JP3739997B2

JP3739997B2 - High-tensile steel plate with excellent weldability

Info

Publication number: JP3739997B2
Application number: JP2000153714A
Authority: JP
Inventors: 等畑野; 浩一槙井
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2000-05-24
Filing date: 2000-05-24
Publication date: 2006-01-25
Anticipated expiration: 2020-05-24
Also published as: JP2001335883A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れた５９０ＭＰａ以上の鋼板（以下、単に「５９０ＭＰａ級鋼板」と称す）に関するものである。本発明の高張力鋼板は、特に建築物、橋梁などの大型構造物に好適に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
５９０ＭＰａ級鋼板では、母材強度の確保という観点から合金成分を多量に添加するため、冷却速度の速い小入熱溶接条件ではＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすく、かかる溶接割れの防止を目的として、溶接施工時に７５℃程度の予熱を行う必要がある。従って、この予熱工程を省略できれば施工効率が大幅に向上し、且つコストダウンにもつながるため、耐溶接割れ性に優れた５９０ＭＰａ級鋼板の提供が切望されている。
【０００３】
ところで、耐溶接割れ性の指標としては下式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが一般に用いられている。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
《式中、［］は各元素の含有量（質量％）を示す》
例えば、特開平１０‐６８０４５号公報に、このＰｃｍを０．２０以下に制限することで耐溶接割れ性を改善することが開示されている。
【０００４】
一方、同じ５９０ＭＰａ級鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化する問題がある。これは、入熱が大きくなるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトを生成することに基づく。この問題は厚物、薄物いずれにおいても発生し、実際の溶接施工時に入熱制限が行われ、溶接効率が悪かった。
【０００５】
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性の改善に当たっては、上記特開平１０‐６８０４５号公報の他、特開平１０‐１２１１９１号公報において、下式で表される炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３５〜０．４０と低く制限することが開示されている。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
《式中、［］は各元素の含有量（質量％）を示す》。
【０００６】
このように、従来はＰｃｍを制御することにより小入熱溶接時の耐溶接割れ性を改善したり、あるいはＣｅｑを制御することにより大入熱ＨＡＺ靭性を改善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母材強度低下を、製造プロセスを改良するなどして補っていた。これにより、５９０ＭＰａ級鋼板において、母材製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄物では溶接時の予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚物では溶接時の予熱フリーと母材強度の両立を達成することが困難であった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅い厚物では充分な母材強度が得られなかった。
【０００７】
このように、小入熱溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱された後の冷却速度が速いため、硬化して溶接割れ（低温割れ）を起こしやすい。一方、母材は板厚が厚くなるほど冷却速度が遅くなるため、圧延後の焼入れ効果による強度確保が難しくなる。従って、５９０ＭＰａ級鋼板の厚物では、小入熱溶接時の溶接割れを防止するため冷却速度が速くなっても硬くならないようにした上で、鋼板製造時の冷却速度が遅く、焼入れ効果が得難い場合であっても如何に強度を確保するかが重要課題となる。
【０００８】
また、厚物、薄物いずれにおいても、大入熱溶接においては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイト組織を生成して靭性が低下するが、このＨＡＺ靭性を改善するには、冷却速度が遅い場合であっても島状マルテンサイト組織の生成を如何なる方法で抑制するかが重要課題となる。
【０００９】
一方、特開平１１−１２４６５２号公報には、鋼材中に酸化物を微細に分散させてオーステナイト粒の微細化および粒内変態フェライトの生成を促進することでＨＡＺ組織を微細化し、大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性（以下、単に「大入熱ＨＡＺ靭性」と言うことがある）を改善することが開示されている。しかし、オーステナイト粒を十分に微細化するには酸化物の数が少なすぎ、これを増量することは製造上困難であること、および酸化物が粒内変態フェライトの変態核として十分に働かないことから、この方法によっても大入熱ＨＡＺ靭性を十分に確保することはできなかった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れた５９０ＭＰａ級鋼板を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る溶接性に優れた高張力鋼板とは、Ｃ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），Ｍｎ：１．２５〜２．５％，Ｃｒ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む），Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｂ：０．０００６〜０．００５％，Ｏ：０．００２５〜０．０１５％，Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼よりなり、下式（１）で表されるＫＰがＫＰ≧２．４であるところに要旨を有するものである。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］・・・（１）
《式中、［］は各元素の含有量（質量％）を意味する》。
【００１２】
本発明において、さらにＮｉ：５％以下および／またはＣｕ：１．２％以下を含有する高張力鋼板や、さらにＶ：０．１％以下および／またはＮｂ：０．１％以下を含有する高張力鋼板や、さらにＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有する高張力鋼板や、さらにＮ：０．００２０〜０．０１０％を含有する高張力鋼板や、さらにＰ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下，Ａｌ：０．２％以下に夫々抑えられている高張力鋼板は、溶接性が一層高められるので好ましい態様である。
【００１３】
また、本発明の高張力鋼板は、肉厚が８０ｍｍ以上のものでも良好な溶接性と母材強度を有するものである。
