TWI525199B - 厚鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

厚鋼板及其製造方法
本發明是有關於用於船舶、海上建築物、建築、鋼管領域等各種鋼建築物中，尤其是有關於較佳作為應用高熱輸入焊接(high heat input welding)的厚鋼板及其製造方法者。
關於船舶、海上建築物、建築、鋼管領域等中所使用的鋼建築物，一般而言是藉由焊接接合而最後加工成所需形狀的建築物。因此，就確保安全性的觀點而言，該些建築物除被要求確保成為所使用的鋼材基礎的母材特性，亦即強度、韌性、伸展性(stretch)優異外，亦被要求焊接部的特性，主要是接頭強度、接頭韌性優異。
進而，近年來，所述船舶或鋼建築物存在大型化的傾向，因而要求所使用的鋼材亦高強度化或厚壁化，另一方面，抑制由鋼材重量的大幅增加所致的供應成本增加的觀點亦受到矚目。因此，採用所應用的鋼板的強度、板厚不會過大的設計，且焊接施工中應用潛弧焊接(submerged arc welding)或電氣(Electrogas)焊接、電渣(Electroslag)焊接等以高效率進行高 熱輸入的焊接方法，從而使得整體製造成本合理化。具體而言，以所述高熱輸入焊接的應用作為前提，預料如下鋼板的應用會擴大，即，該鋼板的強度或板厚不會過大，就強度級別(class)而言拉伸強度達到550N/mm2~750N/mm2級左右為止，且板厚為50mm以下。
一般而言，以提高鋼板的特性或削減合金元素、進而省略熱處理等為目的，藉由將控制軋延與加速冷卻加以組合而成的所謂熱機械控制製程(Thermo Mechanical Control Process，TMCP)技術來製造所述強度級別、板厚的厚鋼板。TMCP技術可確保高冷卻速度，因而具有以相對低的成分便可確保母材強度的優點。另一方面，與鋼板內部相比，鋼板的表面被驟冷，因而比起鋼板內部而鋼板表面附近的硬度增高，從而有時在板厚方向的硬度分佈中會產生不均。而且，亦存在加速冷卻在整個鋼板上不均勻的情況，從而擔心對鋼板內的材質均勻性，具體而言對鋼板的伸展特性造成影響。
為了解決所述問題，以前作為TMCP技術的一環，提出有各種解決方法，例如專利文獻1中揭示了如下方法：在進行加速冷卻時，將冷卻速度控制成3℃/s~12℃/s這樣的相對低的冷卻速度，藉此抑制表面的硬度相對於板厚中心部的上升。而且，專利文獻2中揭示了如下的鋼板的製造方法：在冷卻過程中，在肥粒鐵(ferrite)析出的溫度區待機，藉此使鋼板的組織為肥粒鐵與變韌鐵(bainite)的2相組織，從而降低了表層與板厚中心部的硬 度之差，且板厚方向的材質差小。進而，就著眼於鋼板表面的鏽皮(scale)性狀與鋼板的加速冷卻時的冷卻速度的視點考慮，專利文獻3、專利文獻4中揭示了如下方法：在即將冷卻前進行除鏽(descaling)，藉此減少由鏽皮性狀引起的冷卻不均，從而改善鋼板形狀。該些技術均解釋為如下技術，即，確保材質均勻性，並且亦同時達成藉由將結晶粒微細化而實現的高韌化。
另一方面，存在如下傾向，即，如所述般在鋼板的焊接施工中應用施工效率高的高熱輸入焊接。然而，在藉由高熱輸入焊接而形成的焊接熱影響部(亦稱作HAZ[Heat Affected Zone])中會同時發生：由所述各種控制軋延、加速冷卻製程中的結晶粒微細化效應消失而引起的接頭韌性的降低，或由接頭軟化區域的形成而引起的接頭強度的降低，從而尋求一併解決該些問題的對策。
作為其中廣為人知的對策，有如下技術或方法，即，在焊接中的高溫區使相對穩定的TiN微細分散於鋼中，藉此抑制沃斯田鐵粒(austenite)的粗大化；或如專利文獻5所記載般，藉由在鋼中添加適量的Ti、B，而填補接頭低溫韌性的降低。
進而，如專利文獻6所記載般，揭示了如下方法，即，藉由將鋼中的Nb添加量最佳化，而同時實現鋼板的高強度化與接頭特性、尤其是HAZ韌性。然而，由專利文獻5、專利文獻6為代表的高熱輸入焊接對策方法中，對鋼板材質的均質性所造成的影響並未得到驗證。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特公平7-116504號公報
