CN106133171B - 厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种适合用于工业机械、运输、输送设备等要求对岩石、砂、矿石、浆状物质等具有耐磨损性的部件的厚钢板及其制造方法。所述厚钢板以质量％计含有如下组成：C：0.200～0.350％、Si：0.05～0.45％、Mn：0.50～2.00％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.100％，Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Ti、B、REM、Ca、Mg的1种或2种以上，由特定式定义的CI为40以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成；所述厚钢板具有如下钢组织：贝氏体相的面积分率为60％以上，岛状马氏体的面积分率为5％以上且小于20％，剩余部分由铁素体相、珠光体、马氏体相中的一种或两种以上构成。在热轧之后对上述组成的钢进行加速冷却直至400℃～650℃。

Description

厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于工业机械、运输、输送设备等要求对岩石、砂、矿石、浆状物质等具有耐磨损性的部件的厚钢板及其制造方法。
背景技术
在建筑、土木、矿山等工地使用的例如动力铲、推土机、料斗、料罐、自卸卡车等工业机械、浆状物质输送用钢管等运输、输送设备的部件在使用时因土砂等而磨损。
目前已知通过增加钢材的硬度来提高其耐磨损性，到现在为止，作为部分要求耐磨损性的部件用途，使用了大量添加合金元素而使硬度增加的钢材等。
但是，已知如果为了提高耐磨损性而增加钢材的硬度，则加工性大幅降低，作为需要加工的部件用途，存在难以应用高硬度材料这样的问题。
因此，要求在保持优异的耐磨损性的同时，加工性也优异的钢材。例如专利文献1中提出了一种钢板，其以质量％计含有0.13％～0.18％的C，适量含有Si、Mn、P、S、Al、B、N，还含有0.5％～2.0％的Cr、0.03％～0.3％的Mo、0.03％～0.1％的Nb，其中，成分组成满足HI为0.7以上，且Ceq大于0.50，HB在25℃时为360以上且440以下，其中，HI＝[C]+0.59[Si]－0.58[Mn]+0.29[Cr]+0.39[Mo]+2.11([Nb]－0.02)－0.72[Ti]+0.56[V]、Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14，各合金元素为含量(质量％)。
专利文献1中记载，根据上述技术，通过淬火热处理形成HB400等级的马氏体组织，并且增加固溶Nb量，由此能够提高高温下的耐磨损性。
专利文献2提出了一种钢板，其以质量％计含有0.10％～0.45％的C，适量含有Si、Mn、P、S、N，进一步含有0.10％～1.0％的Ti，其中，每1mm2含有400个以上具有0.5μm以上大小的TiC析出物或TiC与TiN、TiS的复合析出物，且通过特定式表示的Ti*为0.05％以上且低于0.4％。
专利文献3中提出了一种加工性优异的耐磨损钢板，其以质量％计含有0.05～0.35％的C，适量含有Si、Mn、Al，进一步含有0.1％～1.2％的Ti，其中，通过特定式表示的DI*低于60，以铁素体相-贝氏体相为基体相，在该基体相中分散有硬质相。
专利文献2、3中记载，根据上述技术，通过凝固时生成以粗大的TiC为主体的析出物，能够廉价地提高耐磨损性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利4590012号公报
专利文献2：日本专利3089882号公报
专利文献3：日本特开2010－222682号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，对于专利文献1中记载的技术而言，由于实施淬火工序而形成了马氏体组织，因此硬度为HB360以上的高硬度，不能认为加工性良好。另外，专利文献1中记载的技术大量添加了合金元素，因此合金成本增加。