【００１４】
なお、本発明に係る上記高張力鋼板の化学組成は、典型的には上記元素の他は残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、その他の化学成分についても、本発明の効果を阻害しない範囲内で含有されていてもよい。
【００１５】
【発明の実施の形態】
前記の通り、４９０ＭＰａ級の鋼板では、Ｐｃｍの制御によって耐溶接割れ性の改善と母材強度の確保を両立することができたが、５９０ＭＰａ級鋼板ではＰｃｍによる成分制御を行ったとしても、特に厚物において両特性の満足を図ることは困難であった。
【００１６】
また、一般に、大入熱溶接時に上部ベイナイトを生成させると島状マルテンサイトが生成し、鋼のＨＡＺ靭性が劣化するため、４９０ＭＰａ級の鋼板では、ＨＡＺにおいてフェライトを積極的に生成させるべく、Ｃｅｑを制御して大入熱ＨＡＺ靭性の改善が試みられてきたが、これは高強度化・厚肉化とは相反することであり、５９０ＭＰａ級鋼板での大入熱ＨＡＺ靭性の改善と厚肉化の両立を図ることも困難であった。
【００１７】
さらに、鋼材中に酸化物を微細に分散させてオーステナイト粒の微細化および粒内変態フェライトの生成を促進することでＨＡＺ組織を微細化し、大入熱ＨＡＺ靭性を改善することも試みられているが、従来の手法では、既述のように酸化物の数が少なすぎ、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に確保することはできなかった。
【００１８】
そこで、本発明では成分設計に当たり、これまで耐溶接割れ性の指標とされてきたＰｃｍおよび大入熱ＨＡＺ靭性確保の指標とされてきたＣｅｑではなく、全く別のパラメーターにより耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性を制御できないか鋭意検討した。その結果、鋼組織を考慮した上式（１）で表されるＫＰを用い、さらにＣ量を極低減化し、ＢおよびＯを添加することにより良好な耐溶接割れ性、大入熱ＨＡＺ靭性と母材強度を達成できることを見出し、本発明を完成するに至ったのである。
【００１９】
まず、本発明において耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性を改善する技術について説明する。上記の通り、本発明では、Ｃを極低Ｃに制限した上で、焼入れ性向上元素であるＭｎおよびＣｒ、場合によってはＭｏを積極的に添加し、該焼入れ向上元素の含有量によって定められるＫＰ値を適切に制御すると共に、Ｂを添加し、さらにＯを添加することで酸化物を分散させたところにポイントがある。これらの成分を適切に添加することにより、ベイナイトの連続冷却曲線（図３のＣＣＴ線図を参照）が短時間側且つ低温度側に移動すると共に、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に移動する（実線から破線へ移動）。
【００２０】
従って、従来は、高冷却速度ではマルテンサイト、低冷却速度ではフェライトまたは上部ベイナイトを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度の確保が両立できず、予熱フリーの達成が困難であったが、本発明によれば、高冷却速度、低冷却速度のいずれにおいても下部ベイナイトを生成し、硬さの冷却速度感受性が低下し、溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度確保を両立ならしめたのである。
【００２１】
一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺの冷却速度が遅くなるため、従来はフェライトまたは上部ベイナイトを生成し、それに伴い粗大且つ塊状の島状マルテンサイト組織が生成してＨＡＺ靭性が劣化していたが、本発明では、冷却速度が遅くても下部ベイナイトが生成するため塊状ではなくフィルム状のマルテンサイト組織になると同時に、極低Ｃであるため生成するマルテンサイト組織が微細となる。さらに、Ｏの添加により生ずる酸化物が、粒内変態フェライトの変態核としては十分に働かないものの、ベイナイトの変態核として有効に働き、ベイナイトが微細化される。これらの効果によってＨＡＺ靭性を確保できたのである。
【００２２】
以下、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性向上に寄与する成分およびＫＰ値について説明する。
【００２３】
Ｃ：０．０１０〜０．０６％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善するために重要な元素である。Ｃが０．０６％を超えると高冷却速度側で下部ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。好ましくは０．０５５％以下である。なお、０．０１０％未満では必要最小限の母材強度が得られない。好ましくは０．０２０％である。
【００２４】
Ｍｎ：１．２５〜２．５％
Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）
これらの元素は焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度〜低冷却速度で下部ベイナイトを生成しやすくすると共に、上記の通り、極低Ｃとし、同時に所定のＢ量を添加することにより小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度確保を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善できる点で有用である。
【００２５】
まず、ＭｎおよびＣｒの含有量は、夫々１．２５％以上、０．１％以上であることが必要である。これらの含有量に満たないと所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。好ましくはＭｎ：１．３％以上、Ｃｒ：０．３％以上である。但し、Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏの含有量が、夫々２．５％、２．０％、１．５％を超えると母材の靭性が低下する。好ましくはＭｎ：２．２％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．３％以下である。
【００２６】
さらに、これらの元素で定められるＫＰ値は２．４以上であることが必要である。ＫＰ値が２．４未満では上記作用を有効に発揮させることができず、上部ベイナイトまたはフェライトが生成するようになり、５９０ＭＰａ以上の母材強度が得られなくなる（後記する図１参照）。ＫＰ値は大きい程良く、好ましくは２．７以上である。なお、その上限は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏの各添加量の上限に基づいて定められる範囲であれば特に制限されないが、母材靭性などを考慮すれば７以下、より好ましくは６以下に制御することが推奨される。
【００２７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
ＴｉはＯと酸化物を形成し、これにＭｎ，Ｓｉが固溶してベイナイトの変態核となり、ベイナイトを微細化したり、Ｎと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。但し、Ｔｉが０．０３％を超えると逆にＨＡＺ靭性が低下する。好ましくは０．０２％以下である。なお、０．００５％未満では大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００７％以上である。
【００２８】
Ｂ：０．０００６〜０．００５％
Ｂは焼入れ性改善元素で、低冷却速度で下部ベイナイトを生成しやすくすると共に、上記の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加することにより小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度確保を両立させることができる点で有用である。Ｂが０．０００６％未満では焼入れ性改善効果が期待できず、母材強度が不足してしまう。好ましくは０．０００７％以上である。但し、Ｂが０．００５％を超えるとかえって焼入れ性が低下し、母材強度が不足する。好ましくは０．００３％以下である。
【００２９】
Ｏ：０．００２５〜０．０１５％
ＯはＴｉ，Ａｌと酸化物を形成し、これらの酸化物がベイナイトの変態核となってベイナイトの微細化に寄与し、大入熱ＨＡＺ靭性を著しく改善する点で有用である。Ｏが０．００２５％未満では生成する酸化物の量が不十分となる。好ましくは０．００４０％以上である。但し、Ｏが０．０１５％を超えるとＨＡＺ靭性が低下する。好ましくは０．０１０％以下である。
【００３０】
さらに本発明では、溶接性の一層の向上を目指して、下記の元素を積極的に添加すること、あるいはその含有量を抑制することが推奨される。
【００３１】
Ｎｉ：５％以下
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、５％を超えて添加するとスケール疵が発生しやすくなるため、その上限を５％とすることが好ましい。より好ましくは４％以下である。
【００３２】
Ｃｕ：１．２％以下
Ｃｕは固溶強化および析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。但し、１．２％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を１．２％とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以下である。
【００３３】
Ｖ：０．１％以下（０％を含む）
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）
Ｖは少量の添加により焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。但し、０．１％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。好ましくはＶ：０．０６％以下である。Ｎｂはγ粒径を微細化し、これにより変態後のベイナイトブロックサイズが微細化されるため母材靭性の向上に寄与する。但し、Ｎｂの添加量が０．１％を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。好ましくはＮｂ：０．０３％以下である。
【００３４】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
ＣａはＭｎＳを球状化するので、介在物の異方性を低減する効果を有する元素である。このような作用を発揮させるためには０．０００５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。但し、０．００５％を超えて過剰に添加すると母材靭性が低下するのでその上限を０．００５％とすることが好ましい。より好ましくは０．００４％以下である。
【００３５】
Ｎ：０．００２０〜０．０１０％
Ｎは上記の通り、Ｔｉと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。但し、ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１０％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．００８％以下である。なお、０．００２０％未満ではＴｉとの窒化物形成による大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００３０％以上である。
【００３６】
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるが、１％を超えて添加すると溶接性および母材靭性が低下するのでその上限を１％とすることが好ましい。より好ましくは０．６％以下である。
【００３７】
Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下
ＰおよびＳは不純物元素である。よって夫々０．０２０％以下、０．０１０％以下に抑えられていることが好ましい。
【００３８】
Ａｌ：０．２％以下
ＡｌはＯと酸化物を形成し、ベイナイトの微細化に寄与してＨＡＺ靭性を高めたり、Ｎを固定して固溶Ｂを増加させることによりＢに基づく焼入れ性向上作用を高める元素であるが、０．２％を超えて添加すると母材の靭性が低下するので、その上限を０．２％とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以下である。
【００４０】
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。
【００４１】
本発明の鋼板は、上記成分組成を満足する鋼を用い、加熱、熱間圧延、および焼入れをした後、焼戻しすることにより所望の高張力鋼板を得ることができる。各工程の条件（温度、時間など）は特に限定されず，通常用いられる高張力鋼板の製造条件を適宜採用することができる。具体的には、例えば９５０〜１２００℃で２時間以上加熱した後、熱間圧延を行い、８５０〜９５０℃で圧延を完了し、その後冷却する。次いで８８０〜９５０℃のγ単相域温度で３０分以上保持した後、水冷することが推奨される。また、焼戻し工程では、４５０〜６５０℃で１０〜４０分保持して行うことが推奨される。
【００４２】
このように、本発明によれば、高張力鋼板の製造に当たり、通常実施される製造条件を適用することにより、溶接性に優れた高張力鋼板が得られる。
【００４３】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。但し、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００４４】
表１および２に示す成分組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、通常の加熱、熱間圧延を行った後、表３および４に示す条件で焼入れ、焼戻しを行い、所定の板厚からなる高張力鋼板を製造した。
【００４５】
このようにして得られた各鋼板について、下記の要領で母材特性［強度および靭性（ｖＥ_-40）］を評価し、本発明で基準とする母材レベル（引張強さ≧５９０ＭＰａ、ｖＥ_-40≧４７Ｊ）をクリアしたものについては、さらに溶接性（耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性）を評価した。
【００４６】
［母材特性試験］
▲１▼引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより０．２％耐力および引張強さを測定した。引張強さ≧５９０ＭＰａを合格とした。
▲２▼衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験をおこなうことにより吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を得た。ｖＥ_-40≧４７Ｊを合格とした。
【００４７】
［溶接性試験］
▲１▼ＨＡＺ靭性：入熱１００あるいは１２０ｋＪ/ｍｍ（エレクトロスラグ溶接法）で溶接を行い、図２に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ_-20）を求めた。ｖＥ_-20≧１００Ｊを合格とした。
▲２▼耐溶接割れ性：ＪＩＳＺ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。本発明では２５℃以下を合格とした。
【００４８】
これらの結果を表３および４に併記する。
【００４９】
【表１】

【００５０】
【表２】

【００５１】
【表３】

【００５２】
【表４】

【００５３】
表３および４より以下のように考察することができる。
【００５４】
まず、表１の鋼板は本発明の要件を満足する実施例であり、表３に示す通り、いずれの鋼板も母材特性および溶接性に優れていた。
【００５５】
これに対し、表２の鋼板は本発明の要件を満足しない比較例であるが、これらは表４に示す不具合を有している。
【００５６】
まず、Ｎｏ．２３はＣ量が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、Ｎｏ．２４はＣ量が本発明の上限値を超える例であり、耐溶接割れ性が低下した。
【００５７】
Ｎｏ．２５およびＮｏ．２６はＫＰ値が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。
【００５８】
Ｎｏ．２７はＭｎ量が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、Ｎｏ．２８はＭｎ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００５９】
Ｎｏ．２９はＣｒ量が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、Ｎｏ．３０はＣｒ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００６０】
Ｎｏ．３１はＭｏ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００６１】
Ｎｏ．３２はＶ量が本発明の上限値を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６２】
Ｎｏ．３３はＮｂ量が本発明の上限値を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６３】
Ｎｏ．３４はＣｕ値が本発明の上限値を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６４】
Ｎｏ．３５はＢ値が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、Ｎｏ．３６はＢ値が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材強度が得られなかった。
【００６５】
Ｎｏ．３７はＴｉ量が本発明の下限値を下回る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。また、Ｎｏ．３８はＴｉ量が本発明の上限値を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６６】
Ｎｏ．３９はＣａ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００６７】
Ｎｏ．４０はＯ量が本発明の下限値を下回る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。また、Ｎｏ．４１はＯ量が本発明の上限値を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６８】
Ｎｏ．４２はＮ量が本発明の下限値を下回る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。また、Ｎｏ．４３はＮ量が本発明の上限値を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６９】
図１は、上記結果に基づき、母材強度（引張強さ）とＫＰ値の関係をグラフ化したものであるが、ＫＰ値を２．４よりも大きく制御することで５９０ＭＰａ以上の引張強さが得られていることがわかる。
【００７０】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、溶接性（耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性）に優れた、５９０ＭＰａ級以上の鋼板を提供することができた。本発明によれば板厚が８０ｍｍ以上の厚物であっても、上記の特性を備えた高張力鋼板を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材強度とＫＰ値の関係を示すグラフである。
【図２】エレクトロスラグ溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す概略説明図である。
【図３】本発明の成分設計の考え方を説明するための模式的なＣＣＴ線図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel plate of 590 MPa or more (hereinafter simply referred to as “590 MPa class steel plate”) excellent in weldability (high heat input HAZ toughness and weld crack resistance). The high-tensile steel plate of the present invention is particularly suitably used for large structures such as buildings and bridges.
[0002]
[Prior art]
In a 590 MPa grade steel plate, a large amount of alloy components are added from the viewpoint of ensuring the strength of the base metal, so that HAZ (welding heat affected zone) hardens and weld cracking (cold cracking) occurs under small heat input welding conditions with a fast cooling rate. It is easy to occur, and it is necessary to preheat at about 75 ° C. at the time of welding for the purpose of preventing such weld cracking. Therefore, if this preheating step can be omitted, the construction efficiency is greatly improved and the cost is reduced. Therefore, it is desired to provide a 590 MPa class steel plate having excellent weld crack resistance.
[0003]
By the way, a parameter called Pcm (%) defined by the following formula is generally used as an index of resistance to weld cracking.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B]
<< In formula, [] shows content (mass%) of each element >>
For example, JP-A-10-68045 discloses that welding crack resistance is improved by limiting the Pcm to 0.20 or less.
[0004]
On the other hand, in the same 590 MPa class steel plate, there is a problem that the HAZ toughness deteriorates during high heat input welding. This is based on the fact that when the heat input is increased, the cooling rate of the HAZ part is lowered, and the hardenability of the HAZ part is lowered accordingly, and coarse island martensite is generated. This problem occurred in both thick and thin objects, heat input was restricted during actual welding work, and welding efficiency was poor.
[0005]
In improving the HAZ toughness at the time of high heat input welding, in addition to the above-mentioned JP-A-10-68045, JP-A-10-121191 discloses a carbon equivalent (Ceq) represented by the following formula: 0.35 to 0 It is disclosed that the limit is as low as .40.
Ceq = [C] + [Mn] / 6 + [Si] / 24 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14
<< In formula, [] shows content (mass%) of each element >>.
[0006]
Thus, conventionally, controlling Pcm improves weld cracking resistance during small heat input welding, or controlling Ceq improves large heat input HAZ toughness and limits the alloy component content. This was compensated for by the improvement of the manufacturing process. As a result, in a 590 MPa class steel sheet, preheating free during welding was achieved for thin materials with a relatively fast cooling rate during quenching at the time of manufacturing the base material, but preheating free during welding and base material strength for thick materials with a slow cooling rate. It was difficult to achieve both. Moreover, although the method of ensuring the base material strength using precipitation of Cu is also disclosed, sufficient base material strength was not obtained with a thick material having a slow cooling rate.
[0007]
As described above, in the small heat input welding, the HAZ portion has a high cooling rate after being heated to a high temperature, and is thus hardened and easily causes a weld crack (low temperature crack). On the other hand, since the cooling rate of the base material increases as the plate thickness increases, it is difficult to ensure the strength due to the quenching effect after rolling. Therefore, in the case of a thick 590 MPa grade steel plate, it is difficult to obtain a quenching effect because the cooling rate is slow at the time of manufacturing the steel plate after preventing the steel from becoming hard even if the cooling rate is high in order to prevent weld cracking at the time of small heat input welding. Even in this case, how to secure the strength is an important issue.
