JP2000160281A - 溶接性に優れた高張力鋼板 - Google Patents
溶接性に優れた高張力鋼板Info
- Publication number
- JP2000160281A JP2000160281A JP33626898A JP33626898A JP2000160281A JP 2000160281 A JP2000160281 A JP 2000160281A JP 33626898 A JP33626898 A JP 33626898A JP 33626898 A JP33626898 A JP 33626898A JP 2000160281 A JP2000160281 A JP 2000160281A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- low
- steel sheet
- heat input
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 ７８０ＭＰａ級の高張力鋼板において、小入
熱溶接時の耐低温割れ性を改善して予熱フリーを可能と
し、あわせて大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１０〜０．０６０％（ｗｔ
％、以下同じ）、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：
０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．
０００６〜０．００５０％、Ｃｕ：０．２５％未満、Ｎ
ｂ：０．０３０％以下を含有し、かつ下記式で定義され
るＫＰ（％）が、ＫＰ≧３．２０を満たす高張力鋼板。 ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ] ただし、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]は各元素の含有量
（％）を表す。
熱溶接時の耐低温割れ性を改善して予熱フリーを可能と
し、あわせて大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１０〜０．０６０％（ｗｔ
％、以下同じ）、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：
０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．
０００６〜０．００５０％、Ｃｕ：０．２５％未満、Ｎ
ｂ：０．０３０％以下を含有し、かつ下記式で定義され
るＫＰ（％）が、ＫＰ≧３．２０を満たす高張力鋼板。 ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ] ただし、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]は各元素の含有量
（％）を表す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えば橋梁、ペン
ストック、タンク、その他の大型構造物に使用される、
溶接性に優れた高張力鋼板に関する。
ストック、タンク、その他の大型構造物に使用される、
溶接性に優れた高張力鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板では、
母材強度を確保するとの観点から合金成分を多量に添加
するため、小入熱溶接条件で冷却速度の速いＨＡＺが硬
化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすく、それを防ぐ
ために溶接施工時に１００℃程度の予熱を行う必要があ
る。この予熱を省略できれば大きく施工効率が上がり、
かつコストダウンにもなるため、耐低温割れ性に優れた
７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が要望されている。
母材強度を確保するとの観点から合金成分を多量に添加
するため、小入熱溶接条件で冷却速度の速いＨＡＺが硬
化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすく、それを防ぐ
ために溶接施工時に１００℃程度の予熱を行う必要があ
る。この予熱を省略できれば大きく施工効率が上がり、
かつコストダウンにもなるため、耐低温割れ性に優れた
７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が要望されている。
【０００３】耐低温割れ性の指標として下記式で定義さ
れるＰｃｍ（％）というパラメータが開示され、従来は
Ｐｃｍを制限して耐低温割れ性を改善し、合金成分の添
加を制限したことによる母材強度の低下を製造方法の改
良により補ってきた。 Ｐｃｍ＝[Ｃ]＋[Ｓｉ]/30＋[Ｍｎ]/20＋[Ｃｕ]/20＋[Ｎ
ｉ]/60＋[Ｃｒ]/20＋[Ｍｏ]/15＋[Ｖ]/10＋5×[Ｂ] ただし、[Ｃ]〜[Ｂ]は各元素の含有量を表す。これによ
り、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、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（≦３
４ｍｍ）では予熱フリーを可能にできたが、冷却速度が
遅い厚物（≧４０ｍｍ）では予熱フリーと母材強度の確
保を両立させることができなかった。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十分な母材強度が確保でき
ない。なお、耐低温割れ性の改善に関する特許文献とし
ては、例えば特開平７−１１３１４０号公報（Ｐｃｍ≦
０．２３とし、低Ｃ、低Ｃｕに制限して耐低温割れ性を
改善する）、特開昭６１−４４１６１号公報（Ｐｃｍを
余り上げずに高Ｃeqとし、かつ低Ｃ、Ｂフリーとす
る）、特開平４−３３３５１６号公報（Ｐｃｍ≦０．２
８、Ｂフリーとして耐低温割れ性を改善し、かつＣｕ添
加により強度を確保する）、特開平５−１６３５２７号
公報（Ｐｃｍに類似の溶接性パラメーターＰを規制し、
かつＣｕを添加して強度を確保する）がある。
れるＰｃｍ（％）というパラメータが開示され、従来は
Ｐｃｍを制限して耐低温割れ性を改善し、合金成分の添
加を制限したことによる母材強度の低下を製造方法の改
良により補ってきた。 Ｐｃｍ＝[Ｃ]＋[Ｓｉ]/30＋[Ｍｎ]/20＋[Ｃｕ]/20＋[Ｎ
ｉ]/60＋[Ｃｒ]/20＋[Ｍｏ]/15＋[Ｖ]/10＋5×[Ｂ] ただし、[Ｃ]〜[Ｂ]は各元素の含有量を表す。これによ