对于专利文献2、3中记载的技术而言，由于凝固时形成粗大的TiC，因此需要在轧制前实施钢坯表面修整，制造成本增加。另外，专利文献2、3中记载的技术的耐高温磨损性不明确。
因此，本发明的目的在于提供廉价、具有优异的加工性、且耐磨损性优异的厚钢板及其制造方法。
用于解决课题的方案
本发明人等为了实现上述目的，对各种因素对于耐磨损性的影响进行了深入研究。其结果发现，通过使钢材的组成适当化，将以成分组成中多个合金元素含量的总计来定义的值设为一定值，且形成贝氏体相的面积分率为60％以上、贝氏体相中的岛状马氏体的面积分率为5％以上且低于20％、剩余为铁素体相、珠光体、马氏体相的一种或两种以上的钢组织，能够不使钢材过度高硬度化，而在具有良好加工性的同时具备优异的耐磨损性。
本发明是基于上述见解并进一步研究而完成的。即本发明的要旨如下。
[1]一种耐磨损性优异的厚钢板，其以质量％计含有如下组成：
C：0.200～0.350％、
Si：0.05～0.45％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.005～0.100％，
且由下述式(1)定义的CI满足40以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述厚钢板具有如下钢组织：
贝氏体相的面积分率为60％以上，贝氏体相中的岛状马氏体以相对于组织总体的面积分率计为5％以上且小于20％，
剩余部分由铁素体相、珠光体、马氏体相中的一种或两种以上构成，
CI＝60C+8Si+22Mn+10(Cu+Ni)+14Cr+21Mo+15V···(1)
式中，各合金元素为含量(质量％)，其中，未含有的元素的含量为零。
[2]根据[1]所述的耐磨损性优异的厚钢板，其以质量％计还含有选自下述成分中的一种以上：
Cu：0.03～1.00％、
Ni：0.03～2.00％、
Cr：0.05～2.00％、
Mo：0.05～1.00％、
V：0.005～0.100％、
Nb：0.005～0.100％、
Ti：0.005～0.100％、
B：0.0003～0.0030％。
[3]根据[1]或[2]所述的耐磨损性优异的厚钢板，其以质量％计还含有选自下述成分中的一种以上：
REM：0.0005～0.0080％、
Ca：0.0005～0.0050％、
Mg：0.0005～0.0050％。
[4]一种耐磨损性优异的厚钢板的制造方法，该方法包括：
将包含[1]～[3]中任一项所述的钢组成的铸片或钢片加热至950～1250℃，然后进行在Ar3以上温度结束的热轧，并在热轧之后立即以5℃/秒以上的冷却速度加速冷却至400℃～650℃。
[5]一种耐磨损性优异的厚钢板的制造方法，该方法包括：
将包含[1]～[3]中任一项所述的钢组成的铸片或钢片加热至950～1250℃，然后进行热轧，进行自然冷却直至低于400℃，然后再加热至Ac3～950℃，并在再加热之后立即以5℃/秒以上的冷却速度进行冷却直至400℃～650℃。发明的效果
根据本发明，能够容易且稳定地制造加工性优异、稳定地具有优异的耐磨损性的耐磨损钢板，在工业上具有显著的效果。
附图说明
图1是说明磨损试验机的图。
具体实施方式
本发明中对成分组成和钢组织进行限定。
[成分组成]
在说明中，％为质量％。
C：0.200～0.350％
C(碳)是有助于岛状马氏体生成的元素，是用于得到优异的耐磨损性的重要元素。C含量低于0.200％时不能充分地获得上述效果。另一方面，C含量超过0.350％时，焊接性及加工性降低。因此，将C含量限定在0.200～0.350％的范围。需要说明的是，优选为0.210～0.300％。
Si：0.05～0.45％
Si(硅)是作为钢水的脱氧剂而发挥作用的有效的元素，而且是具有使淬火性提高、有助于岛状马氏体生成的作用的有效元素。为了确保这样的效果，将Si含量设为0.05％以上。另一方面，Si含量超过0.45％时，焊接性降低。因此，Si含量限定在0.05～0.45％的范围。需要说明的是，优选为0.15～0.40％。
Mn：0.50～2.00％
Mn(锰)是具有使淬火性提高、有助于岛状马氏体生成的作用的有效元素。为了确保这样的效果，需要将Mn含量设为0.50％以上。另一方面，Mn含量超过2.00％时，导致焊接性降低，大量生成在弯曲等加工时成为破坏起点的MnS。因此，Mn含量限定在0.50～2.00％的范围。需要说明的是，优选为0.60～1.70％。