專利文獻2：日本專利第3911834號公報
專利文獻3：日本專利特開平9-57327號公報
專利文獻4：日本專利第3796133號公報
專利文獻5：日本專利特開2005-2476號公報
專利文獻6：日本專利特開2011-074448號公報
本發明鑒於所述現狀開發而成，提供板厚為50mm以下的厚鋼板及其有利的製造方法，所述厚鋼板具備高熱輸入焊接接頭部所要求的各特性，並且可減輕鋼板的板厚方向及板寬方向上的硬度的不均，藉此提高了鋼板的材質、特別是其總厚度伸展特性。
本發明是為了解決所述課題，除將作為高熱輸入焊接對策的成分設計加以適當化外，亦對用以提高鋼板內的材質均質性的製造條件進行了研究，且對為了滿足規定的均質性而應具備的材質臨限值進行了多個實驗及研究之後而獲得。亦即，本發明為：
1.一種高熱輸入焊接特性與材質均質性優異的厚鋼板，其特徵在於：具有如下成分組成，即，以質量%計含有C：0.030%~ 0.080%、Si：0.01%~0.10%、Mn：1.20%~2.40%、P：0.008%以下、S：0.0005%~0.0040%、Al：0.005%~0.080%、Nb：0.003%~0.040%、Ti：0.003%~0.040%、N：0.0030%~0.0100%、B：0.0003%~0.0030%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，且，板厚方向與板寬方向上的各自的維氏硬度(HV)的變動範圍：△HV為30以下。
2.如1所述的高熱輸入焊接特性與材質均質性優異的厚鋼板，其特徵在於：進而以質量%計含有Cu：1.00%以下、Ni：1.00%以下、Cr：1.00%以下、Mo：0.50%以下、V：0.10%以下中的1種或2種以上。
3.如1或2所述的高熱輸入焊接特性與材質均質性優異的厚鋼板，其特徵在於：進而以質量%計含有Ca：0.0005%~0.0050%、Zr：0.001%~0.020%、稀土金屬(Rare Earth Metal，REM)：0.001%~0.020%中的1種或2種以上。
4.一種高熱輸入焊接特性與材質均質性優異的厚鋼板的製造方法，所述厚鋼板的板厚方向與板寬方向上的各自的維氏硬度(HV)的變動範圍：△HV為30以下，所述厚鋼板的製造方法的特徵在於：將如1至3中任一項所述的成分組成的鋼原材料加熱至1000℃~1300℃後，進行熱軋，在鋼板表面的噴射流的碰撞壓為1MPa以上的條件下使噴射流碰撞至鋼板表面，藉此進行除鏽，然後立即以鋼板的平均冷卻速度：10℃/s以上、鋼板的平均冷卻停止溫度：200℃~600℃進行加速冷卻。
5.如4所述的厚鋼板的製造方法，其特徵在於：在加速冷卻停止後，以Ac1變態點以下進行回火。
根據本發明，獲得材質均質性與高熱輸入焊接接頭特性兩者優異的厚鋼板及其製造方法，從而於產業上極為有用。
以下，對本發明的限定條件進行說明。另外，化學成分中的%均設為質量%。
C：0.030%~0.080%
C為提高鋼材的強度的元素，為了確保作為建築用鋼所需的強度，需要添加0.030%以上。另一方面，若超過0.080%，則高熱輸入焊接HAZ中容易生成島狀麻田散鐵，因而上限設為0.080%。較佳為0.040%~0.070%的範圍。
Si：0.01%~0.10%
Si是作為熔化鋼時的脫氧劑而添加的元素，需要添加0.01%以上。然而，若超過0.10%，則在高熱輸入焊接HAZ中會生成島狀麻田散鐵，從而容易導致韌性的降低。藉此，Si設為0.01%~0.10%的範圍。
Mn：1.20%~2.40%
Mn與C同樣地是提高鋼板母材的強度的元素，為了確保作為 建築用鋼所需的強度，而需要添加1.20%以上。而且，因與其他合金成分相比價格低，故積極的添加為有效。然而，若超過2.40%則淬火性變得過剩，母材韌性降低並且破壞焊接性。因此Mn量設為1.20%~2.40%。較佳為1.50%~2.20%的範圍。