り、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、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（≦３
４ｍｍ）では予熱フリーを可能にできたが、冷却速度が
遅い厚物（≧４０ｍｍ）では予熱フリーと母材強度の確
保を両立させることができなかった。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十分な母材強度が確保でき
ない。なお、耐低温割れ性の改善に関する特許文献とし
ては、例えば特開平７−１１３１４０号公報（Ｐｃｍ≦
０．２３とし、低Ｃ、低Ｃｕに制限して耐低温割れ性を
改善する）、特開昭６１−４４１６１号公報（Ｐｃｍを
余り上げずに高Ｃeqとし、かつ低Ｃ、Ｂフリーとす
る）、特開平４−３３３５１６号公報（Ｐｃｍ≦０．２
８、Ｂフリーとして耐低温割れ性を改善し、かつＣｕ添
加により強度を確保する）、特開平５−１６３５２７号
公報（Ｐｃｍに類似の溶接性パラメーターＰを規制し、
かつＣｕを添加して強度を確保する）がある。
【０００４】一方、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板に
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より靭性が低
下するためである。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（５ｋＪ／ｍ
ｍ以下）が行われ、効率が悪かった。４９０〜５９０Ｍ
Ｐａ級では、Ｔｉ添加、酸化物分散などにより大入熱Ｈ
ＡＺ靭性の改善がなされてきた。７８０ＭＰａ級以上で
も、前記特開平５−１６３５２７号公報、特開昭６１−
４４１６１号公報のほか、例えば特開平６−６５６８０
号公報（酸化物を含有させ、旧γ粒径を微細化する）、
特開平７−２３３４３７号公報（Ｂフリー、Ｐｃｍ≦
０．２４、Ｃｅｑ≧０．４５として焼入れ性を向上させ
る）など、大入熱ＨＡＺ靭性の改善を目的とする発明が
あるが、いずれも十分ではなかった。
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より靭性が低
下するためである。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（５ｋＪ／ｍ
ｍ以下）が行われ、効率が悪かった。４９０〜５９０Ｍ
Ｐａ級では、Ｔｉ添加、酸化物分散などにより大入熱Ｈ
ＡＺ靭性の改善がなされてきた。７８０ＭＰａ級以上で
も、前記特開平５−１６３５２７号公報、特開昭６１−
４４１６１号公報のほか、例えば特開平６−６５６８０
号公報（酸化物を含有させ、旧γ粒径を微細化する）、
特開平７−２３３４３７号公報（Ｂフリー、Ｐｃｍ≦
０．２４、Ｃｅｑ≧０．４５として焼入れ性を向上させ
る）など、大入熱ＨＡＺ靭性の改善を目的とする発明が
あるが、いずれも十分ではなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記のように、小入熱
溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱されかつ冷却速度が
速いため、硬化して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
後の焼入れで強度が確保し難くなる。従って、７８０Ｍ
Ｐａ級以上の高張力鋼板の厚物では、小入熱溶接時の低
温割れを防止するため冷却速度が速い場合に硬くならな
いようにした上で、鋼板製造時の焼入れ過程において冷
却速度が遅い場合にいかに強度を確保するかが課題とな
る。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、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にいかに島状マルテンサイ
ト組織の生成を抑制するかが課題となる。
溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱されかつ冷却速度が
速いため、硬化して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
後の焼入れで強度が確保し難くなる。従って、７８０Ｍ
Ｐａ級以上の高張力鋼板の厚物では、小入熱溶接時の低
温割れを防止するため冷却速度が速い場合に硬くならな
いようにした上で、鋼板製造時の焼入れ過程において冷
却速度が遅い場合にいかに強度を確保するかが課題とな
る。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、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にいかに島状マルテンサイ
ト組織の生成を抑制するかが課題となる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る溶接性に優
れた高張力鋼板は、Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、Ｍ
ｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００６〜０．００５
０％、Ｃｕ：０．２５％未満、Ｎｂ：０．０３０％以下
を含有し、かつ下記式で定義されるＫＰ（％）が、ＫＰ
≧３．２０を満たすことを特徴とする。 ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ] 上記高張力鋼板において、Ｃｕ：０．２５％以上含有す
る場合は、Ｎｂ：０．０１０％未満とする。
れた高張力鋼板は、Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、Ｍ
ｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００６〜０．００５
０％、Ｃｕ：０．２５％未満、Ｎｂ：０．０３０％以下
を含有し、かつ下記式で定義されるＫＰ（％）が、ＫＰ
≧３．２０を満たすことを特徴とする。 ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ] 上記高張力鋼板において、Ｃｕ：０．２５％以上含有す
る場合は、Ｎｂ：０．０１０％未満とする。
【０００７】上記高張力鋼板において、上記元素以外
に、必要に応じて下記〜に挙げたいずれか１種又は
２種以上を含有させてもよい。また、Ｎは０．０１００
％以下に制限することが望ましい。 Ｎｉを３．５％以下 Ｖを０．１０％以下 Ｔｉ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｈ
ｆ：０．１０％以下のいずれか１種以上を下記式で定義
されるＫＮ（％）が−１．０〜４．０の範囲内で、 ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／
178）×10４ Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．２０％以下 なお、本発明に係る上記高張力鋼板の化学組成は、典型
的には上記元素のほかは残部Ｆｅ及び不可避不純物から
なるが、その他の化学成分（例えばＳｉ）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。
に、必要に応じて下記〜に挙げたいずれか１種又は
２種以上を含有させてもよい。また、Ｎは０．０１００
％以下に制限することが望ましい。 Ｎｉを３．５％以下 Ｖを０．１０％以下 Ｔｉ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｈ
ｆ：０．１０％以下のいずれか１種以上を下記式で定義
されるＫＮ（％）が−１．０〜４．０の範囲内で、 ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／
178）×10４ Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．２０％以下 なお、本発明に係る上記高張力鋼板の化学組成は、典型
的には上記元素のほかは残部Ｆｅ及び不可避不純物から
なるが、その他の化学成分（例えばＳｉ）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。
【０００８】
【発明の実施の形態】さて、４９０〜５９０ＭＰａ級の
高張力鋼板では、Ｐｃｍを基本とした成分設計で耐低温
割れ性の改善と母材強度の確保を両立させることができ
たが、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板では、Ｐｃｍを
基本とした成分設計を行った場合、特に厚物において耐
低温割れ性の改善と母材強度の確保を両立させることが
困難である。そこで、本発明では、成分設計に当たり、
これまで耐低温割れ性の指標とされていたＰｃｍにとら
われず、鋼組織を考慮した成分設計を行った。
高張力鋼板では、Ｐｃｍを基本とした成分設計で耐低温
割れ性の改善と母材強度の確保を両立させることができ
たが、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板では、Ｐｃｍを
基本とした成分設計を行った場合、特に厚物において耐
低温割れ性の改善と母材強度の確保を両立させることが
困難である。そこで、本発明では、成分設計に当たり、
これまで耐低温割れ性の指標とされていたＰｃｍにとら
われず、鋼組織を考慮した成分設計を行った。
【０００９】本発明の成分設計は、Ｃを極低Ｃに制限し
た上で、焼入れ性向上元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを積
極添加し、さらにＢを添加したことがポイントである。
これらの成分を適量添加することにより、ベイナイトの
ＣＣＴ線（図５のＣＣＴ線図を参照）が短時間側、かつ
低温度側に移動し、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に
移動する（いずれも図５の実線→破線）。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
ェライト又は高温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（耐低温割れ性の改善）と母材強度確保が両立で
きず、予熱フリーが困難であったが、本発明では、高冷
却速度、低冷却速度のいずれでも低温ベイナイトを生成
し、硬さの冷却速度感受性が低下し、小入熱溶接時のＨ
ＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度確
保の両立が可能となった。一方、大入熱溶接の場合、Ｈ
ＡＺの冷却速度が遅くなるため、従来、フェライト又は
高温ベイナイトを生成し、それに伴い粗大かつ塊状の島
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低温ベイナイ
トが生成し、しかも極低Ｃであるため生成する島状マル
テンサイト組織が微細となり、ＨＡＺ靭性を確保でき
る。
た上で、焼入れ性向上元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを積
極添加し、さらにＢを添加したことがポイントである。
これらの成分を適量添加することにより、ベイナイトの
ＣＣＴ線（図５のＣＣＴ線図を参照）が短時間側、かつ
低温度側に移動し、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に
移動する（いずれも図５の実線→破線）。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
ェライト又は高温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（耐低温割れ性の改善）と母材強度確保が両立で
きず、予熱フリーが困難であったが、本発明では、高冷
却速度、低冷却速度のいずれでも低温ベイナイトを生成
し、硬さの冷却速度感受性が低下し、小入熱溶接時のＨ
ＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度確
保の両立が可能となった。一方、大入熱溶接の場合、Ｈ
ＡＺの冷却速度が遅くなるため、従来、フェライト又は
高温ベイナイトを生成し、それに伴い粗大かつ塊状の島
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低温ベイナイ
トが生成し、しかも極低Ｃであるため生成する島状マル
テンサイト組織が微細となり、ＨＡＺ靭性を確保でき
る。
【００１０】次に、本発明に係る高張力鋼板の化学成分
について個々に説明する。 Ｃ Ｃを０．０６％以下に制限し、同時に適量のＭｎ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、及びＢを添加することで、前記の通り、小入
熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両
立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善できる。
Ｃが０．０６０％を超えると高冷却速度側で低温ベイナ
イトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐低