P：0.020％以下
P(磷)在钢中大量含有时会导致韧性降低。因此，优选P含量尽可能降低。在本发明中，P含量可以允许至0.020％。因此，P含量限定为0.020％以下。需要说明的是，过度降低P含量会导致精炼成本高涨，因此优选P含量为0.005％以上。
S：0.005％以下
S(硫)在钢中大量含有时，作为MnS析出，不仅导致韧性变差，而且在加工时成为破坏的起点。因此，优选S含量尽可能降低。在本发明中，S含量可以允许至0.005％。因此，S含量限定在0.005％以下。需要说明的是，过度降低S含量会导致精炼成本高涨，因此优选为0.0005％以上。
Al：0.005～0.100％
Al(铝)是作为钢水的脱氧剂而发挥作用的有效元素。为了获得这样的效果，需要含有0.005％以上。Al含量低于0.005％时，不能充分地获得这些效果。另一方面，Al含量超过0.100％时，焊接性、韧性降低。因此，Al含量限定在0.005～0.100％的范围。需要说明的是，优选为0.015～0.040％。
CI＝60C+8Si+22Mn+10(Cu+Ni)+14Cr+21Mo+15V≥40
式中，各合金元素表示含量(质量％)，未含有的元素作为零计算。
CI低于40时，淬火性不足，不形成上述钢组织，无法得到良好的耐磨损性。因此，CI限定在40以上。需要说明的是，优选为44以上。另外，CI过大时，淬火性过高，马氏体的生成量增多，有时不能形成上述钢组织，因此优选CI为80以下，更优选为75以下。
上述成分为基本成分组成，余量为Fe及不可避免的杂质。在本发明中，为了使特性提高，可以选择含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Ti、B、REM、Ca、Mg中的1种或2种以上作为选择元素。
Cu：0.03～1.00％、
Cu(铜)是具有使淬火性提高、有助于岛状马氏体生成的效果的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.03％以上。另一方面，Cu含量超过1.00％时，热加工性降低，制造成本也高涨。因此，在含有Cu的情况下，优选将Cu含量限定在0.03～1.00％的范围。需要说明的是，从抑制热加工性降低、降低成本的观点考虑，更优选限定在0.03～0.50％的范围。
Ni：0.03～2.00％、
Ni(镍)是使淬火性提高，同时有助于提高低温韧性的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.03％以上。另一方面，Ni含量超过2.00％时，制造成本上升。因此，在含有Ni的情况下，优选将Ni含量限定在0.03～2.00％的范围。需要说明的是，从成本降低的观点考虑，更优选限定在0.03～0.50％的范围。
Cr：0.05～2.00％、
Cr(铬)是具有使淬火性提高、有助于岛状马氏体生成的效果的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，Cr含量超过2.00％时，焊接性降低，并且制造成本高涨。因此，含有Cr的情况下，将Cr含量限定在0.05～2.00％的范围。此外，优选为0.07～1.50％，更优选为0.20～1.00％的范围。
Mo：0.05～1.00％、
Mo(钼)是具有使淬火性提高、有助于岛状马氏体生成的效果的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，Mo含量超过1.00％时，焊接性降低，制造成本也高涨。因此，在含有Mo的情况下，将Mo含量限定在0.05～1.00％的范围。需要说明的是，优选为0.10～0.80％，更优选为0.20～0.50％。
V：0.005～0.100％
V(钒)是提高淬火性，并且作为碳氮化物析出，通过使组织微细化的效果而有助于韧性提高的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，V含量超过0.100％时，焊接性降低。因此，含有V的情况下，将V含量限定在0.005～0.100％的范围。
Nb：0.005～0.100％
Nb(铌)是作为碳氮化物析出，且经由组织的微细化而有助于有效地提高韧性的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，Nb含量超过0.100％时，焊接性降低。因此，在含有Nb的情况下，将Nb含量限定在0.005～0.100％的范围。需要说明的是，从组织微细化的观点考虑，优选为0.010～0.030％的范围。
Ti：0.005～0.100％
Ti(钛)是作为TiN析出，且经由固溶N的固定而有助于提高韧性的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，Ti含量超过0.100％时，粗大的碳氮化物析出，韧性降低。因此，在含有Ti的情况下，将Ti含量限定在0.005～0.100％的范围。需要说明的是，从降低成本的观点考虑，优选限定在0.005～0.030％的范围。
B：0.0003～0.0030％、
B(硼)是微量含有且有助于提高淬火性的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.0003％以上。另一方面，B含量超过0.0030％时，韧性降低。因此，在含有B的情况下，将B含量限定在0.0003～0.0030％的范围。
REM：0.0005～0.0080％
REM(稀土元素)固定S而抑制成为韧性降低及加工时破坏的原因的MnS。为了获得这样的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，REM含量超过0.0080％时，钢中夹杂物量增加，导致韧性降低。因此，在含有REM的情况下，将REM含量限定在0.0005～0.0080％的范围。需要说明的是，优选为0.0005～0.0020％。
Ca：0.0005～0.0050％、
Ca(钙)固定S而抑制成为韧性降低及加工时破坏的原因的MnS。为了获得这样的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，Ca含量超过0.0050％时，钢中夹杂物量增加，导致韧性降低。因此，在含有Ca的情况下，将Ca含量限定在0.0005～0.0050％的范围。需要说明的是，优选为0.0005～0.0030％。
Mg：0.0005～0.0050％
Mg(镁)固定S而抑制成为韧性降低及加工时破坏的原因的MnS。为了获得这样的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，Mg含量超过0.0050％时，钢中夹杂物量增加，导致韧性降低。因此，在含有Mg的情况下，优选将Mg含量限定在0.0005～0.0050％的范围。需要说明的是，优选为0.0005～0.0040％。
[钢组织]
作为钢组织，以面积分率(有时称为面积率)计含有60％以上的贝氏体相，另外，贝氏体相中的岛状马氏体以相对于组织总体的面积分率计含有5％以上且低于20％，剩余部分由铁素体相、珠光体及马氏体相中的一种或两种以上构成。通过形成这样的组织分率，能够提高钢板的塑性变形性能，可以得到良好的加工性。另外，即使不将钢板制成过度高硬度，也能够得到优异的耐磨损性。
贝氏体相：以面积分率计为60％以上
贝氏体相的分率以面积分率计低于60％时，不能确保希望的耐磨损性、加工性。因此，将贝氏体相的含量以面积分率计设为60％以上。优选为80％以上。
岛状马氏体：以面积分率计为5％以上且低于20％
岛状马氏体在贝氏体相中微细分散，具有高硬度，因此有助于耐磨损性的提高。岛状马氏体的分率以相对于组织总体的面积分率计低于5％时，不能确保希望的耐磨损性。另一方面，在上述面积分率为20％以上时，耐磨损性的提高效果饱和，导致钢板的硬度过度提高，加工性、韧性变差。因此，上述面积分率设为5％以上且低于20％。需要说明的是，由于岛状马氏体生成于贝氏体相的板条间或在贝氏体相的晶界，且是微小的，因此用光学显微镜难以分离贝氏体相和岛状马氏体。因此，岛状马氏体被认为是贝氏体相的一部分。即，在上述贝氏体相的面积分率的计算中，在贝氏体相的面积内包含岛状马氏体的面积。其中，岛状马氏体的面积分率以相对于组织总体的面积分率进行计算。
钢组织的贝氏体相以外的剩余部分为铁素体相、珠光体及马氏体相中的一种或两种以上。
接着，对本发明的厚钢板的制造方法进行说明。
在对上述成分组成的钢原材料进行铸造后保持在给定温度的情况下，不冷却而直接加热，进行热轧，制成希望尺寸形状的钢板，或者冷却后加热，进行热轧，制成希望尺寸形状的钢板。钢原材料的制造方法不需要特别限定，优选通过转炉等公知的熔炼方法熔炼钢水，并利用连续铸造法等公知的铸造方法制成给定尺寸的钢坯。也可以利用铸锭-开坯法制成钢坯。
钢坯加热温度限定在950～1250℃的范围。在低于950℃时，变形阻力高，轧制负载过大，阻碍轧制效率。另外，为了稳定地获得耐磨损特性，需要在钢板整体上均匀地生成岛状马氏体。在低于950℃时，存在于钢原材料中的微偏析部的C、Mn等偏析元素的扩散不充分，岛状马氏体优先生成于偏析部，在分布上产生不均匀。另一方面，在超过1250℃的高温时，导致过量的氧化皮生成所导致的成品率降低及能量消耗量增大，因此，加热温度限定在950～1250℃的范围。需要说明的是，钢坯加热温度是通过热传递-热传导计算而求出的钢坯在厚度方向的平均温度。钢坯在厚度方向的平均温度与板厚1/4位置的温度基本上相等。
热轧将终轧温度设为Ar3以上。终轧温度低于Ar3时，生成铁素体，未生成足够量的贝氏体。因此，终轧温度设为Ar3以上。另外，终轧温度过高时，奥氏体晶粒生长，奥氏体粒径变得粗大。因此，淬火性变得过高，马氏体的生成量过多，难以得到希望的组织。因此，终轧温度的上限优选为930℃以下。需要说明的是，Ar3相变点可以通过从奥氏体冷却时的热膨胀曲线测定。另外，终轧温度是钢板表面温度。
完成热轧之后立即开始加速冷却。“立即”是指完成热轧之后30秒钟以内。冷却速度为5℃/秒以上，冷却停止温度设为400℃～650℃。冷却速度低于5℃/秒时，生成铁素体，未生成足够量的贝氏体，因此设为5℃/秒以上。另外，冷却速度的上限没有特别限定，加速冷却中的冷却速度的上限由钢板表面的热传递决定，因此，实际上冷却速度为80℃/秒以下。需要说明的是，冷却速度是指在板厚1/4位置从加速冷却开始至加速冷却结束的平均冷却速度。在本发明中，以板厚1/4位置的温度限定冷却开始温度、冷却速度、冷却停止温度，这是由于，可以认为板厚1/4位置的温度表示钢板表面的温度与钢板板厚1/2的温度的中间的温度，表示钢板的板厚总体的平均温度。
冷却停止温度低于400℃时，贝氏体相变结束，因此未生成足够量的岛状马氏体。另一方面，冷却停止温度超过650℃时，C被消耗于其后的自然冷却时生成的珠光体，未生成足够量的岛状马氏体。因此，冷却停止温度设为400～650℃。需要说明的是，冷却停止温度是板厚1/4位置的加速冷却结束时的温度。
可以在热轧结束之后将铁素体相变或贝氏体相变结束的板厚1/4位置的温度自然冷却至低于400℃，然后再加热至Ac3以上且950℃以下，然后进行上述加速冷却，以此来代替在热轧完成之后实施加速冷却的工序。加速冷却的开始必须在钢板的温度下降、铁素体相变开始之前进行。因此，优选从再加热炉取出钢板之后，在30秒钟以内进行。
再加热温度低于Ac3时，不会充分发生从铁素体向奥氏体的逆相变。由于需要在再加热时使钢板整体相变为奥氏体，因此，在钢板的1/2t位置加热至Ac3以上。再加热温度超过950℃时，奥氏体粒径粗大化而对韧性造成不良影响，导致能量消耗量增大。因此，再加热温度设为Ac3以上且950℃以下。再加热温度为钢板的1/2t位置的温度，根据热传递-热传导计算来求出。需要说明的是，Ac3相变点可以通过从铁素体向奥氏体加热时的热膨胀曲线来测定。
实施例
在真空熔化炉内熔炼表1所示的组成的钢水，在铸模中铸造，得到了150kg钢锭(钢坯)。将得到的钢坯加热并热轧，然后进行加速冷却。需要说明的是，一部分钢板进行了如下处理：在热轧结束之后，进行自然冷却，再进行再加热，然后进行加速冷却。
从得到的钢板采集试验片，实施组织观察、磨损试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察
从得到的钢板的板厚1/4位置以观察面为与轧制方向平行方向剖面的方式采集组织观察用试验片，然后抛光至镜面，通过硝酸乙醇腐蚀液使组织露出。然后，使用光学显微镜以400倍的倍率随机观察、拍摄3个视野，通过肉眼观察鉴定贝氏体相，计算出面积率(贝氏体分率)。进一步，将相同的组织观察用试验片再次进行镜面抛光，利用2步蚀刻法使岛状马氏体露出。然后，使用扫描电子显微镜以2000倍的倍率从形成了贝氏体组织的部位观察、拍摄10个视野，使用图像分析软件计算出岛状马氏体的面积率(岛状马氏体分率)。需要说明的是，贝氏体相、岛状马氏体的面积率是相对于组织总体的面积率。