P：0.008%以下
P是作為雜質而在鋼中含有的元素之一。然而，為了降低鋼板母材及高熱輸入HAZ部的韌性，設為0.008%以下。考慮到原材料熔化時的經濟性，較佳為在儘可能的範圍內降低其含量。
S：0.0005%~0.0040%
S與P同樣地是作為雜質而在鋼中含有的元素之一。與P不同的是，在作為MnS或CaS、REM-S等硫化物而存在的情況下，會成為肥粒鐵的生成核，從而實現使高熱輸入HAZ部韌性提高的效果。該效果在添加0.0005%以上時有效。另一方面，過剩的添加會導致生成大量的硫化物，從而會降低母材韌性。因此，S量設為0.0005%~0.0040%的範圍。
Al：0.005%~0.080%
Al是為了鋼的脫氧而添加的元素，需要含有0.005%以上。另一方面，若添加超過0.080%，則夾雜物量變得過剩，而降低母材的韌性。因此，Al設為0.005%~0.080%的範圍。較佳設為0.010%~0.060%。
Nb：0.003%~0.040%
Nb是如下元素，即，具有藉由添加而擴大未再結晶溫度區的 效果，且對於確保鋼板母材的強度韌性而言有效。然而，若添加小於0.003%則所述效果小，另一方面，若添加超過0.040%，則會在高熱輸入焊接HAZ中生成島狀麻田散鐵，從而使韌性降低。因此，Nb設為0.003%~0.040%的範圍。較佳為0.005%~0.025%的範圍。
Ti：0.003%~0.040%
Ti是如下元素，即，在凝固時作為TiN而析出，尤其抑制焊接熱影響部的沃斯田鐵粒的粗大化，且成為肥粒鐵的變態核等，並對於高熱輸入焊接HAZ的高韌化極其有用。為了獲得該效果，需要添加0.003%以上。另一方面，若添加超過0.040%，則析出的TiN粗大化，不易獲得所述效果。藉此，Ti設為0.003%~0.040%的範圍。較佳為0.005%~0.025%的範圍。
N：0.0030%~0.0100%
N是生成所述TiN且形成後述B氮化物所需的元素，是本發明中最重要的元素之一。為了使該些氮化物生成於高熱輸入焊接HAZ部而有助於有效地提高韌性，需要含有0.0030%以上。另一方面，若添加超過0.0100%，則有時因焊接熱輸入條件而TiN熔解的區域中的固溶N量增加，而降低焊接HAZ部的韌性。因此，N設為0.0030%~0.0100%的範圍。較佳為0.0040%~0.0070%的範圍。
B：0.0003%~0.0030%
B在以固溶狀態而存在的情況下不均勻分佈於粒界中，有助 於確保淬火性、且有助於確保母材強度，並且在作為B氮化物而存在的情況下，作為肥粒鐵核而發揮作用，從而有助於提高高熱輸入焊接HAZ韌性的雙方的效果。因此，B是本發明中最重要的元素之一。當含量小於0.0003%時無法獲得前者的效果，而且，若添加超過0.0030%則固溶B會超出B氮化物而大量地存在，從而降低高熱輸入焊接HAZ韌性。因此B設為0.0003%~0.0030%的範圍。
本發明的基本成分組成為以上，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。在進一步提高所需特性的情況下，可添加Cu、Ni、Cr、Mo、V中的1種或2種以上來作為選擇元素。
Cu：1.00%以下
Cu是為了增加強度而可添加的元素。然而，若添加超過1.00%，則會因熱脆性而使鋼板母材表面的性狀劣化。因此，在添加時，其添加量較佳為1.00%以下的範圍。
Ni：1.00%以下
Ni是使母材的強度增加且亦可提高韌性的元素。在添加超過1.00%的情況下，效果飽和並且經濟上不利。因此，在添加時，其添加量較佳設為1.00%以下的範圍。
Cr：1.00%以下
Cr是對於增加強度有效的元素。然而，若添加超過1.00%，則會使母材韌性劣化。因此，在添加時，其添加量較佳設為1.00%以下的範圍。
Mo：0.50%以下
Mo是對於增加母材強度有效的元素。然而，若添加超過0.50%，則會使韌性顯著劣化並且不利於經濟性。因此，在添加時，其添加量較佳設為0.50%以下的範圍。
V：0.10%以下