温割れ性が改善されない。一方、０．０１０％未満では
必要最小限の母材強度を得ることができない。従って、
Ｃの含有量は０．０１０〜０．０６０％、より望ましく
は０．０３０〜０．０５５％とする。
について個々に説明する。 Ｃ Ｃを０．０６％以下に制限し、同時に適量のＭｎ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、及びＢを添加することで、前記の通り、小入
熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両
立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善できる。
Ｃが０．０６０％を超えると高冷却速度側で低温ベイナ
イトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐低
温割れ性が改善されない。一方、０．０１０％未満では
必要最小限の母材強度を得ることができない。従って、
Ｃの含有量は０．０１０〜０．０６０％、より望ましく
は０．０３０〜０．０５５％とする。
【００１１】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ これらの元素は焼入れ性を改善する作用をもち、高冷却
速度〜低冷却速度で低温ベイナイトを生成させやすく
し、前記の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＢを添加す
ることで、小入熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と母
材強度確保を両立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭性
を改善できる。しかし、下記式で定義されるＫＰが３．
２０未満ではその作用が十分でなく、高温ベイナイト又
はフェライトが生成するようになって、７８０ＭＰａ以
上の母材強度を得ることができなくなる（後述する図１
参照）。ＫＰの望ましい値は４．０以上である。 ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ] また、個別元素でみると、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量
が、それぞれ１．２５％、０．１％、０．１％に満たな
いと焼入れ性を改善する効果が期待できず、母材強度が
不足し、それぞれ２．５％、２．０％、１．５％を超え
ると母材の靭性が劣化する。従って、含有量はそれぞれ
１．２５〜２．５％、０．１〜２．０％、０．１〜１．
５％とする。より望ましくは、それぞれ１．３〜２．２
％、０．３〜１．５％、０．３〜１．３％とする。
速度〜低冷却速度で低温ベイナイトを生成させやすく
し、前記の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＢを添加す
ることで、小入熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と母
材強度確保を両立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭性
を改善できる。しかし、下記式で定義されるＫＰが３．
２０未満ではその作用が十分でなく、高温ベイナイト又
はフェライトが生成するようになって、７８０ＭＰａ以
上の母材強度を得ることができなくなる（後述する図１
参照）。ＫＰの望ましい値は４．０以上である。 ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ] また、個別元素でみると、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量
が、それぞれ１．２５％、０．１％、０．１％に満たな
いと焼入れ性を改善する効果が期待できず、母材強度が
不足し、それぞれ２．５％、２．０％、１．５％を超え
ると母材の靭性が劣化する。従って、含有量はそれぞれ
１．２５〜２．５％、０．１〜２．０％、０．１〜１．
５％とする。より望ましくは、それぞれ１．３〜２．２
％、０．３〜１．５％、０．３〜１．３％とする。
【００１２】Ｂ Ｂは焼入れ性を改善する作用をもち、低冷却速度で低温
ベイナイトを生成させやすくする。そして、前記の通
り、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを添加
することで、小入熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と
母材強度確保を両立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭
性を改善することができる。Ｂが０．０００６％未満で
あると、焼入れ性を改善する効果が期待できず、母材強
度が不足し、０．００５０％を超えるとかえって焼入れ
性を低下させ、母材強度が不足する。従って、含有量は
０．０００６〜０．００５０％、より望ましくは０．０
００７〜０．００３０％とする。
ベイナイトを生成させやすくする。そして、前記の通
り、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを添加
することで、小入熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と
母材強度確保を両立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭
性を改善することができる。Ｂが０．０００６％未満で
あると、焼入れ性を改善する効果が期待できず、母材強
度が不足し、０．００５０％を超えるとかえって焼入れ
性を低下させ、母材強度が不足する。従って、含有量は
０．０００６〜０．００５０％、より望ましくは０．０
００７〜０．００３０％とする。
【００１３】Ｃｕ Ｃｕは固溶強化及び析出強化によって母材強度を向上さ
せ、また、ＢやＭｎ〜Ｍｏほどではないが焼入れ性を向
上させるので、必要に応じて添加することができる。し
かし、余り多くなると大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下
させるため、含有量は１．０％以下とするのが望まし
い。 Ｎｂ ＮｂはＮｂＣを形成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低
下させ、特にＣｕと共存するときその作用が強く出る。
このため、Ｃｕ含有量が少ないとき（Ｃｕ：０．２５％
未満のとき）は０．０３０％以下に制限し、Ｃｕ含有量
が比較的多いとき（Ｃｕ：０．２５％以上のとき）は