[0008]
Moreover, in both thick and thin objects, in high heat input welding, the cooling rate of the HAZ part is slowed, and the hardenability of the HAZ part is lowered accordingly, and a coarse island martensite structure is generated to produce toughness. However, in order to improve the HAZ toughness, an important issue is how to suppress the formation of island martensite structures even when the cooling rate is low.
[0009]
On the other hand, Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-124652 discloses a high heat input welding by refining the HAZ structure by finely dispersing oxides in a steel material to promote the refinement of austenite grains and the formation of intragranular transformed ferrite. It is disclosed to improve the HAZ toughness at the time (hereinafter sometimes simply referred to as “high heat input HAZ toughness”). However, since the number of oxides is too small to make the austenite grains sufficiently fine, it is difficult to increase the number of oxides, and the oxides do not work sufficiently as transformation nuclei of intragranular transformed ferrite. Even with this method, sufficient heat input HAZ toughness could not be secured.
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made paying attention to the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a 590 MPa grade steel plate excellent in weldability (high heat input HAZ toughness and weld crack resistance).
[0011]
[Means for Solving the Problems]
The high-tensile steel sheet having excellent weldability according to the present invention that has solved the above problems is C: 0.010 to 0.06% (meaning mass%, the same applies hereinafter), Mn: 1.25 to 2.2. 5%, Cr: 0.1-2.0%, Mo: 1.5% or less (including 0%), Ti: 0.005-0.03%, B: 0.0006-0.005%, O: 0.0025 to 0.015%, Si: 1% or less (excluding 0%), made of steel consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and KP represented by the following formula (1) is It has a gist where KP ≧ 2.4.
KP = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo] (1)
<< In formula, [] means content (mass%) of each element >>.
[0012]
In the present invention, a high-tensile steel plate further containing Ni: 5% or less and / or Cu: 1.2% or less, and further, a high content containing V: 0.1% or less and / or Nb: 0.1% or less. Tensile steel plate, high strength steel plate containing Ca: 0.0005-0.005%, high strength steel plate containing N: 0.0020-0.010%, and P: 0.020% or less , S: 0.010% or less, and Al: 0.2% or less, respectively, is a preferable embodiment because weldability is further improved.
[0013]
Moreover, the high-tensile steel sheet of the present invention has good weldability and base material strength even when the wall thickness is 80 mm or more.
[0014]
The chemical composition of the high-strength steel sheet according to the present invention typically consists of the balance of the above elements and the remainder Fe and unavoidable impurities, but other chemical components are within a range that does not impair the effects of the present invention. It may be contained.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As described above, in the 490 MPa class steel sheet, it was possible to achieve both the improvement of weld crack resistance and the securing of the base material strength by controlling the Pcm. It was difficult to satisfy both characteristics in the thick material.
[0016]
In general, when upper bainite is generated during high heat input welding, island martensite is generated, and the HAZ toughness of the steel deteriorates. Therefore, in the case of a 490 MPa grade steel plate, Ceq is used to actively generate ferrite in the HAZ. Has been tried to improve the high heat input HAZ toughness, which is contrary to the increase in strength and thickness, and the improvement in the high heat input HAZ toughness and the thick wall in the 590 MPa class steel plate. It was also difficult to achieve compatibility.
[0017]
Furthermore, it has been attempted to refine the HAZ structure and improve the high heat input HAZ toughness by finely dispersing oxides in the steel to promote the refinement of austenite grains and the formation of intragranular transformed ferrite. However, in the conventional method, as described above, the number of oxides is too small, and the high heat input HAZ toughness cannot be sufficiently ensured.
[0018]
Therefore, in the present invention, in the component design, the weld crack resistance and large resistance are not determined by completely different parameters, but Pcm, which has been used as an index of weld crack resistance, and Ceq, which has been used as an index of ensuring high heat input HAZ toughness. The inventors studied diligently whether the heat input HAZ toughness could be controlled. As a result, by using KP represented by the above formula (1) considering the steel structure, further reducing the amount of C and adding B and O, good weld crack resistance, high heat input HAZ toughness and The inventors have found that the strength of the base material can be achieved and have completed the present invention.
[0019]
First, a technique for improving weld crack resistance and high heat input HAZ toughness in the present invention will be described. As described above, in the present invention, C is limited to an extremely low C, and Mn and Cr, which are hardenability improving elements, and Mo in some cases are actively added, and are determined by the content of the quenching improving element. The point is that the oxide is dispersed by appropriately controlling the KP value, adding B, and further adding O. By appropriately adding these components, the continuous cooling curve of bainite (see the CCT diagram in FIG. 3) moves to the short time side and the low temperature side, and the CCT line of ferrite moves to the long time side. (Move from solid line to broken line).
[0020]
