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CN105008570B - 厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法 - Google Patents

厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法 Download PDF

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CN105008570B CN201480010405.1A CN201480010405A CN105008570B CN 105008570 B CN105008570 B CN 105008570B CN 201480010405 A CN201480010405 A CN 201480010405A CN 105008570 B CN105008570 B CN 105008570B
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宫克行
一宫克行
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Abstract

本发明提供一种板厚中心部的强度·韧性优异的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法。一种厚壁钢板，具有特定成分组成，在遍及板厚方向的整个区域的微观组织的平均原奥氏体粒径为50μm以下，马氏体和/或贝氏体组织的面积分率为80％以上。将上述特定成分组成的连续铸造钢坯加热至1200℃～1350℃后，进行应变速度为3/秒以下且累积压下率为15％以上的热加工，其后，进行热轧、热处理。

Description

厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及可用于建筑、桥梁、造船、海洋构造物、建筑与工业用机械、罐、闸门等钢制构造物的强度、韧性及焊接性优异的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法。优选涉及板厚100mm以上且屈服强度为620MPa以上的钢板。
背景技术
近年来，钢构造物的大型化显著发展，并且使用的钢材的高强度化、厚壁化也显著发展。通常对利用铸锭法制成的大型钢锭进行初轧，之后对得到的初轧钢坯进行热轧，由此制造板厚100mm以上的厚壁的钢板。但是，该铸锭-初轧工艺必须将热顶(hot top)部的浓厚偏析部和钢锭底部的负偏析部切下扔掉，因此成品率降低、制造成本上升，工期延长。
另一方面，在使用连续铸造钢坯作为原材料的工艺中，虽没有上述担忧，但由于连续铸造钢坯的厚度比铸锭钢坯小，因此直到产品厚度的压下率小，在钢材高强度化、厚壁化时，为了确保必要的特性而添加的合金元素量增加，出现由中心偏析引起的中心疏松、因大型化所致的内部质量劣化的问题。
为了解决该问题，以往，以在由连续铸造钢坯制造极厚钢板的过程中对中心疏松进行压接来改善中心偏析部的特性为目的，提出了如下技术。
非专利文献1中记载了如下技术：通过加大连续铸造钢坯的热轧时的轧制形状比，对中心疏松进行压接。专利文献1、2中记载了如下技术：在制造连续铸造钢坯时，通过在连续铸造机中使用辊或平砧来进行加工，从而对连续铸造钢坯的中心疏松进行压接。
专利文献3中记载了如下技术：由连续铸造钢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。专利文献4中记载了如下技术：利用总压下率35～67％的锻造和厚板轧制由连续铸造钢坯制造极厚钢板时，在锻造前将原材料的板厚中心部在1200℃以上的温度保持20小时以上，使锻造的压下率为16％以上，从而不仅中心疏松消失，而且减轻中心偏析，实现耐回火脆化特性的改善。
专利文献5中记载了如下技术：对连续铸造钢坯实施十字锻造后，进行热轧，由此改善中心疏松和中心偏析。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，即，将连续铸造钢坯在1200℃以上的温度保持20小时以上，使锻造的压下率为17％以上，厚板轧制在包括锻造的总压下率在23～50％的范围进行，在厚板轧制后进行2次淬火处理，由此不仅中心疏松消失，而且减轻中心偏析带。
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，即，将具有特定成分的连续铸造钢坯再加热至1100℃～1350℃后，使1000℃以上的应变速度为0.05～3/秒、累积压下量为15％以上。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭55-114404号公报
专利文献2：日本特开昭61-273201号公报
专利文献3：日本专利3333619号公报