０．０１％未満に制限する必要がある。
せ、また、ＢやＭｎ〜Ｍｏほどではないが焼入れ性を向
上させるので、必要に応じて添加することができる。し
かし、余り多くなると大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下
させるため、含有量は１．０％以下とするのが望まし
い。 Ｎｂ ＮｂはＮｂＣを形成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低
下させ、特にＣｕと共存するときその作用が強く出る。
このため、Ｃｕ含有量が少ないとき（Ｃｕ：０．２５％
未満のとき）は０．０３０％以下に制限し、Ｃｕ含有量
が比較的多いとき（Ｃｕ：０．２５％以上のとき）は
０．０１％未満に制限する必要がある。
【００１４】Ｎｉ Ｎｉは母材靭性を向上させるのに有効な元素であり、必
要に応じて添加することができる。しかし、３．５％を
超えるとスケール疵が発生しやすくなるため、含有量は
３．５％以下とする。 Ｖ Ｖは少量の添加により焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高
くする効果があり、必要に応じて添加することができ
る。しかし、０．１％を超えると大入熱溶接時のＨＡＺ
靭性を低下させるため、含有量は０．１％以下とする。
要に応じて添加することができる。しかし、３．５％を
超えるとスケール疵が発生しやすくなるため、含有量は
３．５％以下とする。 Ｖ Ｖは少量の添加により焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高
くする効果があり、必要に応じて添加することができ
る。しかし、０．１％を超えると大入熱溶接時のＨＡＺ
靭性を低下させるため、含有量は０．１％以下とする。
【００１５】Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ これらの元素は不純物として含まれるＮを固定する作用
をもち、高入熱溶接時のＨＡＺ部でＮが固溶Ｂと結合
し、Ｂが消費されてその効果が失われるのを防止する。
また、Ｔｉ等の窒化物は大入熱溶接時のＨＡＺ部のγ粒
を微細化しＨＡＺ靭性を改善する。そのため、鋼中のＮ
含有量に応じて、必要があれば添加される。その場合、
Ｔｉが必ず含まれるように添加しＺｒ、Ｈｆは必要に応
じてＴｉとともに添加するのが、より望ましい。しか
し、Ｎが多い割りに添加量が少なく下記式で定義される
ＫＮが４を超える場合は、Ｂの効果が失われてＨＡＺ靭
性が劣化する（後述する図２参照）。また、添加量が多
くＫＮが−１未満となると母材の靭性が劣化する。従っ
て、これらの元素を添加する場合は、−１．０≦ＫＮ≦
４．０の範囲内とする。より望ましい範囲は、０．０〜
３．０である。 ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／
178）×10４ また、個別元素でみると、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの含有量
が、それぞれ０．０３％、０．０５％、０．１０％を超
えると母材の靭性が劣化するので、これ以下に制限され
る。
をもち、高入熱溶接時のＨＡＺ部でＮが固溶Ｂと結合
し、Ｂが消費されてその効果が失われるのを防止する。
また、Ｔｉ等の窒化物は大入熱溶接時のＨＡＺ部のγ粒
を微細化しＨＡＺ靭性を改善する。そのため、鋼中のＮ
含有量に応じて、必要があれば添加される。その場合、
Ｔｉが必ず含まれるように添加しＺｒ、Ｈｆは必要に応
じてＴｉとともに添加するのが、より望ましい。しか
し、Ｎが多い割りに添加量が少なく下記式で定義される
ＫＮが４を超える場合は、Ｂの効果が失われてＨＡＺ靭
性が劣化する（後述する図２参照）。また、添加量が多
くＫＮが−１未満となると母材の靭性が劣化する。従っ
て、これらの元素を添加する場合は、−１．０≦ＫＮ≦
４．０の範囲内とする。より望ましい範囲は、０．０〜
３．０である。 ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／
178）×10４ また、個別元素でみると、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの含有量
が、それぞれ０．０３％、０．０５％、０．１０％を超
えると母材の靭性が劣化するので、これ以下に制限され
る。
【００１６】Ｃａ ＣａはＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御によ
る異方性を低減する効果を有しており、０．０００５％
未満ではこのような効果は少なく、また０．００５０％
を超える過剰の含有は母材の靭性を劣化させる。従っ
て、Ｃａを添加する場合、その含有量は０．０００５〜
０．００５０％とする。 Ａｌ Ａｌは脱酸元素であるとともに、Ｎを固定し固溶Ｂを増
加させることにより、Ｂの焼入れ性を向上させる効果が
ある。しかし、０．２０％を超える過剰の含有は母材の
靭性を劣化させる。従って、Ａｌを添加する場合は０．
２０％以下とする。
る異方性を低減する効果を有しており、０．０００５％
未満ではこのような効果は少なく、また０．００５０％
を超える過剰の含有は母材の靭性を劣化させる。従っ
て、Ｃａを添加する場合、その含有量は０．０００５〜
０．００５０％とする。 Ａｌ Ａｌは脱酸元素であるとともに、Ｎを固定し固溶Ｂを増
加させることにより、Ｂの焼入れ性を向上させる効果が
ある。しかし、０．２０％を超える過剰の含有は母材の
靭性を劣化させる。従って、Ａｌを添加する場合は０．
２０％以下とする。
【００１７】Ｓｉ Ｓｉは脱酸材の作用を有する元素であり、含有量が０．
０５％未満ではその効果が期待できず０．５０％を超え
ると溶接性及び母材靭性を劣化させる。従って、Ｓｉを
添加する場合、その含有量は０．０５〜０．５０％とす
る。 Ｎ 不純物として含有されるＮはＢと結合して固溶Ｂを減少
させ、Ｂの焼入れ性向上効果を阻害し、母材の靭性及び
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させる。Ｎの含有量が
０．０１００％を超えるとその作用が顕著となり、Ｔｉ
等の添加（ＫＮの調整）あるいはＡｌの添加の効果も発
揮されない。従って、Ｎの含有量は０．０１００％以下
に制限する。
０５％未満ではその効果が期待できず０．５０％を超え
ると溶接性及び母材靭性を劣化させる。従って、Ｓｉを
添加する場合、その含有量は０．０５〜０．５０％とす
る。 Ｎ 不純物として含有されるＮはＢと結合して固溶Ｂを減少
させ、Ｂの焼入れ性向上効果を阻害し、母材の靭性及び
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させる。Ｎの含有量が