Therefore, conventionally, since martensite is generated at a high cooling rate and ferrite or upper bainite is generated at a low cooling rate, the hardness is highly sensitive to the cooling rate, and the hardness of the HAZ part at the time of small heat input welding is reduced (welding resistance). Improvement in crackability) and securing of the base material strength were incompatible, and it was difficult to achieve preheating-free, but according to the present invention, lower bainite was produced at both high cooling rate and low cooling rate, The sensitivity to the cooling rate of the hardness was lowered, and the reduction in hardness of the HAZ part during welding (improvement of weld crack resistance) and the securing of the base material strength were achieved at the same time.
[0021]
On the other hand, in the case of high heat input welding, since the cooling rate of HAZ is slow, conventionally, ferrite or upper bainite was generated, and a coarse and massive island-like martensite structure was generated accordingly, and HAZ toughness was deteriorated. However, in the present invention, even if the cooling rate is low, the lower bainite is generated, so that it becomes a film-like martensite structure instead of a lump, and at the same time, the generated martensite structure becomes fine because it is extremely low C. Furthermore, although the oxide produced by the addition of O does not sufficiently function as a transformation nucleus of intragranular transformed ferrite, it effectively acts as a transformation nucleus of bainite, and bainite is refined. These effects ensured the HAZ toughness.
[0022]
Hereinafter, components and KP values that contribute to improving weld crack resistance and high heat input HAZ toughness will be described.
[0023]
C: 0.010 to 0.06%
C is an important element for achieving both the weld crack resistance of the HAZ part during welding and the strength of the base material and improving the high heat input HAZ toughness. If C exceeds 0.06%, martensite is generated instead of lower bainite on the high cooling rate side, and the weld crack resistance and high heat input HAZ toughness are not improved. Preferably it is 0.055% or less. In addition, if it is less than 0.010%, the necessary minimum base material strength cannot be obtained. Preferably it is 0.020%.
[0024]
Mn: 1.25 to 2.5%
Cr: 0.1 to 2.0%
Mo: 1.5% or less (including 0%)
These elements have the effect of improving the hardenability, make it easy to produce lower bainite at a high cooling rate to a low cooling rate, and, as described above, make it extremely low C and simultaneously add a predetermined amount of B. This is useful in that both the weld cracking resistance of the HAZ part and the strength of the base metal can be ensured at the time of small heat input welding, and the high heat input HAZ toughness can be improved.
[0025]
First, the contents of Mn and Cr are required to be 1.25% or more and 0.1% or more, respectively. If these contents are not satisfied, the desired hardenability improving effect is not exhibited and the base material strength is insufficient. Preferably, Mn: 1.3% or more and Cr: 0.3% or more. However, if the contents of Mn, Cr, and Mo exceed 2.5%, 2.0%, and 1.5%, respectively, the toughness of the base material decreases. Preferably, Mn is 2.2% or less, Cr is 1.5% or less, and Mo is 1.3% or less.
[0026]
Furthermore, the KP value determined by these elements needs to be 2.4 or more. If the KP value is less than 2.4, the above effect cannot be exhibited effectively, and upper bainite or ferrite is generated, and a base material strength of 590 MPa or more cannot be obtained (see FIG. 1 described later). A larger KP value is better, and preferably 2.7 or more. The upper limit is not particularly limited as long as it is a range determined based on the upper limit of each addition amount of Mn, Cr, and Mo, but is controlled to 7 or less, more preferably 6 or less in consideration of the base material toughness and the like. It is recommended.
[0027]
Ti: 0.005 to 0.03%
Ti forms an oxide with O, and Mn and Si form a solid solution to form a transformation nucleus of bainite, and bainite is refined or N and nitride are formed to form a γ in the HAZ part during high heat input welding. This is useful in that the grains are refined and contribute to HAZ toughness improvement. However, if Ti exceeds 0.03%, the HAZ toughness decreases. Preferably it is 0.02% or less. If it is less than 0.005%, the effect of improving the high heat input HAZ toughness is not sufficient. Preferably it is 0.007% or more.
[0028]
B: 0.0006 to 0.005%
B is an element for improving hardenability and makes it easy to form lower bainite at a low cooling rate. As described above, it is extremely low C, and at the same time, HAZ at the time of small heat input welding is added by adding an appropriate amount of Mn, Cr, Mo. This is useful in that it is possible to achieve both weld crack resistance of the part and ensuring the strength of the base material. If B is less than 0.0006%, the effect of improving hardenability cannot be expected, and the base material strength is insufficient. Preferably it is 0.0007% or more. However, if B exceeds 0.005%, the hardenability deteriorates and the base material strength is insufficient. Preferably it is 0.003% or less.
[0029]
O: 0.0025 to 0.015%
O forms oxides with Ti and Al, and these oxides are useful in that the transformation nuclei of bainite contribute to the refinement of bainite and the high heat input HAZ toughness is remarkably improved. If O is less than 0.0025%, the amount of oxide produced is insufficient. Preferably it is 0.0040% or more. However, if O exceeds 0.015%, the HAZ toughness decreases. Preferably it is 0.010% or less.
[0030]
Furthermore, in the present invention, it is recommended to positively add the following elements or to suppress the content thereof with the aim of further improving the weldability.
[0031]
Ni: 5% or less Ni is an element useful for improving the toughness of the base metal, but if added over 5%, scale wrinkles are likely to occur, so the upper limit is preferably made 5%. More preferably, it is 4% or less.