专利文献4：日本特开2002-194431号公报
专利文献5：日本特开2000-263103号公报
专利文献6：日本特开2006-111918号公报
专利文献7：日本特开2010-106298号公报
非专利文献
非专利文献1：铁与钢，vol.66(1980)，No.2，P201-210
发明内容
然而，在非专利文献1所记载的技术中，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，产生制造上的限制。
专利文献1和2的技术存在改造连续铸造设备的大规模设备投资成为必需的课题，实施例中的钢板强度也不明确。专利文献3～7的技术对降低中心疏松、改善中心偏析有效。然而，就实施例中的钢板强度而言，屈服强度均小于620MPa。在屈服强度为620MPa以上的厚壁钢板中，因强度上升而导致韧性降低。另外，为了即使在因板厚扩大而使冷却速度降低的板厚中心部也确保强度，必须增加合金添加量。在制造这样的合金添加量多的厚壁钢板时，由于变形阻力增大而导致难以充分压接中心疏松且在加工后也容易残留。因此，板厚中心部的伸长率和韧性可能不充分。这样，尚未确定使用现有的设备能制造屈服强度为620MPa以上的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法。
因此，本发明的目的在于提供一种板厚中心部的强度·韧性优异的钢板及其制造方法，所述钢板是合金元素的添加量多、屈服强度为620MPa以上的厚壁高韧性高张力钢板。作为对象的板厚为100mm以上。
本发明人等为了解决上述课题，以屈服强度为620MPa以上、板厚为100mm以上的厚钢板为对象，对于板厚中心部的强度、韧性与微观组织的关系及实现该微观组织的制造条件进行了深入研究。本发明是以所得到的见解为基础进一步加以研究而作出的，即，本发明包括如下技术方案，
1.一种板厚100mm以上的厚壁高韧性高张力钢板，在遍及板厚方向的整个区域的微观组织的平均原奥氏体粒径为50μm以下，马氏体和/或贝氏体组织以面积分率计为80％以上。
2.根据1记载的厚壁高韧性高张力钢板，其中，屈服强度为620MPa以上。
3.根据1或2记载的厚壁高韧性高张力钢板，其特征在于，钢板的板厚方向拉伸试验中的断裂后的断面收缩(reduction of area)为25％以上。
4.一种板厚100mm以上的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，所述板厚100mm以上的厚壁高韧性高张力钢板，在遍及板厚方向的整个区域的微观组织的平均原奥氏体粒径为50μm以下，马氏体和/或贝氏体组织以面积分率计为80％以上，
所述制造方法的特征在于，将连续铸造钢坯加热至1200℃～1350℃后，在1000℃以上进行以应变速度为3/秒以下、累积压下量为15％以上的热加工，其后，进行热轧、淬火回火，
所述连续铸造钢坯以质量％计，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：0.010～0.080％、N：0.0070％以下、B：0.0003～0.0030％，满足(1)式的关系，并且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
CeqIIW＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≥0.57···(1)
式中，各合金元素表示含量，将未含有的金属元素设为0，进行计算，含量以质量％计。
5.根据4记载的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其中，屈服强度为620MPa以上。
6.根据4或5记载的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，进一步含有Cu：0.50％以下、Mo：1.00％以下、V：0.200％以下中的1种或2种以上。
7.根据4～6中任一项记载的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.0050％、REM：0.0005～0.0050％中1种或2种。
8.根据4～7中任一项记载的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，将连续铸造钢坯加热至1200℃～1350℃，进行1000℃以上时的应变速度为3/秒以下且累积压下量为15％以上的热加工，之后进行放冷，再次加热至Ac3点～1200℃后，进行包含至少2次以上的每1道次的压下率为4％以上的道次的热轧后，放冷，加热至Ac3点～1050℃后，快速冷却至350℃以下，其后，在450℃～700℃进行回火。
9.根据8记载的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，在热加工前将连续铸造钢坯的宽度方向压下100mm以上，之后进行应变速度为3/秒以下且累积压下量为15％以上的热加工。