０．０１００％を超えるとその作用が顕著となり、Ｔｉ
等の添加（ＫＮの調整）あるいはＡｌの添加の効果も発
揮されない。従って、Ｎの含有量は０．０１００％以下
に制限する。
【００１８】
【実施例】次に、本発明の実施例を比較例と共に説明す
る。表１〜表４に示す組成の鋼を通常の溶製法により溶
製してスラブとなし、通常の加熱、熱間圧延、焼入れ処
理を行った後、表５〜表６に示す温度で焼戻し処理を行
い、同表に示す板厚の高張力鋼板を製造した。この鋼板
に対し、下記要領で母材特性の試験を行い、母材特性に
合格したもの全てと合格しなかったものの一部につい
て、さらに溶接性（耐低温割れ性、ＨＡＺ靭性）の試験
を行った。その結果を表５〜表６にあわせて示す。
る。表１〜表４に示す組成の鋼を通常の溶製法により溶
製してスラブとなし、通常の加熱、熱間圧延、焼入れ処
理を行った後、表５〜表６に示す温度で焼戻し処理を行
い、同表に示す板厚の高張力鋼板を製造した。この鋼板
に対し、下記要領で母材特性の試験を行い、母材特性に
合格したもの全てと合格しなかったものの一部につい
て、さらに溶接性（耐低温割れ性、ＨＡＺ靭性）の試験
を行った。その結果を表５〜表６にあわせて示す。
【００１９】［母材特性試験］ 引張試験；各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試
験片を得て、引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さ
を測定した。この実施例では引張強さ≧７８０ＭＰａを
合格とした。 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行い、吸収エネル
ギー（vＥ-40）を求めた。この実施例では、vＥ-40≧４
７Ｊを合格とした。
験片を得て、引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さ
を測定した。この実施例では引張強さ≧７８０ＭＰａを
合格とした。 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行い、吸収エネル
ギー（vＥ-40）を求めた。この実施例では、vＥ-40≧４
７Ｊを合格とした。
【００２０】［溶接性試験］ ＨＡＺ靭性；入熱２０ｋＪ／ｍｍと４０ｋＪ／ｍｍ
（サブマージアーク溶接）、及び入熱１００ｋＪ／ｍｍ
（エレクトロスラグ溶接）で溶接を行い、前者の場合は
図３に示す部位から、後者の場合は図４に示す部位から
ＪＩＳ４号試験片を採取し、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-10）を求めた。こ
の実施例では、vＥ-10≧４７Ｊを合格とした。なお、板
厚３０ｍｍの鋼板は入熱２０ｋＪ／ｍｍまで、板厚５０
ｍｍの鋼板は入熱４０ｋＪ／ｍｍまでとした。 耐低温割れ性；ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定されたｙ
形溶接割れ試験方法に基づいて、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。この実施例では、２５℃以下を合格とした。
（サブマージアーク溶接）、及び入熱１００ｋＪ／ｍｍ
（エレクトロスラグ溶接）で溶接を行い、前者の場合は
図３に示す部位から、後者の場合は図４に示す部位から
ＪＩＳ４号試験片を採取し、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-10）を求めた。こ
の実施例では、vＥ-10≧４７Ｊを合格とした。なお、板
厚３０ｍｍの鋼板は入熱２０ｋＪ／ｍｍまで、板厚５０
ｍｍの鋼板は入熱４０ｋＪ／ｍｍまでとした。 耐低温割れ性；ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定されたｙ
形溶接割れ試験方法に基づいて、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。この実施例では、２５℃以下を合格とした。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】
【表５】
【００２６】
【表６】
【００２７】表５の結果に示されるように、本発明例
は、母材特性と耐低温割れ性は全て合格であり、ＨＡＺ
靭性も、入熱２０ｋＪ／ｍｍと４０ｋＪ／ｍｍの溶接で
は、全て合格であった。また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ等を−
１．０≦ＫＮ≦４．０の範囲内で添加したＮｏ．１３、
１５、１９〜２３は、入熱１００ｋＪ／ｍｍの溶接でも
合格であった。一方、合金組成、ＫＰ値又はＫＮ値のい
ずれかが規定範囲を外れる比較例は、表６の備考欄に示
すように、母材特性が不合格か、母材特性が合格したも
のでも、耐低温割れ性が劣るか（Ｎｏ．２７）、大入熱
溶接時のＨＡＺ靭性が劣る（Ｎｏ．３５〜３７、４５、
４７、４８）。
は、母材特性と耐低温割れ性は全て合格であり、ＨＡＺ
靭性も、入熱２０ｋＪ／ｍｍと４０ｋＪ／ｍｍの溶接で
は、全て合格であった。また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ等を−
１．０≦ＫＮ≦４．０の範囲内で添加したＮｏ．１３、
１５、１９〜２３は、入熱１００ｋＪ／ｍｍの溶接でも
合格であった。一方、合金組成、ＫＰ値又はＫＮ値のい
ずれかが規定範囲を外れる比較例は、表６の備考欄に示
すように、母材特性が不合格か、母材特性が合格したも
のでも、耐低温割れ性が劣るか（Ｎｏ．２７）、大入熱
溶接時のＨＡＺ靭性が劣る（Ｎｏ．３５〜３７、４５、
４７、４８）。
【００２８】図１は、表５、表６をもとに、母材強度
（引張強さ）とＫＰ（＝Ｍｎ＋1.5×Ｃｒ＋2×Ｍｏ）値
の関係を示すもので、ＫＰ値が３．２０以上で７８０Ｍ
Ｐａが得られている。また、図２は、同じく表５、表６
をもとに、入熱１００ｋＪ／ｍｍの溶接後のＨＡＺ靭性
（vＥ-10）とＫＮ（＝（Ｎ／14−Ｔｉ／48−Ｚｒ／91−
Ｈｆ／178）×10４）値の関係を示すもので、ＫＮ値が
−１．０〜４．０の範囲内で４７ｋＪ以上のＨＡＺ靭性
（vＥ-10）が得られている。
（引張強さ）とＫＰ（＝Ｍｎ＋1.5×Ｃｒ＋2×Ｍｏ）値
の関係を示すもので、ＫＰ値が３．２０以上で７８０Ｍ
Ｐａが得られている。また、図２は、同じく表５、表６
をもとに、入熱１００ｋＪ／ｍｍの溶接後のＨＡＺ靭性
（vＥ-10）とＫＮ（＝（Ｎ／14−Ｔｉ／48−Ｚｒ／91−
Ｈｆ／178）×10４）値の関係を示すもので、ＫＮ値が
−１．０〜４．０の範囲内で４７ｋＪ以上のＨＡＺ靭性
（vＥ-10）が得られている。