[0032]
Cu: 1.2% or less Cu is an element that improves the strength of the base metal by solid solution strengthening and precipitation strengthening and also has an effect of improving hardenability. However, if the addition exceeds 1.2%, the high heat input HAZ toughness decreases, so the upper limit is preferably made 1.2%. More preferably, it is 1.0% or less.
[0033]
V: 0.1% or less (including 0%)
Nb: 0.1% or less (including 0%)
V has the effect of increasing hardenability and temper softening resistance when added in a small amount. However, if added over 0.1%, the high heat input HAZ toughness decreases. V is preferably 0.06% or less. Nb refines the γ grain size, thereby minimizing the bainite block size after transformation, contributing to the improvement of the base metal toughness. However, if the amount of Nb added exceeds 0.1%, the high heat input HAZ toughness decreases. Preferably it is Nb: 0.03% or less.
[0034]
Ca: 0.0005 to 0.005%
Since Ca spheroidizes MnS, it is an element having an effect of reducing the anisotropy of inclusions. In order to exert such an effect, it is preferable to add 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more. However, if the addition exceeds 0.005% excessively, the base material toughness decreases, so the upper limit is preferably made 0.005%. More preferably, it is 0.004% or less.
[0035]
N: 0.0020 to 0.010%
As described above, N is useful in that it forms Ti and nitrides and contributes to the improvement of HAZ toughness during high heat input welding. However, N combines with B to reduce the solid solution B, inhibits the hardenability improving effect of B, and also has the effect of lowering the toughness of the base metal and the high heat input HAZ toughness. When it exceeds 0.010%, the effect becomes remarkable. Preferably it is 0.008% or less. If it is less than 0.0020%, the effect of improving the high heat input HAZ toughness by forming a nitride with Ti is not sufficient. Preferably it is 0.0030% or more.
[0036]
Si: 1% or less Si is an element useful as a deoxidizer, but if added over 1%, weldability and base metal toughness are lowered, so the upper limit is preferably made 1%. More preferably, it is 0.6% or less.
[0037]
P: 0.020% or less, S: 0.010% or less P and S are impurity elements. Therefore, it is preferable to be suppressed to 0.020% or less and 0.010% or less, respectively.
[0038]
Al: 0.2% or less Al forms an oxide with O and contributes to the refinement of bainite to improve HAZ toughness, or to improve the hardenability based on B by fixing N and increasing solid solution B Although it is an element which raises an effect | action, since the toughness of a base material will fall if it adds exceeding 0.2%, it is preferable to make the upper limit into 0.2%. More preferably, it is 0.1% or less.
[0040]
Next, a method for producing the steel plate of the present invention will be described.
[0041]
The steel plate of the present invention uses steel that satisfies the above component composition, and after heating, hot rolling, and quenching, it can be tempered to obtain a desired high-tensile steel plate. Conditions for each step (temperature, time, etc.) are not particularly limited, and commonly used production conditions for high-tensile steel sheets can be adopted as appropriate. Specifically, for example, after heating at 950 to 1200 ° C. for 2 hours or more, hot rolling is performed, rolling is completed at 850 to 950 ° C., and then cooled. Next, it is recommended that the temperature is kept at γ single phase temperature of 880 to 950 ° C. for 30 minutes or more, followed by water cooling. In the tempering step, it is recommended to hold at 450 to 650 ° C. for 10 to 40 minutes.
[0042]
Thus, according to the present invention, a high-strength steel sheet having excellent weldability can be obtained by applying the manufacturing conditions that are usually performed in the production of a high-strength steel sheet.
[0043]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in detail based on examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and all modifications made without departing from the spirit of the preceding and following descriptions are encompassed in the technical scope of the present invention.
[0044]
Steels having the composition shown in Tables 1 and 2 were melted by a normal melting method to form a slab, followed by normal heating and hot rolling, followed by quenching and tempering under the conditions shown in Tables 3 and 4. A high-tensile steel plate having a predetermined thickness was manufactured.
[0045]
With respect to each steel plate thus obtained, the base material properties [strength and toughness (vE _-40 )] were evaluated in the following manner, and the base material level (tensile strength ≧ 590 MPa, vE ₋ ) based on the present invention. About what cleared ₄₀ > = 47J), weldability (weld crack resistance and large heat input HAZ toughness) was evaluated further.
[0046]
[Base material characteristics test]
(1) Tensile test: A JIS No. 4 test piece was taken from a 1/4 thickness portion of each steel plate, and 0.2% proof stress and tensile strength were measured by conducting a tensile test. Tensile strength ≧ 590 MPa was regarded as acceptable.
(2) Impact test: JIS No. 4 test piece was collected from a 1/4 thickness part of each steel plate and subjected to Charpy impact test to obtain absorbed energy (vE- ₄₀ ). vE _-40 ≧ 47J was accepted.
[0047]
[Weldability test]
(1) HAZ toughness: Welding is performed at a heat input of 100 or 120 kJ / mm (electroslag welding method), and a JIS No. 4 specimen is taken from the site shown in FIG. vE- ₂₀ ) was determined. vE _-20 ≧ 100 J was accepted.
(2) Weld crack resistance: Based on the y-type weld crack test method described in JIS Z 3158, covered arc welding was performed at a heat input of 1.7 kJ / mm, and the root crack prevention preheating temperature was measured. In this invention, 25 degrees C or less was set as the pass.
[0048]
These results are also shown in Tables 3 and 4.
[0049]
[Table 1]

[0050]
[Table 2]

[0051]
[Table 3]

[0052]
[Table 4]

[0053]
From Tables 3 and 4, it can be considered as follows.
[0054]
First, the steel plates in Table 1 are examples that satisfy the requirements of the present invention. As shown in Table 3, all the steel plates were excellent in base material characteristics and weldability.
[0055]
On the other hand, although the steel plate of Table 2 is a comparative example which does not satisfy the requirements of this invention, these have the faults shown in Table 4.
[0056]
First, no. No. 23 is an example in which the amount of C is lower than the lower limit of the present invention, and a desired base material strength was not obtained. No. No. 24 is an example in which the amount of C exceeds the upper limit of the present invention, and the weld crack resistance was lowered.
[0057]
No. 25 and No. No. 26 is an example in which the KP value is lower than the lower limit of the present invention, and a desired base material strength was not obtained.
[0058]
No. No. 27 is an example in which the amount of Mn falls below the lower limit of the present invention, and a desired base material strength was not obtained. No. No. 28 is an example in which the amount of Mn exceeds the upper limit of the present invention, and the desired base material toughness was not obtained.
[0059]
No. No. 29 is an example in which the Cr amount is lower than the lower limit of the present invention, and a desired base material strength was not obtained. No. No. 30 is an example in which the Cr amount exceeds the upper limit of the present invention, and the desired base material toughness was not obtained.
[0060]
No. No. 31 is an example in which the Mo amount exceeds the upper limit of the present invention, and the desired base material toughness was not obtained.
[0061]
No. No. 32 is an example in which the V amount exceeds the upper limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered.
[0062]
No. No. 33 is an example in which the amount of Nb exceeds the upper limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered.
[0063]
No. No. 34 is an example in which the Cu value exceeds the upper limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered.
[0064]
No. No. 35 is an example in which the B value is lower than the lower limit of the present invention, and a desired base material strength was not obtained. No. 36 is an example in which the B value exceeds the upper limit of the present invention, and the desired base material strength was not obtained.
[0065]
No. No. 37 is an example in which the Ti amount is lower than the lower limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered. No. No. 38 is an example in which the Ti amount exceeds the upper limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered.
[0066]
No. No. 39 is an example in which the Ca amount exceeds the upper limit of the present invention, and the desired base material toughness was not obtained.
[0067]
No. No. 40 is an example in which the amount of O falls below the lower limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered. No. No. 41 is an example in which the amount of O exceeds the upper limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered.
[0068]
No. No. 42 is an example in which the N amount is lower than the lower limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered. No. No. 43 is an example in which the N amount exceeds the upper limit of the present invention, and the high heat input HAZ toughness was lowered.
[0069]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the base material strength (tensile strength) and the KP value based on the above results. By controlling the KP value to be larger than 2.4, the tensile strength of 590 MPa or more is shown. It can be seen that is obtained.
[0070]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and was able to provide a steel plate of 590 MPa class or higher that has excellent weldability (weld crack resistance and high heat input HAZ toughness). According to the present invention, a high-tensile steel plate having the above characteristics can be provided even if the plate thickness is 80 mm or more.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between base material strength and KP value.
FIG. 2 is a schematic explanatory view showing a test piece collection position of bond toughness during electroslag welding.
FIG. 3 is a schematic CCT diagram for explaining the concept of component design of the present invention.

Claims

C: 0.010 to 0.06% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter),
Mn: 1.25 to 2.5%,
Cr: 0.1 to 2.0%,
Mo: 1.5% or less (including 0%),
Ti: 0.005 to 0.03%,
B: 0.0006 to 0.005%,
O: 0.0025 to 0.015%,
Si: 1% or less (excluding 0%) is satisfied,
Made of steel consisting of the balance Fe and inevitable impurities,
KP ≧ 2.4
A high-tensile steel sheet with excellent weldability, characterized by
However, KP = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]
<< In formula, [] means content (mass%) of each element. >>

The high-tensile steel sheet according to claim 1, which contains Ni: 5% or less and / or Cu: 1.2% or less.

The high-tensile steel sheet according to claim 1 or 2, which contains V: 0.1% or less and / or Nb: 0.1% or less.

The high-tensile steel plate according to any one of claims 1 to 3, which contains Ca: 0.0005 to 0.005%.

N: 0.0020-0.010% is contained, The high-tensile steel plate in any one of Claims 1-4.

The high-tensile steel sheet according to any one of claims 1 to 5, which is suppressed to P: 0.020% or less, S: 0.010% or less , and Al: 0.2% or less.

The high-tensile steel sheet according to any one of claims 1 to 6, wherein the thickness is 80 mm or more.