根据本发明，可得到一种厚钢板及其制造方法，所述厚钢板为板厚中心部的内部质量优异的板厚为100mm以上的厚钢板，具有屈服强度为620MPa以上的强度，并且韧性也优异，非常有助于钢构造物的大型化、钢构造物的安全性提高、成品率的提高、制造工期的缩短，在产业上具有显著效果。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
[微观组织]
本发明中，对于板厚100mm以上的厚壁钢板，为了屈服强度为620MPa以上且确保优异的韧性，需要使微观组织在遍及板厚方向的整个区域平均原奥氏体粒径为50μm以下、马氏体和/或贝氏体组织以面积分率计为80％以上。马氏体和/或贝氏体组织的剩余部分的组织没有特别规定。应予说明，本发明中的平均原奥氏体粒径是指位于板厚中央位置的原奥氏体的平均粒径。
[成分组成]
在说明中，各元素的含量全部以质量％计。
C：0.080～0.200％
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，需要添加0.080％以上。另一方面，如果含有量超过0.200％，则使母材及焊接部的韧性显著劣化，因此将上限设为0.200％。优选为0.080％～0.140％。
Si：0.40％以下
Si是为了脱氧而添加的。然而，如果添加量超过0.40％，则母材和焊接热影响部的韧性显著降低，因此使Si量为0.40％以下。优选为0.05％～0.30％的范围。更优选为0.10％～0.30％的范围。
Mn：0.5～5.0％
Mn是从确保母材强度的观点考虑而添加的。然而，如果添加量小于0.5％，则其效果不充分。另外，如果添加量超过5.0％，则不仅母材的韧性劣化，而且助长中心偏析，使钢坯的中心疏松大型化，因此将上限设为5.0％。优选为0.6～2.0％的范围。更优选为0.6～1.6％的范围。
P：0.015％以下
P如果含有量超过0.015％，则使母材和焊接热影响部的韧性显著降低，因此设为0.015％以下。
S：0.0050％以下
S如果含有量超过0.0050％，则使母材和焊接热影响部的韧性显著降低，因此设为0.0050％以下。
Cr：3.0％以下
Cr是对母材的高强度化有效的元素。然而，如果大量添加，则使焊接性降低，所以设为3.0％以下。优选为0.1％～2.0％。
Ni：5.0％以下
Ni是使钢的强度和焊接热影响部的韧性提高的有益元素。然而，如果添加量超过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％。
Ti：0.005％～0.020％
Ti在加热时生成TiN，有效地抑制奥氏体的粗大化，提高母材和焊接热影响部的韧性。为了得到该效果，添加0.005％以上。但是，如果添加量超过0.020％，则Ti氮化物粗大化而使母材的韧性降低，所以设为0.005％～0.020％的范围。优选为0.008％～0.015％的范围。
Al：0.010～0.080％
Al是为了将钢水脱氧而添加的。然而，如果添加量小于0.010％，则脱氧效果不充分，如果添加量超过0.080％，则在母材中固溶的Al量变多而使母材韧性降低，所以设为0.010～0.080％的范围。优选为0.030～0.080％的范围。更优选为0.030～0.060％的范围。
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并使母材和焊接热影响部的韧性提高的效果。然而，如果添加量超过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而使韧性降低，所以设为0.0070％以下。优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下。
B：0.0003～0.0030％
B具有通过在奥氏体晶界偏析而抑制始于晶界的铁素体相变、提高淬硬性的效果。为了充分发挥该效果，添加0.0003％以上。如果添加量超过0.0030％，则以碳氮化物的形式析出，使淬硬性降低，韧性降低，所以设为0.0003％～0.0030％的范围。优选为0.0005～0.0020％的范围。
CeqIIW≥0.57％
本发明中，对于板厚中心部，为了兼得屈服强度为620MPa以上的强度和良好的韧性，必须引入微观组织。在板厚为100mm以上且板厚中心部的冷却速度降低的条件下，为了使马氏体和/或贝氏体组织以面积分率计为80％以上，需要以使下述(1)式中定义的CeqIIW满足CeqIIW≥0.57％的关系的方式添加成分。
CeqIIW＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≥0.57···(1)，
式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，将未添加的元素设为0。