(2)磨损试验
以距钢板表面0.5mm的位置为试验面(磨损面)的方式从得到的钢板采集磨损试验片(大小：10mm厚×25mm宽×75mm长)，将其安装于图1所示的磨损试验机实施了磨损试验。
以与试验机转子的转轴垂直、且25mm×75mm的面为旋转圆的圆周切线方向的方式安装磨损试验片，然后将磨损材料导入内部。磨损材料使用平均粒径30mm的硅石。
试验条件在转子：600转/分、转鼓：45转/分的条件下分别使其旋转来进行。转子的转速在旋转总计10000转之后结束了试验。试验结束后测定了各试验片的重量。计算出试验后的重量与初期重量之差(＝重量减少量)，以SS400(JIS G3101普通结构用轧制钢材)的重量减少量为基准值，计算出耐磨损比(＝(基准值)/(试验片的重量减少量))。将耐磨损比为1.5以上的情况评价为“耐磨损性优异”。
(3)弯曲加工性
基于JIS Z2248(2006年)，使用钢材试样(宽100mm×长300mm×钢板的原厚度；tmm)，在弯曲半径2.0t(t＝板厚)的条件下进行基于压力弯曲法的180度弯曲试验。通过肉眼观察，如果在弯曲试验后的试样上没有裂伤、其它缺陷，则弯曲加工性良好。
按照制造条件将上述试验项目的结果示于表2。对于No.1～15、17、18、20的本发明例而言，耐磨损比为1.5以上，可以确认优异的耐磨损性。另一方面，比较例No.16的钢组织的贝氏体分率和岛状马氏体分率不满足本发明的限定，弯曲加工性差。另外，比较例No.19的钢组织的贝氏体分率和岛状马氏体分率不满足本发明的限定，耐磨损性差。对于No.21～23而言，钢组织中的岛状马氏体分率不满足本发明的限定，耐磨损性差。

Claims (5)

1.一种厚钢板，其以质量％计含有如下组成：
C：0.200～0.350％、
Si：0.05～0.45％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.005～0.100％，
且由下述式(1)定义的CI满足40以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述厚钢板具有如下钢组织：
贝氏体相的面积分率为60％以上，贝氏体相中的岛状马氏体以相对于组织总体的面积分率计为5％以上且小于20％，
剩余部分由铁素体相、珠光体、马氏体相中的一种或两种以上构成，
CI＝60C+8Si+22Mn+10(Cu+Ni)+14Cr+21Mo+15V···(1)
式中，各合金元素为含量(质量％)，其中，未含有的元素的含量为零。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其以质量％计还含有选自下述成分中的一种以上：
Cu：0.03～1.00％、
Ni：0.03～2.00％、
Cr：0.05～2.00％、
Mo：0.05～1.00％、
V：0.005～0.100％、
Nb：0.005～0.100％、
Ti：0.005～0.100％、
B：0.0003～0.0030％。
3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其以质量％计还含有选自下述成分中的一种以上：
REM：0.0005～0.0080％、
Ca：0.0005～0.0050％、
Mg：0.0005～0.0050％。
4.一种厚钢板的制造方法，该方法包括：
将包含权利要求1～3中任一项所述的钢组成的铸片或钢片加热至950～1250℃，然后进行在Ar3以上温度结束的热轧，并在热轧之后立即以5℃/秒以上的冷却速度加速冷却至400℃～650℃。
5.一种厚钢板的制造方法，该方法包括：
将包含权利要求1～3中任一项所述的钢组成的铸片或钢片加热至950～1250℃，然后进行热轧，进行自然冷却直至低于400℃，然后再加热至Ac3～950℃，并在再加热之后立即以5℃/秒以上的冷却速度进行冷却直至400℃～650℃。
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