CN106232850A - 厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种即便板厚为100mm以上，板厚中心部的强度和韧性也优异的厚钢板。本发明是屈服强度为620MPa以上且板厚为100mm以上的厚钢板，其特征在于，具有含有规定量的C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Al、N、B以及O，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且碳当量CeqIIW为0.65以上的成分组成，具有板厚中心部的原始γ晶粒直径的最大值以当量圆直径计为150μm以下、板厚中心部的马氏体和贝氏体的合计面积率为80％以上的组织。

Description

厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及可用于建筑、桥梁、造船、海洋结构物、建筑与工业用机械、罐以及压力管道等钢制结构物的厚钢板及其制造方法。
背景技术
在建筑、桥梁、造船、海洋结构物、建筑与工业用机械、罐以及压力管道等各领域中使用的钢材，与钢结构物的形状对应地通过焊接精加工成所希望的形状。近年来，钢结构物的大型化显著进展，使用的钢材的高强度化、厚壁化得到显著发展。
要制造板厚为100mm以上且板厚中心部的强度和韧性优异的厚钢板的情况下，由于钢板较厚，故而板厚中心部的冷却速度降低，从而容易形成铁素体等较低强度的组织。因此，为了抑制这样的组织的生成，需要添加大量的合金元素。
特别是为了提高厚钢板的板厚中心部的强度和韧性，重要的是在淬火时使贝氏体组织或贝氏体与马氏体的混合组织在板厚中心部形成，因此，需要大量添加Mn、Ni、Cr、Mo等合金元素。
关于在本发明中作为对象的厚钢板，存在非专利文献1和非专利文献2，非专利文献1中记载了板厚210mm的厚钢板，另外，非专利文献2中记载了板厚180mm的厚钢板。
现有技术文献
非专利文献
非专利文献1:新日铁技报,348(1993),10-16
非专利文献2:日本钢管技报,107(1985),21-30
发明内容
然而，如上所述，为了改善板厚中心部的组织而大量添加Mn、Ni、Cr、Mo等合金元素的情况下，即使出于原始γ晶粒直径的微细化·整粒化的目的而实施热处理，也未必引起作为目的的原始γ晶粒直径的微细化，作为结果，存在在板厚中心部也无法获得充分的韧性的问题。
关于产生上述现象的原因，发明人等推断是由剪切型逆相变所引起的。即，在钢材的加热时，通常从原始γ晶界开始γ晶粒的成核·生长，与此相伴，发生原始γ晶粒直径的微细化·整粒化，但大量含有合金元素的情况下，存在很难引起这样的γ晶粒的成核·生长，而发生原始γ晶粒本身一下子逆相变为奥氏体的剪切型逆相变的情况。该部分保持γ晶粒粗大的状态。从该状态进行冷却而得到的贝氏体、马氏体成为粗大的组织。
然而，上述非专利文献1、2中均未记载解决热处理时的原始γ晶粒直径难以微细化的技术，从稳定制造板厚中心部的强度和韧性优异的厚钢板的观点考虑，仍存在技术上的课题。
鉴于上述课题，本发明的目的在于提供一种即使板厚为100mm以上，板厚中心部的强度和韧性也优异的厚钢板及其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题，以屈服强度为620MPa以上且板厚为100mm以上的厚钢板作为对象，对在板厚中心部得到优异的强度和韧性的钢板内部的微观组织控制因素进行了深入研究。其结果，得到以下见解。
(1)为了在与钢板表面相比冷却速度显著降低的板厚中心部得到良好的强度和韧性，重要的是通过适当选定钢板的成分组成，从而在已经降低的冷却速度下也可将微观组织形成马氏体和/或贝氏体组织。
(2)为了在板厚为100mm以上的厚钢板中得到上述组织，需要大量的合金成分，但碳当量为0.65％以上的情况下，在热处理时，特别容易产生原始γ晶粒直径变得难以微细化的现象，很难确保稳定的韧性。
(3)对热处理后的原始γ晶粒直径进行微细化，重要的是将热处理前的原始γ晶粒直径、即热轧之后的原始γ晶粒直径微细化，因此，必须选定适当的热轧条件。