以上是本发明的基本成分组成，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。出于提高强度和韧性的目的，可以进一步含有Cu、Mo、V中的1种或2种以上。
Cu：0.50％以下
Cu可在不损害韧性的情况下实现钢的强度的提高。然而，如果添加量超过0.50％，则热加工时在钢板表面产生裂纹，所以在添加时将其设为0.50％以下。
Mo：1.00％以下
Mo是对母材的高强度化有效的元素。然而，如果添加量超过1.00％，则引起由合金碳化物析出所致的硬度上升而使韧性降低，添加时，将上限设为1.00％。优选为0.20％～0.80％的范围。
V：0.200％以下
V对母材的强度·韧性提高有效，另外，通过以VN的形式析出而对降低固溶N有效。然而，如果添加量超过0.200％，则因析出硬质的VC而导致韧性降低，所以添加V时，将其设为0.200％以下。优选为0.010～0.100％的范围。
出于提高强度和韧性的目的，可以进一步含有Ca、REM中的1种或2种以上。
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，发挥其效果时，必须添加0.0005％以上。但是如果添加量超过0.0050％，则导致洁净度降低而使韧性劣化，所以添加时，将其设定为0.0005～0.0050％。优选为0.0005％～0.0025％的范围。
REM：0.0005～0.0050％
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，发挥该效果时需要添加0.0005％以上。但是，即使添加量超过0.0050％，其效果也饱和，因此在添加时，设为0.0005～0.0050％。优选为0.0005～0.0025％的范围。
[制造条件]
在说明中，温度“℃”是指在钢坯、钢板的板厚中心部的温度。对于本发明中的厚钢板的制造方法而言，为了使钢材料中的中心疏松等铸造缺陷消失，对钢原材料实施热加工，进行一次放冷并再加热后以成为所希望的板厚的进行热轧，或者不进行冷却地直接以成为所希望的板厚的进行热轧。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求得。例如，使用差分法，计算板厚方向的温度分布，从而求得板厚中心温度。
钢材料的热加工条件
加热温度：1200℃～1350℃
通过使用转炉、电炉、真空熔炉等通常公知的方法对具有上述组成的钢进行熔炼、连续铸造而形成铸片(钢原材料)之后，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，另外，热加工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，道次数增加，导致制造效率的降低，另外，无法对钢原材料中的中心疏松等铸造缺陷进行压接，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，因加热时的氧化皮而变得容易生成表面瑕疵，热加工后的修理负担增大，因此将上限设为1350℃。以下所述的热加工在将连续铸造钢坯的宽度方向压下至至少钢坯厚度增大后进行时，能够更可靠地压接中心疏松，因而优选。
热加工前的宽度方向压下：100mm以上
为了在热加工前使钢坯厚度增大而确保加工余量，优选进行宽度方向压下。应予说明，进行宽度方向压下时，如果压下100mm以上，则从钢坯宽度的两端起钢坯宽度的1/4位置的厚度增大，能够对在该位置容易大量产生的钢坯的中心疏松进行有效地压接，所以优选进行100mm以上的压下。应予说明，压下量100mm以上是钢坯宽度两端的压下量的总计。
热加工的加工温度：1000℃以上
热加工的加工温度小于1000℃时，热加工时的变形阻力变高，因此对热加工设备的负荷增大而不能可靠地压接中心疏松，因此将其设为1000℃以上。优选为1100℃以上。
热加工的累积压下量：15％以
热加工的累积压下量小于15％时，不能对钢材料中的中心疏松等铸造缺陷进行压接，所以将其设为15％以上。通过在连续铸造钢坯的宽度方向进行热加工来增加钢坯的板厚(厚度)的情况下，将其作为来自其厚度的累积压下量。
另外，制造板厚120mm以上的厚壁钢板时，为了对中心疏松进行可靠地压接，优选确保进行1道次以上的热加工时的每1道次的压下率为7％以上的道次。更优选每1道次的压下率为10％以上的范围。
热加工的应变速度：3/秒以下
如果热加工的应变速度超过3/秒，则热加工时的变形阻力变高，对热加工设备的负荷增大，无法对中心疏松进行压接，因此设为3/秒以下。
另外，应变速度小于0.01/秒时，热加工时间变长，由此生产率降低，因此优选设为0.01/秒以上。更优选为0.05/秒～1/秒的范围。应予说明，在热加工中可利用热锻、热轧等公知的方法。从经济性和自由度的高度考虑，优选进行热锻。
通过按上述条件进行热加工，能够得到板厚中心部的拉伸试验时的伸长率稳定提高的效果。
热加工后的放冷
热加工后，一次放冷并再加热后以成为所希望的板厚的方式进行热轧，或者不进行冷却地直接以成为所希望的板厚的方式进行热轧。
[热轧条件
本发明中，在热加工后进行热轧来形成所希望的板厚的钢板，为了即使在得到的钢板的板厚中心部也确保620MPa以上的屈服强度和良好的韧性，进行淬火回火处理。
热加工后的钢材料的再加热温度：Ac3点～1200℃
为了使热加工后的钢材料形成奥氏体组织这一相，加热至Ac3相变点以上。如果超过1200℃，则奥氏体组织粗大化而使韧性降低，因此将温度设为Ac3点～1200℃。应予说明，Ac3相变点使用按下述式(2)计算而得的值。
Ac3＝937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.3Ti+198.4Al+3315B‥(2)
(2)式中的各元素符号表示各自的合金元素的含量(质量％)。
进行2次以上每1道次的压下率：4％以上的道次
通过使每1道次的压下率：4％以上，能够在遍及板厚方向的整个区域促进奥氏体的再结晶，通过进行2次以上，能够使奥氏体粒进行微细化、整粒化。其结果，淬火、回火时的原奥氏体粒也微细化，能够提高韧性。进一步优选每1道次的压下率为6％以上。
热轧后的热处理条件
为了得到在板厚中心部的强度和韧性，在本发明中进行淬火回火。淬火如下进行：在热轧后放冷，再加热至Ac3点～1050℃，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℃以下是因为，若为超过1050℃的高温的再加热，则因奥氏体粒的粗大化而导致母材韧性显著降低。应予说明，Ar3相变点使用按下述式(3)计算而得的值。
Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo‥(3)
(3)式中的各元素符号表示各自的合金元素的含量(质量％)。
快速冷却的方法在工业中通常是进行水冷。但是，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。
回火温度设为450℃～700℃。如果小于450℃，则残余应力的除去效果少，另一方面，如果是超过700℃的温度，则各种碳化物析出、并且母材组织粗大化、强度、韧性大幅度降低，因此设为450℃～700℃。
以钢的强韧化为目的进行多次淬火时，最终淬火时，需要在加热至Ac3点～1050℃后，快速冷却至350℃以下，其后在450℃～700℃进行回火。
实施例
对表1中示出的No.1～29的钢进行熔炼，得到板厚310mm的钢材料(连续铸造钢坯)之后，利用基于各种条件的热加工后的热轧，制得板厚为100mm～240mm的钢板。其后，进行淬火回火处理来制造试样No.1～39的产品，供于下述试验。
组织评价
对于保持淬火状态的钢材的L截面，从表面和板厚中心采集观察面为10×10(mm)的样品，用硝酸酒精腐蚀液使组织显现，并用200倍的光学显微镜观察5处视野，利用图像解析对组织分率进行评价。另外，关于平均原奥氏体粒径，采集L截面观察用样品，用苦味酸使原γ晶界显现，利用图像解析对各原γ晶粒的当量圆直径进行评价并计算其平均值。
疏松的评价
从板厚中心部采集12.5厚×50长度(mm)的样品，利用光学显微镜来评价有无100μm以上的疏松。
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(φ12.5mm、GL50mm)，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(t.El)。
夏比冲击试验
从各钢板的板厚中心部各采集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，在-40℃时通过夏比冲击试验测定吸收能量(VE-40)，求得它们的平均值。
板厚方向拉伸试验
对于各钢板，在板厚方向各采集3枚圆棒拉伸试验片测定断裂后的断面收缩，求得它们的平均值。
表2～5中示出了制造条件和上述试验结果。根据该表，就钢的成分组成符合本发明的钢号No.1～16的钢板(试样No.1～16)而言，YS均为620MPa以上、TS均为720MPa以上、t.El均为16％以上、母材的韧性(VE-40)均为70J以上、断面收缩均为25％以上，母材的强度和韧性均优异。
就脱离本发明的成分组成的钢号No.17～28的比较例的钢板(试样No.17～28)而言，落入以下任一个以上而特性劣化：母材的YS小于620MPa、TS小于720MPa、t.El小于16％、韧性(VE-40)小于70J。特别是，钢号28的Ceq脱离本发明范围，因此在板厚中心部马氏体和/或贝氏体分率小于80％，屈服强度降低而得不到作为目标的强度。
另外，如试样No.29～39所示，即使为钢的成分组成符合本发明的钢板，在制造条件不符合本发明的情况下，YS、TS、t.El、韧性(VE-40)中的任一个以上的特性也变差。特别是试样No.39，每1道次的压下率为4％以上的道次次数不足，因此不能遍及板厚整体地使平均原奥氏体粒径一致为50μm以下，母材韧性劣化。
表1
表2
表3
表4
表5

Claims (10)

1.一种板厚100mm以上的厚壁高韧性高张力钢板，在遍及板厚方向的整个区域的微观组织的平均原奥氏体粒径为50μm以下，马氏体和/或贝氏体组织以面积分率计为80％以上，其中，屈服强度为620MPa以上，钢板的板厚方向拉伸试验中的断裂后的断面收缩为25％以上，
所述钢板以质量％计，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：0.1～3.0％、Ni：5.0％以下、Ti：0.005％～0.020％、Al：0.010～0.080％、N：0.0070％以下、B：0.0003～0.0030％，满足(1)式的关系，并且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
CeqIIW＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≥0.57···(1)
式中，各合金元素表示含量，将未含有的金属元素设为0，进行计算，含量以质量％计。
2.根据权利要求1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Cu：0.50％以下、Mo：1.00％以下、V：0.200％以下中的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，其特征在于，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.0050％、REM：0.0005～0.0050％中的1种或2种。
4.权利要求1～3中任一项所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，
其特征在于，将连续铸造钢坯加热至1200℃～1350℃后，在1000℃以上进行以应变速度为0.05/秒～3/秒、累积压下量为15％以上的热加工，其后，进行热轧、淬火回火，
所述连续铸造钢坯以质量％计，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：0.1～3.0％、Ni：5.0％以下、Ti：0.005％～0.020％、Al：0.010～0.080％、N：0.0070％以下、B：0.0003～0.0030％，满足(1)式的关系，并且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
CeqIIW＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≥0.57···(1)
式中，各合金元素表示含量，将未含有的金属元素设为0，进行计算，含量以质量％计。
5.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，其特征在于，以质量％计，进一步含有Cu：0.50％以下、Mo：1.00％以下、V：0.200％以下中的1种或2种以上。
6.根据权利要求4或5所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.0050％、REM：0.0005～0.0050％中的1种或2种。
7.根据权利要求4或5所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，将连续铸造钢坯加热至1200℃～1350℃，进行1000℃以上时的应变速度为0.05/秒～3/秒且累积压下量为15％以上的热加工，之后进行放冷，再次加热至Ac3点～1200℃后，进行包含至少2次以上的每1道次的压下率为4％以上的道次的热轧后，放冷，加热至Ac3点～1050℃后，快速冷却至350℃以下，其后，在450℃～700℃进行回火。
8.根据权利要求6所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，将连续铸造钢坯加热至1200℃～1350℃，进行1000℃以上时的应变速度为0.05/秒～3/秒且累积压下量为15％以上的热加工，之后进行放冷，再次加热至Ac3点～1200℃后，进行包含至少2次以上的每1道次的压下率为4％以上的道次的热轧后，放冷，加热至Ac3点～1050℃后，快速冷却至350℃以下，其后，在450℃～700℃进行回火。
9.根据权利要求7所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，在热加工前将连续铸造钢坯的宽度方向压下100mm以上，之后进行应变速度为0.05/秒～3/秒且累积压下量为15％以上的热加工。
10.根据权利要求8所述的厚壁高韧性高张力钢板的制造方法，其特征在于，在热加工前将连续铸造钢坯的宽度方向压下100mm以上，之后进行应变速度为0.05/秒～3/秒且累积压下量为15％以上的热加工。
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