贝氏体铁素体单相组织)。
(2)拉伸试验
从得到的热轧钢板(或试验板)上采集JIS 5号试验片(GL：50mm)，以使拉伸方向与轧制方向为垂直方向，根据JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，求得拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、伸长率El)，评价强度、延展性。
(3)硬度试验
从得到的热轧钢板上采集硬度测定用试验片，研磨与试验片的轧制方向平行的板厚截面，在从表面至板厚方向的整个厚度上，以0.2mm的间距测定维氏硬度HV(载荷：9.8N＝1kgf)。另外，硬度的测定以距表面0.2mm的位置为硬度的测定起点。如果下一个测定的部位距另一个表面在0.2mm以内，则不测定该部位而结束硬度测定。对于各热轧钢板，将得到的板厚方向的硬度进行算术平均，求得平均硬度(平均值)HVmean。另外，计算最高硬度和最低硬度之差ΔHV，求得[ΔHV/HVmean]×100(％)，评价板厚方向的均匀性。
(4)弯曲试验
从得到的热轧钢板上采集弯曲试验片(大小：板厚t×100×200mm)，以使与轧制方向垂直的方向为试验片的长度方向，将弯曲半径设为板厚的0.5倍、1.0倍、1.5倍、2.0倍，在各弯曲半径下进行180度弯曲，以使试验片的长度方向成为圆周方向，求得弯曲部的外周侧不产生裂纹的最小弯曲半径(mm)。最小弯曲半径由与试验片的板厚比表示。
(5)硬度试验
从得到的试验板上，根据JIS Z 2242的规定采集V型缺口试验片，以使试验片长度方向为与轧制方向垂直的方向，进行摆锤冲击试验，求得延展性断裂率为50％的温度，即求得延展性-脆性断口形状转变温度vTrs(℃)，评价热处理后的韧性。
得到的结果在表3中表示。
表1
Figure G2008800227658D00131
表2
*)表面的
Figure G2008800227658D00151
本发明例均为，组织为由在板厚方向上均匀的、按面积率计95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织(贝氏体铁素体单相组织)，具有拉伸强度为440MPa以上、伸长率为20％以上，板厚方向的硬度差ΔHV为平均硬度(平均值)HVmean的10％以内，板厚方向的均匀性优良，且最小弯曲半径为0.5t以下，弯曲加工性优良，高强度且加工性优良的厚壁热轧钢板。另外，如果进行淬火回火处理，则能够确保拉伸强度为980MPa以上的高强度、伸长率为15％以上的高延展性、以及vTrs为-60℃以下的高韧性。另外，超出本发明范围的比较例，不能得到组织为由均匀的贝氏体铁素体相构成的组织，强度或延展性，或者强度和延展性不仅不能确保上述所期望的值，而且板厚方向的硬度差ΔHV也变大，板厚方向的均匀性下降，并且淬火回火处理后的强度、延展性、韧性中的一种以上小于上述所期望的值，成为淬火回火处理后的强度、延展性、韧性中的任意一个不足的热轧钢板。

Claims (2)

1.一种高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的、板厚为6mm以上、12mm以下的厚壁热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：按质量％计，含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01～0.15％、B：0.0010～0.0050％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有由按面积率计95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织，
板厚方向的硬度差相对平均值为10％以内，并且满足拉伸强度为440～640MPa、标点距离GL为50mm时的伸长率为20％以上。
2.一种高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的厚壁热轧钢板的制造方法，所述厚壁热轧钢板的板厚方向的硬度差相对平均值为10％以内，并且满足拉伸强度为440～640MPa、标点距离GL为50mm时的伸长率为20％以上，所述厚壁热轧钢板的制造方法的特征在于，对钢原材进行最终轧制的轧制结束温度为820～880℃的热轧，制作板厚为6mm以上、12mm以下的热轧钢板，然后对该热轧钢板进行表面的冷却速度为15～50℃/s的冷却，直至表面温度达到550～650℃的温度区域为止，在该温度区域内卷绕成卷状，所述钢原材具有如下组成：按质量％计，含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01～0.15％、B：0.0010～0.0050％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
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