(4)应予说明，为了改善板厚中心部的韧性，仅减小原始γ晶粒直径的平均值是不充分的，重要的是减小其最大晶粒直径。
本发明基于上述见解而完成，其主旨构成如下。
1.一种屈服强度为620MPa以上且板厚为100mm以上的厚钢板，其特征在于，具有下述的成分组成：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(其中，包括0％)、Ni：5.0％以下(其中，包括0％)、Al：0.080％以下(其中，包括0％)、N：0.0070％以下、B：0.0030％以下以及O：0.0025％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且，
满足以下的(1)的关系，
具有板厚中心部的原始γ晶粒直径的最大值以当量圆直径计为150μm以下、板厚中心部的马氏体和贝氏体的合计面积率为80％以上的组织。
CeqIIW＝[％C]+[％Mn]/6+([％Cu]+[％Ni])/15+([％Cr]+[％Mo]+[％V])/5≥0.65···(1)
其中，[％M]表示上述厚钢板中的元素M的含量(质量％)，在上述厚钢板中不含有该元素时为0。
2.根据上述1所述的厚钢板，其中，上述成分组成以质量％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Ti：0.005～0.020％中的1种或2种以上。
3.根据上述1或2所述的厚钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Mg：0.0001～0.002％、Ta：0.01～0.20％、Zr：0.005～0.1％、Y：0.001～0.01％、Ca：0.0005～0.0050％以及REM：0.0005～0.0100％中的1种或2种以上。
4.一种厚钢板的制造方法，其特征在于，具有：
将具有上述1～3中任一项所述的成分组成的板坯加热至Ac3点～1200℃的工序，
其后，将上述板坯以3道次以上进行热轧而得到板厚为100mm以上的钢板的工序，
其后，将上述钢板再加热至Ac3点～1050℃的工序，
其后，将上述钢板从Ar3点以上的温度骤冷至350℃以下的工序，
其后，以450℃～700℃的温度对上述钢板实施回火处理的工序；
以3道次或4道次进行上述热轧的情况下，将至少1道次的压下率设为8％以上，至少另1道次的压下率设为15％以上；以5道次以上进行上述热轧的情况下，将最终5道次中的至少3道次的压下率分别设为8％以上，从而得到上述1～3中任一项所述的厚钢板。
根据本发明，可得到板厚为100mm以上板厚中心部的强度和韧性也优异、故而钢整体的强度和韧性优异的厚钢板。因此，本发明大大有助于钢结构物的大型化及安全性的提高，在产业上具有显著效果。
具体实施方式
首先，对本发明的厚钢板的成分组成进行说明。应予说明，各元素的含量全部为质量％。
C：0.08～0.20％
C是对以低价获得结构用钢所要求的强度有用的元素，因此，C含量设为0.08％以上。另一方面，C含量超过0.20％时，钢板和焊接热影响部的韧性显著劣化，因此，C含量设为0.20％以下。C含量优选为0.08～0.14％。
Si：0.40％以下
Si是为了脱氧而添加的，但Si含量超过0.40％时，钢板和焊接热影响部的韧性显著劣化，因此，Si含量设为0.40％以下。Si含量优选为0.05～0.30％，更优选为0.10～0.30％。
Mn：0.5～5.0％
Mn是从确保钢板的强度和韧性的观点考虑而添加的，但是，如果Mn含量小于0.5％，则该效果充分，另一方面，Mn含量超过5.0％时，不仅钢板的韧性劣化，而且助长中心偏析，使板坯的孔隙率大型化。因此，Mn含量设为5.0％以下。Mn含量优选为0.6～2.0％，更优选为0.6～1.6％。
P：0.015％以下
P含量超过0.015％时，钢板和焊接热影响部的韧性显著劣化，因此，P含量限制在0.015％以下。本发明也包括不含有P的情况。
S：0.0050％以下
S含量超过0.0050％时，钢板和焊接热影响部的韧性显著劣化，因此，S含量限制在0.0050％以下。本发明也包括不含有S的情况。
Cr：3.0％以下(其中，包括0％)
Cr是对钢板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，Cr含量设为3.0％以下。Cr含量优选为0.1～2.0％。其中，Cr可以不必包含。
Ni：5.0％以下(其中，包括0％)
Ni是使钢板的强度和焊接热影响部的韧性提高的有益元素，但Ni含量超过5.0％时，经济性显著恶化，Ni含量设为5.0％以下。Ni含量优选为0.5～4.0％。其中，Ni可以不必包含。
Al：0.080％以下(其中，包括0％)
Al是为了将钢水充分脱氧而添加的，但Al含量超过0.080％时，在钢板中固溶的Al量变多而使钢板的韧性降低，所以，Al含量设为0.080％以下。Al含量优选为0.030～0.080％，更优选为0.030～0.060％。其中，Al可不必包含。
N：0.0070％以下
N具有通过与Ti等形成氮化物而将组织微细化而使钢板和焊接热影响部的韧性提高的效果，但N含量超过0.0070％时，在钢板中固溶的N量增大，钢板的韧性显著降低，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，所以，N含量设为0.0070％以下。N含量优选为0.0010～0.0050％，更优选为0.0010～0.0040％。
B：0.0030％以下
B具有通过在奥氏体晶界偏析而抑制来自晶界的铁素体相变、提高淬透性的效果，B含量超过0.0030％时，B以碳氮化物的形式析出而使淬透性降低，结果韧性降低，所以，B含量设为0.0030％以下。B含量优选为0.0003～0.0030％，更优选为0.0005～0.0020％。
O：0.0025％以下
O含量超过0.0025％时，在钢板中生成硬质的氧化物，韧性显著降低，所以，O含量设为0.0025％以下。O含量优选为0～0.0020％。
基于本发明的一个实施方式的厚钢板由以上的基本元素和剩余部分的Fe及不可避免的杂质构成。
另外，在本发明的另一实施方式中，除了上述的基本元素以外(即，与剩余部分Fe的一部分进行置换)，出于提高强度和韧性的目的，可以含有选自Cu、Mo、V和Ti中的1种或2种以上。
Cu：0.50％以下
Cu是在不损害韧性的情况下实现钢的强度的提高的有用元素，但Cu含量超过0.50％时，热加工时在钢板表面产生裂纹，所以添加Cu时，其含量优选为0.50％以下。
Mo：1.50％以下
Mo是对钢板的高强度化有效的元素，但Mo含量超过1.50％时，由于合金碳化物的析出而使硬度上升，韧性降低，因此，添加Mo时，其含量优选为1.50％以下。Mo含量更优选为0.020～0.80％。
V：0.200％以下
V对钢板的强度和韧性的提高有效，另外，因以VN的形式析出而也对降低固溶N有效，但V含量超过0.200％时，因硬质的VC的析出而导致韧性降低，所以，添加V时，其含量优选设为0.200％以下。V含量更优选为0.010～0.100％。
Ti：0.005～0.020％
Ti在加热时生成TiN，可有效抑制奥氏体的粗大化，使钢板和焊接热影响部的韧性提高。但是，Ti含量超过0.020％时，Ti氮化物粗大化而使钢板的韧性降低，因此，添加Ti时，其含量优选设为0.005～0.020％的范围。Ti含量更优选为0.008～0.015％。
在发明的又一实施方式中，除了上述基本元素以外(即，与剩余部分Fe的一部分进行置换)，进而出于改善材质的目的，可以含有选自Mg、Ta、Zr、Y、Ca以及REM中的1种或2种以上。
Mg：0.0001～0.002％
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原始γ晶粒的粗大化而对提高焊接部的韧性有效的元素。但是，Mg含量小于0.0001％时，该效果不足，另一方面，Mg含量超过0.002％时，夹杂物量增加而韧性降低，因此，添加Mg时，其含量优选设为0.0001～0.002％。Mg含量更优选为0.0001～0.015％。
Ta：0.01～0.20％
如果添加Ta则对强度提高有效。但是，Ta含量小于0.01％时该效果不足，另一方面，Ta含量超过0.20％时，由于生成析出物为使韧性降低，因此，添加Ta时，其含量优选设为0.01～0.20％。
Zr：0.005～0.1％
Zr是对钢板的强度提高有效的元素，但Zr含量小于0.005％时该效果不足，另一方面，Zr含量超过0.1％时，生成粗大的析出物而使韧性降低，因此，添加Zr时，其含量优选设为0.005～0.1％。
Y：0.001～0.01％
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原始γ晶粒的粗大化而对焊接部的韧性提高有效的元素。但是，Y含量小于0.001％时该效果不足，另一方面，Y含量超过0.01％时，夹杂物量增加而使韧性降低，因此，添加Y时，其含量优选设为0.001～0.01％。
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，为了发挥该效果，Ca含量设为0.0005％以上。但是，Ca含量超过0.0050％时，导致清洁度降低，韧性劣化。因而，添加Ca时，其含量优选设为0.0005～0.0050％。Ca含量更优选为0.0005～0.0025％。
REM：0.0005～0.0100％
REM与Ca同样也具有在钢板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，REM含量设为0.0005％以上。但是，REM含量超过0.0100％时，该效果饱和。因而，添加REM时，其含量优选设为0.0005～0.0100％。REM含量更优选为0.0005～0.0050％。
本发明是以特别容易发生上述剪切型逆相变、且难以进行原始γ晶粒直径的微细化·整粒化的钢种为对象。根据发明人等的研究，该钢种可以按碳当量进行分类，在用下式(1)定义的碳当量CeqIIW为0.65％以上的成分组成中，本发明可发挥优异的效果。因此，本发明中，以除了上述基本成分的组成范围以外，还满足碳当量CeqIIW为0.65％以上的成分组成的厚钢板为对象。
CeqIIW＝[％C]+[％Mn]/6+([％Cu]+[％Ni])/15+([％Cr]+[％Mo]+[％V])/5≥0.65···(1)
其中，[％M]表示厚钢板中的元素M的含量(质量％)，在上述厚钢板中不含有该元素时为0。应予说明，“不含有该元素”是因该元素的含量为检出限以下而无法把握的意思。
因而，不添加作为任意添加成分的Cu、Mo以及V的情况下，碳当量CeqIIW的计算使用以下所示的(1)’式来代替上述的(1)式。
CeqIIW＝[％C]+[％Mn]/6+[％Ni]/15+[％Cr]/5≥0.65···(1)’
接下来，对本发明的厚钢板的组织进行说明。
原始γ晶粒直径与韧性有很强的相关性，原始γ晶粒直径越大，韧性越降低。特别是由于破坏从粗大的原始γ晶粒开始进行，所以，原始γ晶粒直径的微细化、整粒化尤为重要。本发明中，通过将板厚中心部的原始γ晶粒直径的最大值以当量圆直径计设为150μm以下，从而能够稳定地确保所希望的韧性。板厚中心部中的原始γ晶粒直径的最大值优选为120μm以下。应予说明，本发明中，“板厚中心部”是指沿板厚方向距离钢板的表面为板厚的45～55％的深度的区域(板厚中心的10％的厚度区域)。应予说明，在现有技术中，不能希求将板厚中心部的原始γ晶粒直径的最大值减小至150μm以下。
对在板厚方向距离钢板的两表面为板厚的5％的厚度区域即板厚表层部没有特别限定，对于原始γ晶粒直径，如果将板厚中心部的原始γ晶粒直径的最大值设为150μm以下，则板厚表层部的原始γ晶粒直径的最大值也必然为150μm以下。
另外，就组织而言，重要的是形成马氏体和/或贝氏体组织。这点也与板厚中心部同样。具体而言，重要的是板厚中心部的马氏体和贝氏体的合计面积率为80％以上。该合计面积率小于80％时，无法充分获得板厚中心部的韧性。组织的剩余部分为铁素体、珠光体等。
本发明中，“板厚中心部的马氏体和贝氏体的合计面积率”是对从板厚中心部采集的试样进行组织观察而确定的。具体而言，通过使用扫描式电子显微镜，以3000倍观察50个视野以上，将组织定量化而确定。
本发明的厚钢板通过满足上述那样的成分组成和组织，即使板厚为100mm以上，板厚中心部的强度和韧性也优异。具体而言，可实现屈服强度为620MPa以上且-40℃时的钢板的韧性(vE-40)为170J以上。或者，能够实现屈服强度为690MPa以上且-40℃时的钢板的韧性(vE-40)为100J以上。板厚的上限没有特别限定，但为通常的厚钢板时，板厚为300mm以下。
接下来，对本发明的厚钢板的制造方法进行说明。应予说明，温度(℃)是板厚中心部的温度的意思。
轧制用钢坯材
用转炉、电炉、真空熔炼炉等通常的方法对调整成上述成分组成的钢水进行熔炼后，用连续铸造法、铸锭法等通常的铸造方法形成板坯、方坯等轧制用的钢坯材。另外，存在轧制机的载荷等制约的情况下，也可以进行开坯轧制，减小钢坯材的板厚。
钢坯材的加热温度：Ac3点～1200℃
接着，将钢坯材加热至Ac3点～1200℃。将钢坯材加热至Ac3相变点以上是为了将钢均匀地形成奥氏体组织一相，作为具体的加热温度，优选为1000℃～1200℃。应予说明，Ac3相变点使用根据下式(2)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]···(2)
其中，[％M]表示钢坯材中的元素M的含量(质量％)。
热轧条件
接着，对钢坯材进行热轧而得到板厚为100mm以上的钢板。对于对于作为本发明的对象的、在热处理时难以进行原始γ晶粒直径的微细化、整粒化的成分，重要的是在热轧时抑制粗大的原始γ晶粒的形成。为了使原始γ晶粒微细化，有效的是促进γ区域的再结晶，特别有效的是在轧制后段的再结晶。制作难以利用热轧充分进行加工的板厚100mm以上的厚钢板时，优选实施至少5道次的热轧，更优选为6道次～11道次。此时，通过将最终5道次中的至少3道次的压下率分别设为8％以上，从而可有效促进板厚中心部的再结晶，能够抑制粗大的原始γ晶粒的形成。另外，更有效的是连续进行压下率8％以上的道次。
受到钢坯材的制约而很难进行5道次以上的热轧的情况下，进行3道次或4道次的热轧。此时，通过将至少1道次的压下率设为8％以上、至少另1道次的压下率设为15％以上，从而能够有效促进板厚中心部的再结晶，并抑制粗大的原始γ晶粒的形成。
热处理条件
接着，将钢板放置冷却至300℃以下的温度后，再加热至Ac3点～1050℃，其后，将钢板从Ar3点以上的温度骤冷至350℃以下。将再加热温度设为1050℃以下是因为在超过1050的高温下对钢板进行再加热时，奥氏体晶粒粗大化而使钢板的韧性显著降低。另外，再加热温度小于Ar3点时，钢板的韧性也降低。
将冷却停止温度设为350℃以下是因为冷却停止温度超过350℃时，在其后的空冷过程中会导致不均匀的碳化物生成，在回火时生成粗大的碳化物而使钢板的韧性劣化。应予说明，Ar3相变点使用根据下式(3)计算的值。
Ar3＝910-310[％C]-80[％Mn]-20[％Cu]-15[％Cr]-55[％Ni]-80[％Mo]···(3)
其中，[％M]表示钢坯材中的元素M的含量(质量％)。
板厚中心部的温度根据板厚、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部的温度。
骤冷的方法在工业上通常是采用水冷，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。
回火处理条件
骤冷后，对钢板实施回火处理制成制品。回火温度设为450℃～700℃。回火温度小于450℃时，因低温回火脆性的影响导致韧性降低，另一方面，回火温度超过700℃时，各种碳化物析出，并且钢板的组织粗大化而导致强度的降低。
应予说明，工业上出于钢的强韧化的目的而有时进行重复淬火，本发明中也可以进行重复淬火。此时，在最终淬火时，优选在加热至Ac3点～1050℃后，骤冷至350℃以下，其后在450～700℃进行回火。
实施例
对具有表1中示出的钢号No.1～29的成分组成的钢(剩余部分为Fe及不可避免的杂质)进行熔炼，制成表2所示的材料厚度的连续铸造板坯。将各板坯以表2所示的条件进行热轧而制成表2所示的板厚的钢板。其后，以表2所示的条件对各钢板实施热处理(淬火-回火处理)，得到试样No.1～37的制品。将得到的制品钢板供于以下试验。
(拉伸试验)
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)。将结果示于表2。
(夏比冲击试验)
从各钢板的板厚中心部采集各3枚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，测定在-40℃的试验温度下进行夏比冲击试验时的吸收能(vE-40)，求出它们的平均值。将结果示于表2。
(原始γ晶粒直径的最大值)
从各钢板的板厚中心部采集将轧制方向切断面作为观察面的光学显微镜用样品，利用苦味酸使原始γ晶界现出，以200倍拍摄组织照片。对该照片中的全部原始γ晶粒的晶界进行跟踪，利用图像解析计算各原始γ晶粒的当量圆直径，求得其最大值。将结果示于表2。
(马氏体和贝氏体的合计面积率)
用已叙述的方法求得马氏体和贝氏体的合计面积率。将结果示于表2。
[表1]
[表2]
如表2所示，确认了成分组成、原始γ晶粒直径的最大值、以及马氏体和贝氏体的合计面积率全部满足本发明的要件的发明例(试样No.1～21)都是YS为620MPa以上、TS均为720MPa以上、-40℃时的韧性(vE-40)为170J以上，或者YS为690MPa以上、TS为720MPa以上、-40℃时的韧性(vE-40)为100J以上，钢板的强度和韧性优异。
与此相对，确认了成分组成脱离了本发明的范围的比较例(试样No.20～29)、以及制造条件脱离了本发明的范围的结果、钢板的组织脱离了本发明的范围的比较例(试样No.32～37)中，YS、TS和韧性中的至少任一个差。

Claims (4)

1.一种屈服强度为620MPa以上且板厚为100mm以上的厚钢板，其特征在于，具有下述的成分组成：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％以下且包括0％、Ni：5.0％以下且包括0％、Al：0.080％以下且包括0％、N：0.0070％以下、B：0.0030％以下、以及O：0.0025％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且，
具有满足以下的(1)的关系，
具有板厚中心部的原始γ晶粒直径的最大值以当量圆直径计为150μm以下、板厚中心部的马氏体和贝氏体的合计面积率为80％以上的组织，
CeqIIW＝[％C]+[％Mn]/6+([％Cu]+[％Ni])/15+([％Cr]+[％Mo]+[％V])/5≥0.65···(1)
其中，[％M]表示所述厚钢板中的元素M的含量，含量以质量％计，在所述厚钢板中不含有该元素时为0。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其中，所述成分组成以质量％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Ti：0.005～0.020％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Mg：0.0001～0.002％、Ta：0.01～0.20％、Zr：
0.005～0.1％、Y：0.001～0.01％、Ca：0.0005～0.0050％以及REM：
0.0005～0.0100％中的1种或2种以上。
4.一种厚钢板的制造方法，其特征在于，具有如下工序：
将具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢坯材加热至Ac3点～1200℃的工序，
其后，将所述钢坯材以3道次以上进行热轧而得到板厚为100mm以上的钢板的工序，
其后，将所述钢板再加热至Ac3点～1050℃的工序，
其后，将所述钢板从Ar3点以上的温度骤冷至350℃以下的工序，
其后，以450℃～700℃的温度对所述钢板实施回火处理的工序；
所述热轧进行3道次或4道次的情况下，将至少1道次的压下率设为8％以上、至少另1道次的压下率设为15％以上；所述热轧进行5道次以上的情况下，将最终5道次中的至少3道次的压下率分别设为8％以上，从而得到权利要求1～3中任一项所述的厚钢板。
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