【００２９】
【発明の効果】本発明によれば、母材特性（強度、靭
性）に優れ、かつ溶接性（耐低温割れ性、ＨＡＺ靭性）
に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板を得ることができ
る。また、本発明に係る抗張力鋼板は、高冷却速度、低
冷却速度のいずれでも低温ベイナイトを生成し、硬さの
冷却速度感受性が低いので、厚物でも均一な組織及び機
械的特性を示し、実際の使用に好適な鋼板である。
性）に優れ、かつ溶接性（耐低温割れ性、ＨＡＺ靭性）
に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板を得ることができ
る。また、本発明に係る抗張力鋼板は、高冷却速度、低
冷却速度のいずれでも低温ベイナイトを生成し、硬さの
冷却速度感受性が低いので、厚物でも均一な組織及び機
械的特性を示し、実際の使用に好適な鋼板である。
【図１】 母材強度とＫＰ値の関係を示すグラフであ
る。
る。
【図２】 ＨＡＺ靭性（vＥ-10）とＫＮ値の関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図３】 サブマージアーク溶接時のボンド靭性の試験
片採取位置を示す図である。
片採取位置を示す図である。
【図４】 エレクトロスラグ溶接時のボンド靭性の試験
片採取位置を示す図である。
片採取位置を示す図である。
【図５】 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。
模式的なＣＣＴ線図である。
Claims (8)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０１０〜０．０６０％（ｗｔ
％、以下同じ）、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：
０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．
０００６〜０．００５０％、Ｃｕ：０．２５％未満、Ｎ
ｂ：０．０３０％以下を含有し、かつ下記式で定義され
るＫＰ（％）が、ＫＰ≧３．２０を満たすことを特徴と
する溶接性に優れた高張力鋼板。 ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ] ただし、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]は各元素の含有量
（％）を表す。 - 【請求項２】 Ｃｕ：０．２５％以上、Ｎｂ：０．０１
０％未満であることを特徴とする請求項１に記載された
溶接性に優れた高張力鋼板。 - 【請求項３】 Ｎｉ：３．５％以下含有することを特徴
とする請求項１又は２に記載された溶接性に優れた高張
力鋼板。 - 【請求項４】 Ｖ：０．１０％以下含有することを特徴
とする請求項１〜３のいずれかに記載された溶接性に優
れた高張力鋼板。 - 【請求項５】 Ｔｉ：０．０３０％以下、Ｚｒ：０．０
５０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下のいずれか１種以上
を含有し、かつ下記式で定義されるＫＮ（％）が、−
１．０≦ＫＮ≦４．０であることを特徴とする請求項１
〜４のいずれかに記載された溶接性に優れた高張力鋼
板。 ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／
178）×10４ ただし、[Ｎ]、[Ｔｉ]、[Ｚｒ]、[Ｈｆ]は各元素の含有
量（％）を表す。 - 【請求項６】 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％含
有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載
された溶接性に優れた高張力鋼板。 - 【請求項７】 Ａｌ：０．２０％以下含有することを特
徴とする請求項１〜６のいずれかに記載された溶接性に
優れた高張力鋼板。 - 【請求項８】 Ｎ：０．０１００％以下であることを特
徴とする請求項１〜７のいずれかに記載された溶接性に
優れた高張力鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33626898A JP3620573B2 (ja) | 1998-11-26 | 1998-11-26 | 溶接性に優れた高張力鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33626898A JP3620573B2 (ja) | 1998-11-26 | 1998-11-26 | 溶接性に優れた高張力鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000160281A true JP2000160281A (ja) | 2000-06-13 |
| JP3620573B2 JP3620573B2 (ja) | 2005-02-16 |
Family
ID=18297364
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33626898A Expired - Lifetime JP3620573B2 (ja) | 1998-11-26 | 1998-11-26 | 溶接性に優れた高張力鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3620573B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009123195A1 (ja) | 2008-04-01 | 2009-10-08 | 新日本製鐵株式会社 | 高張力厚鋼板の製造方法 |
| WO2010047416A1 (ja) | 2008-10-23 | 2010-04-29 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板およびその製造方法 |
-
1998
- 1998-11-26 JP JP33626898A patent/JP3620573B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009123195A1 (ja) | 2008-04-01 | 2009-10-08 | 新日本製鐵株式会社 | 高張力厚鋼板の製造方法 |
| US8043447B2 (en) | 2008-04-01 | 2011-10-25 | Nippon Steel Corporation | Method of manufacturing high tensile strength thick steel plate |