V是對於增加母材強度有效的元素。然而，若添加超過0.10%，則會使韌性顯著劣化。因此，在添加時，其添加量較佳設為0.10%以下的範圍。
在進一步提高所需特性的情況下，可在所述成分組成中進而添加Ca、Zr、REM中的1種或2種以上來作為選擇元素。
Ca：0.0005%~0.0050%，Zr：0.001%~0.020%及REM：0.001%~0.020%
Ca、Zr、REM具有將鋼中的S固定而提高鋼板的韌性的效果。作為強硫化物形成元素的Ca添加0.0005%以上，而且，關於Zr及REM，添加0.001%以上時分別獲得效果。然而，Ca、Zr、REM的各自的量在添加超過0.0050%、0.020%、0.020%時，鋼中的夾雜物量會增加而反而使韌性劣化。因此，在添加該些元素時，較佳為將Ca設為0.0005%~0.0050%，Zr設為0.001%~0.020%，REM設為0.001%~0.020%的範圍。
板厚方向及板寬方向上的各自的維氏硬度(HV)的變動範圍：△HV為30以下
本規定為本發明中最重要的要件之一，對材質的均質性、尤 其母鋼板總厚度的伸展特性造成非常大的影響。板厚方向及板寬方向上的各自的維氏硬度(HV)的變動範圍(△HV)超過30的鋼板在母鋼板的拉伸試驗時，在其硬度為相對低位的部位優先地產生收縮，因而總厚度的伸展特性顯著降低。因此，硬度的變動範圍(不均)設為以維氏硬度計為30以下的範圍，理想的是設為20以下。將此種鋼板作為鋼板內的材質均質性優異的鋼板。硬度試驗方法將在實施例中進行詳細敍述。
較佳為使用轉爐或電爐等常用方法將具有所述成分組成的鋼熔化，藉由連續鑄造法或者造塊法等常用步驟，形成用於鋼板製造的鋼坯等鋼原材料。以下，對本發明中規定的鋼板製造條件的限定理由進行說明。本發明中的鋼材溫度設為鋼材的表面與中心部(板厚的1/2部)的平均溫度。
加熱溫度：1000℃~1300℃
鋳造後的鋼坯等鋼原材料冷卻至室溫為止後，或者保持高溫的狀態而裝入至加熱爐中，將鋼原材料溫度設為1000℃以上。鋼原材料的加熱溫度主要使Nb碳氮化物熔解，就充分確保固溶Nb的觀點而言將下限設為1000℃。而且，在鋼原材料溫度超過1300℃的情況下，引起加熱時的沃斯田鐵粒的粗大化而對母材韌性造成不良影響，因而上限設為1300℃。另外，理想的是鋼原材料溫度為1000℃~1250℃，更理想為1050℃~1200℃。
未再結晶溫度區中累積軋縮率為40%以上的軋延
經加熱的鋼坯在進行再結晶溫度區中的熱軋後，在未再結晶 溫度區進行控制軋延。較佳為再結晶溫度區的軋延是為了將加熱時的沃斯田鐵粒微細化而實施，理想的是以1道次以上，較佳為以累積軋縮率20%以上進行。於在該再結晶溫度區的熱軋後在未再結晶溫度區實施的控制軋延的軋縮率小的情況下，無法獲得規定的母材韌性。因此，將未再結晶溫度區的軋延的累積軋縮率的下限規定為40%。而且，軋縮率越高則越佳。然而，就工業上而言，80%左右為上限。
另外，再結晶溫度區的下限溫度除受到鋼組成的影響外，亦受到結晶粒徑或加工歷程或應變量等的影響，大致處於800℃~950℃的範圍。預先進行預試驗而進行調查，藉此可推測出所述下限溫度。
而且，就組織的均勻性的觀點而言，軋延結束溫度較佳為Ar3變態點以上。
加速冷卻前的除鏽的實施
在即將加速冷卻前使高碰撞壓(collision pressure)下的噴射流碰撞至鋼板表面，藉此進行除鏽。為了形成鋼板內的材質均勻性優異的厚鋼板，需要降低鋼板內的硬度的不均，尤其重要的是一邊確保鋼板內部的強度，一邊抑制表層部的硬度的不均。
在軋延後的鋼板中，藉由軋延前及軋延中的除鏽等而有時在寬度方向上鏽皮的厚度中產生不均。而且，在鏽皮厚的情況下，有時會局部地產生銹皮的剝離。在軋延後的冷卻時，若鏽皮厚度中存在不均，則鋼板表面的冷卻速度亦會根據鏽皮厚度而發 生變化，且鋼板表面的硬度亦會根據所述冷卻速度而發生變化。為了使鋼板高強度化，有效的是增大加速冷卻時的冷卻速度。然而，因高冷卻速度下的冷卻中鏽皮厚度對表層硬度的影響變得顯著，故若鏽皮厚度中存在不均，則硬度的不均會增大從而鋼板內的材質均勻性劣化。
本發明中，在即將加速冷卻前藉由高碰撞壓下的噴射流實施除鏽，使鏽皮厚度均勻地變薄至冷卻速度中不會產生大的差異的15μm以下為止。亦即，在將加速冷卻後的鋼板的鏽皮厚度設為15μm以下的情況下，板厚方向的硬度的不均成為△HV30以下，且板寬方向的硬度的不均亦同樣地成為△HV30以下。
難以測定即將加速冷卻前的鋼板的鏽皮厚度。然而，可知加速冷卻前的鏽皮厚度可根據加速冷卻後的鏽皮厚度來推測，在即將冷卻前以冷卻後的鋼板的鏽皮厚度為15μm以下的方式進行除鏽，藉此獲得所需效果。藉由利用即將冷卻前的高碰撞壓下的噴射流而進行的除鏽，可同時實現高冷卻速度下的強度與鋼板內的材質均勻性。
除鏽壓(鋼板表面的噴射流的碰撞壓)：1MPa以上
本發明中，在即將加速冷卻前，在鋼板表面的噴射流的碰撞壓為1MPa以上的條件下，以冷卻後的鋼板的鏽皮厚度為15μm以下的方式進行除鏽。當鋼板表面的噴射流的碰撞壓小於1MPa時，除鏽不充分而產生銹斑，從而產生表層硬度的不均，因而噴射流的碰撞壓設為1MPa以上。使用高壓水進行除鏽。另外，若 鋼板表面的噴射流的碰撞壓為1MPa以上，則即便使用其他噴射流亦不會有問題。更佳為2MPa以上。
鋼板的平均冷卻速度：10℃/s以上
為了確保鋼板的強度而實施除鏽後的加速冷卻。加速冷卻中，需要選擇同時確保鋼板表層部的材質均質性的條件。在鋼板的平均冷卻速度小於10℃/s的情況下，即便為經除鏽的表層面，表層區域的冷卻亦會變得不均勻，從而與鋼板內部的硬度的不均增大。因此，平均冷卻速度規定為10℃/s以上。而且，更佳的平均冷卻速度為15℃/s以上。另外，就所獲得的金屬組織的均勻性的觀點來說，理想的是冷卻開始溫度較佳為Ar3變態點以上。然而，例如在板厚薄的情況等下，在從軋延結束經過除鏽直至搬送至加速冷卻設備的期間會引起溫度下降，從而出現冷卻開始溫度低於Ar3變態點的情況。為了使該影響不會妨礙作為本發明的目標的硬度的均質性，理想的是加速冷卻開始溫度處於軋延結束溫度~(軋延結束溫度-30℃)的範圍內。
冷卻停止溫度：以鋼板平均溫度計為200℃~600℃
加速冷卻中，冷卻至變韌鐵變態的溫度區即200℃~600℃為止，在獲得了規定強度的微組織中使鋼板內部變態(本發明中使變韌鐵變態)。若冷卻停止溫度超過600℃，則變韌鐵變態不完全，未獲得充分強度。而且，當冷卻停止溫度小於200℃時，尤其在表層部生成局部麻田散鐵或島狀麻田散鐵(MA)，未獲得鋼板內的材質均勻性且總厚度的伸展特性降低。因此，加速冷卻的冷卻停 止溫度以鋼板平均溫度計為200℃~600℃。為了獲得所需的強度韌性，亦可在加速冷卻停止後，以Ac1變態點以下進行回火。Ac1變態點可藉由下式而求出。其中，式中各元素符號表示各元素的含量(質量%)。
Ac1=751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo+233Nb-39.7V-5.7Ti-895B
實施例
以下，藉由實施例對本發明的效果進行詳細說明。在將表1所示的組成的鋼在轉爐中熔化後，利用連續鑄造法形成鋼坯(鋼原材料)，藉由表2、表3所示的控制軋延、加速冷卻條件而製作20mm~50mm厚的鋼板。另外，表1中，鋼編號1~鋼編號10為本發明的實施例，鋼編號11~鋼編號15為成分組成中的任意者為本發明的範圍外的比較例。而且，表2、表3中，繼鋼編號後的副編號A為基於本發明的控制軋延、冷卻條件者，副編號B1、B2為製造條件的任意者為本發明的範圍外的比較例。
對所述組成及經所述製造步驟而製造的厚鋼板，採取平行部寬度為25mm的總厚度拉伸試驗片，依據日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)Z 2241(1998)的規定而實施拉伸試驗，求出拉伸強度(以下記載為TS)及總厚度伸長率(總伸長率)。另外，本發明中設想高強度鋼板作為對象，因而將 其強度目標設為TS：550N/mm2以上，總厚度伸長率值將一般對於同強度級別的鋼材所要求的、即20%以上作為目標。
而且，為了瞭解所述總厚度拉伸試驗中的伸長率值與鋼板的硬度不均值的相關關係，對與軋延方向成直角的剖面，依據JIS Z 2244來測定維氏硬度，並求出板厚方向上的硬度分佈與板寬方向上的硬度分佈。板厚方向上，以1mm間距測定總厚度的硬度，板寬方向上，以20mm間距測定總寬度的硬度。另外，在表層1mm位置(自表層算起的1mm內側的位置)、t/4位置(板厚1/4位置)、t/2位置(板厚中心部)測定板寬方向上的硬度。任一鋼板均在表層1mm位置處硬度的不均顯示為最大，因而在表層1mm位置評估板寬方向上的硬度的不均。另外，硬度測定時的試驗負載固定為10kgf(98N)。
進而，為了對高熱輸入焊接HAZ的韌性進行評估，而自所述厚鋼板中採取寬度80mm×長度80mm×厚度15mm的試驗片，賦予在加熱至1450℃後以250sec將800℃~500℃冷卻的熱處理，然後各採取3根2mm的V型缺口夏比衝擊(V-Notch Charpy)試驗片，與所述同樣地進行夏比衝擊試驗。另外，衝擊試驗溫度設為-40℃，其韌性目標以-40℃時的吸收能量平均值(以下記載為vE-40℃)計為50J以上。
表4中表示所述鋼板母材特性及高熱輸入焊接HAZ韌性評估結果。板厚方向與板寬方向上的各自的維氏硬度(HV)的變動範圍：△HV為30以下，TS：550N/mm2以上，總厚度伸長率 值：20%以上而母材評估為良好。在作為本發明例的鋼編號1~鋼編號10且副編號A中，母材及高熱輸入焊接HAZ特性均獲得良好的值，與此相對，在鋼編號1~鋼編號10且副編號B1、B2中，因化學成分規定處於本發明的範圍內故滿足高熱輸入HAZ特性，但因製造條件處於本發明的範圍外故母材的特性劣化。另一方面，鋼編號11~鋼編號15(副編號A及副編號B1、B2)中，因成分範圍處於本發明的範圍外，故高熱輸入焊接HAZ部的韌性劣化。

Claims (5)

  1. 一種厚鋼板，其特徵在於：具有如下成分組成，即，以質量%計含有C：0.030%~0.080%、Si：0.01%~0.09%、Mn：1.20%~2.40%、P：0.008%以下、S：0.0005%~0.0040%、Al：0.005%~0.080%、Nb：0.003%~0.040%、Ti：0.003%~0.040%、N：0.0030%~0.0100%、B：0.0003%~0.0030%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，且，板厚方向與板寬方向上的各自的維氏硬度(HV)的變動範圍：△HV為30以下，拉伸強度：TS為550N/mm2以上。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的厚鋼板，其進而以質量%計含有Cu：1.00%以下、Ni：1.00%以下、Cr：1.00%以下、Mo：0.50%以下、V：0.10%以下中的1種或2種以上。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的厚鋼板，其進而以質量%計含有Ca：0.0005%~0.0050%、Zr：0.001%~0.020%、REM：0.001%~0.020%中的1種或2種以上。
  4. 一種厚鋼板的製造方法，所述厚鋼板的板厚方向與板寬方向上的各自的維氏硬度(HV)的變動範圍：△HV為30以下，所述厚鋼板的製造方法的特徵在於：將如申請專利範圍第1項至第3項中任一項所述的成分組成的鋼原材料加熱至1000℃~1300℃後，進行熱軋，在鋼板表面的噴射流的碰撞壓為1MPa以上的條件下使噴射流碰撞至所述鋼板表面，藉此進行除鏽，然後立即以鋼板的平均冷卻速度：10℃/s以上、鋼板的平均冷卻停止溫度：200℃~600℃進行加速冷卻。
  5. 如申請專利範圍第4項所述的厚鋼板的製造方法，其中在加速冷卻停止後，以Ac1變態點以下進行回火。
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