| WO2010047416A1 (ja) | 2008-10-23 | 2010-04-29 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| US8048367B2 (en) | 2008-10-23 | 2011-11-01 | Nippon Steel Corporation | High strength thick-gauge steel plate superior in weldability and having tensile strength of 780 MPA or more and method of production of same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3620573B2 (ja) | 2005-02-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2272994B1 (en) | High-tensile strength steel and manufacturing method thereof | |
| JP5846311B2 (ja) | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 | |
| EP2589675A1 (en) | Wear-resistant steel sheet having excellent welded part toughness and lagging destruction resistance properties | |
| EP2241646B1 (en) | High tensile strength steel thick plate having excellent weldability and tensile strength of 780mpa or above, and process for manufacturing same | |
| JP4926447B2 (ja) | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP4464909B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板 | |
| JP2013224460A (ja) | 耐火鋼材及びその製造方法 | |
| EP3533891A1 (en) | Steel for high heat input welding | |
| JP5114743B2 (ja) | 耐火用高強度圧延鋼材およびその製造方法 | |
| JP4656416B2 (ja) | 溶接性に優れた耐火鋼材 | |
| JPH11229075A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP3854807B2 (ja) | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 | |
| JP4652952B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP3602471B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP3668713B2 (ja) | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 | |
| JP3863413B2 (ja) | 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP7243826B2 (ja) | 鋼板 | |
| JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2000160281A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板 | |
| JP3602396B2 (ja) | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JP4434029B2 (ja) | 溶接性と継手靱性に優れた高張力鋼材 | |
| JP3739997B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板 | |
| JP3449307B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れたｂ添加高張力鋼 | |
| JP2546888B2 (ja) | 溶接性、靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2020204092A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040914 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20041006 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20041109 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20041109 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081126 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081126 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091126 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091126 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101126 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111126 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121126 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131126 Year of fee payment: 9 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |