JP2001115233A - 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2001115233A JP2001115233A JP29779799A JP29779799A JP2001115233A JP 2001115233 A JP2001115233 A JP 2001115233A JP 29779799 A JP29779799 A JP 29779799A JP 29779799 A JP29779799 A JP 29779799A JP 2001115233 A JP2001115233 A JP 2001115233A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- weldability
- formula
- cracking resistance
- stress corrosion
- 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】耐溶接低温割れ性と耐応力腐食割れ性に優れた
ＳＭ５７０級以上の鋼板を得る。 【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０６〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．６〜２．０
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００６〜
０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、sol.A
l：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００６％以下、
Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｖ：０〜０．０８、Ｂ：０〜０．００２％を
含み、かつ下記式（１）で表されるＰcm（溶接割れ感受
性指数）が０．１６〜０．２２および下記式（２）で表
されるＧが２１〜４３を満足する化学組成を有する。 Ｐcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B・・・・式（１） Ｇ＝420C-4Mn+50Cr-3Ni-20Mo-3V+0.04(t-6) ・・・・・・・・・式（２）
ＳＭ５７０級以上の鋼板を得る。 【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０６〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．６〜２．０
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００６〜
０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、sol.A
l：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００６％以下、
Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｖ：０〜０．０８、Ｂ：０〜０．００２％を
含み、かつ下記式（１）で表されるＰcm（溶接割れ感受
性指数）が０．１６〜０．２２および下記式（２）で表
されるＧが２１〜４３を満足する化学組成を有する。 Ｐcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B・・・・式（１） Ｇ＝420C-4Mn+50Cr-3Ni-20Mo-3V+0.04(t-6) ・・・・・・・・・式（２）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えばアンモニア
や硫化水素を貯蔵するための圧力容器などの溶接性と耐
応力腐食割れ性を必要とする溶接構造物に用いられる高
強度鋼板とその製造方法に関する。
や硫化水素を貯蔵するための圧力容器などの溶接性と耐
応力腐食割れ性を必要とする溶接構造物に用いられる高
強度鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、アンモニアや硫化水素などを貯蔵
する圧力容器などに用いられる鋼板においても高強度化
がますます要求されるようになってきており、６０キロ
級（ＳＭ５７０級）の厚鋼板などが一部使用されてい
る。上記分野において６０キロ級の鋼板は、焼入れ、焼
戻しによって製造されており、溶接後の応力除去焼鈍を
おこなっても中心部において強度不足が生じないような
成分設計がなされている。
する圧力容器などに用いられる鋼板においても高強度化
がますます要求されるようになってきており、６０キロ
級（ＳＭ５７０級）の厚鋼板などが一部使用されてい
る。上記分野において６０キロ級の鋼板は、焼入れ、焼
戻しによって製造されており、溶接後の応力除去焼鈍を
おこなっても中心部において強度不足が生じないような
成分設計がなされている。
【０００３】しかしながら板厚が厚い場合には、従来の
焼入処理ではどうしても板厚中心部における焼入性が不
足しがちになり、それゆえ板厚中心部における焼入性を
確保しようとすると、表層部においては強度が過剰にな
るという問題があった。アンモニアや硫化水素による応
力腐食割れは、鋼材の硬度によって感受性が変化するこ
とが知られており、硬度が高い程、割れが発生し易くな
る。このような環境において応力腐食割れが発生しない
限界硬度としてビッカース硬度で２３０以下という値が
経験的に知られている。焼入れ、焼戻処理で製造される
従来鋼板では、板厚の断面硬度分布は中心部が低く、表
層部ほど高い値となり、表層部でのビッカ−ス硬度を２
３０以下に抑制することは不可能であった。従って応力
腐食割れを考慮しなければならない環境では板厚に限界
があったり、限られた環境でしか使用できなかった。
焼入処理ではどうしても板厚中心部における焼入性が不
足しがちになり、それゆえ板厚中心部における焼入性を
確保しようとすると、表層部においては強度が過剰にな
るという問題があった。アンモニアや硫化水素による応
力腐食割れは、鋼材の硬度によって感受性が変化するこ
とが知られており、硬度が高い程、割れが発生し易くな
る。このような環境において応力腐食割れが発生しない
限界硬度としてビッカース硬度で２３０以下という値が
経験的に知られている。焼入れ、焼戻処理で製造される
従来鋼板では、板厚の断面硬度分布は中心部が低く、表
層部ほど高い値となり、表層部でのビッカ−ス硬度を２
３０以下に抑制することは不可能であった。従って応力
腐食割れを考慮しなければならない環境では板厚に限界
があったり、限られた環境でしか使用できなかった。
【０００４】この問題を解決するために特開平１−９６
３２９号公報にはＣ量を０．０５％未満にまで低下させ
た耐硫化物応力腐食割れ性に優れた５６kgf/mm2以上の
溶接構造用鋼の製造方法が開示されている。同法によれ
ば鋼材の最高硬度をＨｖ２３０以下に抑制することが示
されているが、炭素量を０．０５％未満にまで低減した
成分系にしているため、５６kgf/mm2以上の強度を得る
には室温近傍まで焼入し、その後焼戻処理をおこなう必
要があった。
３２９号公報にはＣ量を０．０５％未満にまで低下させ
た耐硫化物応力腐食割れ性に優れた５６kgf/mm2以上の
溶接構造用鋼の製造方法が開示されている。同法によれ
ば鋼材の最高硬度をＨｖ２３０以下に抑制することが示
されているが、炭素量を０．０５％未満にまで低減した
成分系にしているため、５６kgf/mm2以上の強度を得る
には室温近傍まで焼入し、その後焼戻処理をおこなう必
要があった。
【０００５】また、溶接性の観点からは溶接性に優れた
鋼板の製造方法が特開平１−１４９９２３号公報に記さ
れているが、同法においても熱延後直接１５０℃以下ま
で水冷により焼入れしたのち、更に焼戻しするプロセス
が必須であり、圧延後水冷ままで供せられる鋼板はなか
った
鋼板の製造方法が特開平１−１４９９２３号公報に記さ
れているが、同法においても熱延後直接１５０℃以下ま
で水冷により焼入れしたのち、更に焼戻しするプロセス
が必須であり、圧延後水冷ままで供せられる鋼板はなか
った
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、予熱なしで
溶接しても、耐溶接低温割れ性（以下、「溶接性」とい
う）に優れ、なおかつ焼戻処理を行わなくても硫化物あ
るいはアンモニアなどの環境下において使用することの
できる耐応力腐食割れ性に優れたＳＭ５７０級以上の鋼
板ならびに鋼板の製造法を供することを目的とする。
溶接しても、耐溶接低温割れ性（以下、「溶接性」とい
う）に優れ、なおかつ焼戻処理を行わなくても硫化物あ
るいはアンモニアなどの環境下において使用することの
できる耐応力腐食割れ性に優れたＳＭ５７０級以上の鋼
板ならびに鋼板の製造法を供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）の溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた鋼板ならび
に（２）のその製造方法にある。
（１）の溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた鋼板ならび
に（２）のその製造方法にある。
【０００８】（１）質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．１
２％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．６〜
２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００
６〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、so
l.Al：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００６％以
下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０〜０．８％、Ｃｒ：
０〜０．８％、Ｖ：０〜０．０８、Ｂ：０〜０．００２
％、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ下記式
（１）で表されるＰcm（溶接割れ感受性組成）が０．１
６〜０．２２および下記式（２）で表されるＧが２１〜
４３を満足する化学組成を有することを特徴とする溶接
性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板。
２％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．６〜
２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００
６〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、so
l.Al：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００６％以
下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０〜０．８％、Ｃｒ：
０〜０．８％、Ｖ：０〜０．０８、Ｂ：０〜０．００２
％、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ下記式
（１）で表されるＰcm（溶接割れ感受性組成）が０．１
６〜０．２２および下記式（２）で表されるＧが２１〜
４３を満足する化学組成を有することを特徴とする溶接
性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板。
【０００９】 Ｐcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B・・・・・式（１） Ｇ＝420C-4Mn+50Cr-3Ni-20Mo-3V+0.04(t-6) ・・・・・・・・・・・式（２） (式中の元素記号は、鋼中におけるそれぞれの元素の質
量％で表示した含有量を、tは鋼板の板厚（ｍｍ）を表
す。) （２）上記（１）に規定する化学組成を有する鋼片を、
熱間圧延するに際し、１０００〜１２００℃に加熱し、
９００℃以下での累積圧下率が５０％以上となる圧延を
おこなったのち、下記式（３）を満足する仕上温度Ｔ1
となる条件で圧延した後、６８０〜４００℃の温度域を
下記式（４）を満足する冷却速度Ｖ1（℃／秒）で冷却
する。
量％で表示した含有量を、tは鋼板の板厚（ｍｍ）を表
す。) （２）上記（１）に規定する化学組成を有する鋼片を、
熱間圧延するに際し、１０００〜１２００℃に加熱し、
９００℃以下での累積圧下率が５０％以上となる圧延を
おこなったのち、下記式（３）を満足する仕上温度Ｔ1
となる条件で圧延した後、６８０〜４００℃の温度域を
下記式（４）を満足する冷却速度Ｖ1（℃／秒）で冷却
する。
【００１０】 Ｔ1（℃）≦0.06×t2+710・・・・・・・・・・・・・・・・・・・式（３） Ｖ1（℃／秒）≧12×10-2×T1-80・・・・・・・・・・・・・・・ 式（４） （式中のtは、ｍｍで表示した仕上げ板厚を、Ｔ1は、℃
で表示した仕上温度を表す。） 本発明者等は、前述のような観点から、溶接性および耐
応力腐食割れ性に優れた鋼板およびその製造方法を検討
した。その結果を要約すると下記の通りである。
で表示した仕上温度を表す。） 本発明者等は、前述のような観点から、溶接性および耐
応力腐食割れ性に優れた鋼板およびその製造方法を検討
した。その結果を要約すると下記の通りである。
【００１１】１）溶接性は化学組成によって決定される
ものであり、２０℃において、湿度が６０％である一般
的な大気中を模擬した環境での溶接をベースとした場
合、Ｐcm（溶接割れ感受性組成）の値を０．２２以下に
する必要がある。
ものであり、２０℃において、湿度が６０％である一般
的な大気中を模擬した環境での溶接をベースとした場
合、Ｐcm（溶接割れ感受性組成）の値を０．２２以下に
する必要がある。
【００１２】２）さらにこのような成分条件のもとで、
耐応力腐食割れ性を改善するためには、表層部のビッカ
−ス硬度（Ｈｖ）は２３０以下が良い。そのためには、
熱延後の冷却過程での冷却速度の最も大きい表層部と最
も小さな中心部におけるマルテンサイト変態の開始温度
の差が小さければ良い。
耐応力腐食割れ性を改善するためには、表層部のビッカ
−ス硬度（Ｈｖ）は２３０以下が良い。そのためには、
熱延後の冷却過程での冷却速度の最も大きい表層部と最
も小さな中心部におけるマルテンサイト変態の開始温度
の差が小さければ良い。
【００１３】３）具体的には、マルテンサイトが生成す
る表層部の変態点を上げ、初析フェライト変態が起こる
中心部の変態開始温度を下げるためには、鋼全体の焼入
性を増加させて中心部におけるフェライト組織の生成を
抑制した上で、表層部マルテンサイトの変態開始点を上
昇させねばならない。マルテンサイト変態の開始点（Ｍ
ｓ点）は含有されるＣ量と合金量の増加によって低下す
るが、硬度に影響するのはＣ量のみであり、Ｃ量の低減
によって表層マルテンサイトの硬度を低下させる必要が
ある。また、冷却過程において表層部をマルテンサイ
ト、中心部をベイナイトとするためには、ある範囲の冷
却速度で冷却することが好ましく、これは板厚によって
影響される。
る表層部の変態点を上げ、初析フェライト変態が起こる
中心部の変態開始温度を下げるためには、鋼全体の焼入
性を増加させて中心部におけるフェライト組織の生成を
抑制した上で、表層部マルテンサイトの変態開始点を上
昇させねばならない。マルテンサイト変態の開始点（Ｍ
ｓ点）は含有されるＣ量と合金量の増加によって低下す
るが、硬度に影響するのはＣ量のみであり、Ｃ量の低減
によって表層マルテンサイトの硬度を低下させる必要が
ある。また、冷却過程において表層部をマルテンサイ
ト、中心部をベイナイトとするためには、ある範囲の冷
却速度で冷却することが好ましく、これは板厚によって
影響される。
【００１４】４）さらにより望ましい特性を得るには冷
却開始温度も重要である。鋼板の板厚が厚くなり、大き
な冷却速度が得られない場合には冷却開始温度を高める
ことが望ましい。これにより望ましい圧延の仕上温度が
板厚によって決定されることになる。
却開始温度も重要である。鋼板の板厚が厚くなり、大き
な冷却速度が得られない場合には冷却開始温度を高める
ことが望ましい。これにより望ましい圧延の仕上温度が
板厚によって決定されることになる。
【００１５】５）また、鋼板の金属組織の基本となるベ
イナイト組織に対する熱間圧延および加速冷却条件の影
響を鋭意検討した結果、化学成分、熱延条件ならびに熱
延後の冷却条件を制御することによって、焼戻処理を行
わなくても溶接性と耐応力腐食割れ性とに優れた鋼板を
得ることが可能となる。
イナイト組織に対する熱間圧延および加速冷却条件の影
響を鋭意検討した結果、化学成分、熱延条件ならびに熱
延後の冷却条件を制御することによって、焼戻処理を行
わなくても溶接性と耐応力腐食割れ性とに優れた鋼板を
得ることが可能となる。
【００１６】上記のように化学成分を限定し、さらにそ
の熱延条件を最適化することにより、溶接性と耐応力腐
食割れ性に優れた鋼板を焼戻処理なしに製造することが
可能となるのである。
の熱延条件を最適化することにより、溶接性と耐応力腐
食割れ性に優れた鋼板を焼戻処理なしに製造することが
可能となるのである。
【００１７】
【発明の実施の形態】（１）鋼の化学組成 まず鋼の化学組成の限定理由について説明する。
【００１８】Ｃ：０．０５〜０．１２％ Ｃは強度上昇に有効な元素であり、そのためには０．０
５％以上必要である。一方、耐応力腐食割れ性および溶
接低温割れ性から上限を０．１２％とする。しかし望ま
しい上限は０．１１％さらに望ましくは０．１０％であ
る。
５％以上必要である。一方、耐応力腐食割れ性および溶
接低温割れ性から上限を０．１２％とする。しかし望ま
しい上限は０．１１％さらに望ましくは０．１０％であ
る。
【００１９】Ｓｉ：０．０３〜０．３０％ Ｓｉは脱酸に有効な元素なので、同じく強力な脱酸剤で
あるＡｌの歩留まり向上のために添加する。Ｓｉは強度
上昇に有効である。それらの効果を得るには、０．０３
％以上が必要である。しかし、０．３０％を超えると溶
接熱影響部の靭性を低下させるとともに溶接時の低温割
れを助長するため上限を０．３０％とする。望ましい上
限は０．２７％、さらに望ましくは０．２５％である。
あるＡｌの歩留まり向上のために添加する。Ｓｉは強度
上昇に有効である。それらの効果を得るには、０．０３
％以上が必要である。しかし、０．３０％を超えると溶
接熱影響部の靭性を低下させるとともに溶接時の低温割
れを助長するため上限を０．３０％とする。望ましい上
限は０．２７％、さらに望ましくは０．２５％である。
【００２０】Ｍｎ：０．６〜２．０％ Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、その効果を得るに
は０．６％以上必要である。しかし２．０％を超えると
靱性と溶接性が劣化するため上限を２．０％とする。強
度、靱性および溶接性のすべてについてより高度の性能
を確保するためには上限を１．７％、さらには１．５％
とすることが望ましい。
は０．６％以上必要である。しかし２．０％を超えると
靱性と溶接性が劣化するため上限を２．０％とする。強
度、靱性および溶接性のすべてについてより高度の性能
を確保するためには上限を１．７％、さらには１．５％
とすることが望ましい。
【００２１】Ｍｏ：０．０５〜０．５％ Ｍｏは焼入性を高め、かつ加速冷却温度域での変態を抑
制するのに有効である。このためには０．０５％以上必
要である。しかしながら０．５％を超えると靱性が劣化
しかつ溶接低温割れ性も劣化するため上限を０．５％と
する必要がある。望ましい添加範囲は０．１〜０．３
％、さらに望ましくは０．１５〜０．２％である。
制するのに有効である。このためには０．０５％以上必
要である。しかしながら０．５％を超えると靱性が劣化
しかつ溶接低温割れ性も劣化するため上限を０．５％と
する必要がある。望ましい添加範囲は０．１〜０．３
％、さらに望ましくは０．１５〜０．２％である。
【００２２】Ｎｂ：０．００６〜０．０３５％ Ｎｂは固溶状態において鋼の焼入性を向上させ、かつ強
度も高めるとともに圧延加工によって導入された転位を
保存集積し、その集積された転位がベイナイトの粒径単
位であるラス長さ等を著しく微細化するので必須の元素
である。そのためには０．００６％望ましくは０．０１
％以上必要である。しかし、０．０３５％をこえると連
続鋳造時にスラブの表面にひび割れが発生する場合があ
るので上限を０．０３５％とする。望ましい上限は０．
０２５％である。
度も高めるとともに圧延加工によって導入された転位を
保存集積し、その集積された転位がベイナイトの粒径単
位であるラス長さ等を著しく微細化するので必須の元素
である。そのためには０．００６％望ましくは０．０１
％以上必要である。しかし、０．０３５％をこえると連
続鋳造時にスラブの表面にひび割れが発生する場合があ
るので上限を０．０３５％とする。望ましい上限は０．
０２５％である。
【００２３】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｔｉは固溶強化および析出強化によって鋼の強度を上昇
させるのみならず、スラブ加熱時のオーステナイト粒の
成長を抑制するので、圧延加工のみによって結晶粒を微
細化しにくい厚肉鋼板のベイナイト粒のラス長さを微細
化し靱性の改善に有効である。そのためには０．００５
％以上必要である。また溶接熱影響部の結晶粒が粗大化
するのを防止し、硬度低下を防止するので、溶接熱影響
部の靱性向上および割れ防止に有効である。またＮｂ含
有鋼の場合、微量ＴｉはＮｂによって助長される連続鋳
造スラブ表面のひび割れを抑制するのに有効である。し
かしながら、Ｔｉが０．０３％を超えると靱性が劣化す
るので上限を０．０３％とする。
させるのみならず、スラブ加熱時のオーステナイト粒の
成長を抑制するので、圧延加工のみによって結晶粒を微
細化しにくい厚肉鋼板のベイナイト粒のラス長さを微細
化し靱性の改善に有効である。そのためには０．００５
％以上必要である。また溶接熱影響部の結晶粒が粗大化
するのを防止し、硬度低下を防止するので、溶接熱影響
部の靱性向上および割れ防止に有効である。またＮｂ含
有鋼の場合、微量ＴｉはＮｂによって助長される連続鋳
造スラブ表面のひび割れを抑制するのに有効である。し
かしながら、Ｔｉが０．０３％を超えると靱性が劣化す
るので上限を０．０３％とする。
【００２４】sol Al：０．００２〜０．０８％ Ａｌは強力な脱酸効果を有し、さらに結晶粒の微細化の
ためにも有効であるので０．００２％以上が必要であ
る。しかし過量のsol.Alは靱性等の低下を招くので０．
０８％以下とする。
ためにも有効であるので０．００２％以上が必要であ
る。しかし過量のsol.Alは靱性等の低下を招くので０．
０８％以下とする。
【００２５】Ｎ：０．００６％以下 Ｎは、存在すると母材および溶接部の靱性を低下させる
ので低い方がよい。０．００６％を超えると著しく靱性
が劣化するので０．００６％以下とする。
ので低い方がよい。０．００６％を超えると著しく靱性
が劣化するので０．００６％以下とする。
【００２６】Ｃｕ：０〜０．６％以下 Ｃｕは添加しなくてもよい。Ｃｕは強度上昇に有効なの
で特に高強度化を図る場合には添加しても良い。しか
し、０．６％を超えると靱性を劣化させるので、添加す
る場合でも０．６％以下とする。靱性を劣化させずに強
度を確保するには、０．２〜０．４％とすることが望ま
しい。
で特に高強度化を図る場合には添加しても良い。しか
し、０．６％を超えると靱性を劣化させるので、添加す
る場合でも０．６％以下とする。靱性を劣化させずに強
度を確保するには、０．２〜０．４％とすることが望ま
しい。
【００２７】Ｎｉ：０〜０．８％ Ｎｉは含まなくてもよい。しかしＮｉは靱性を改善しＣ
ｕを添加した鋼材の割れを防止するのに有効なので、Ｃ
ｕを含む場合にはＣｕ含有量の１／２以上を含むことが
望ましい。０．８％を超えると添加コストが高くなるの
で上限を０．８％とする。
ｕを添加した鋼材の割れを防止するのに有効なので、Ｃ
ｕを含む場合にはＣｕ含有量の１／２以上を含むことが
望ましい。０．８％を超えると添加コストが高くなるの
で上限を０．８％とする。
【００２８】Ｃｒ：０〜０．８％ Ｃｒは無添加でも良い。しかしＣｒは焼入性を向上さ
せ、強度上昇に有効なので板厚が厚い場合やより高強度
が必要な場合は含ませた方が良い。含ませる場合は、
０．１％以上とすることが望ましい。しかし０．８％を
超えると靱性を劣化させるので上限を０．８％とするこ
とが必要である。
せ、強度上昇に有効なので板厚が厚い場合やより高強度
が必要な場合は含ませた方が良い。含ませる場合は、
０．１％以上とすることが望ましい。しかし０．８％を
超えると靱性を劣化させるので上限を０．８％とするこ
とが必要である。
【００２９】Ｖ：０〜０．０８％以下 Ｖは無添加でも良い。しかし焼入性向上には、０．０１
〜０．０５％程度含有させるのが望ましい。０．０８％
を超えると靭性を劣化させるため、上限を０．０８％と
する必要がある。
〜０．０５％程度含有させるのが望ましい。０．０８％
を超えると靭性を劣化させるため、上限を０．０８％と
する必要がある。
【００３０】Ｂ：０．００２％ Ｂは含有させなくても良い。しかしＢは焼入性の向上と
それに伴う強度の上昇に有効なので板厚の増大や強度上
昇が必要な場合は含ませる。その場合、０．０００５％
以上が望ましい。しかし、０．００２％を超えると溶接
性と靱性が劣化するので、０．００２％を上限とする必
要がある。
それに伴う強度の上昇に有効なので板厚の増大や強度上
昇が必要な場合は含ませる。その場合、０．０００５％
以上が望ましい。しかし、０．００２％を超えると溶接
性と靱性が劣化するので、０．００２％を上限とする必
要がある。
【００３１】不純物：不純物のうち、Ｐは０．０１％以
下とすることが望ましい。０．０１％を超えると、凝固
する際に生成する偏析部に濃縮し、靱性と溶接性を劣化
させる。
下とすることが望ましい。０．０１％を超えると、凝固
する際に生成する偏析部に濃縮し、靱性と溶接性を劣化
させる。
【００３２】Ｓは、０．００７％以下とすることが望ま
しい。０．００７％を超えると、偏析部に粗大なＭｎＳ
を生成し、溶接低温割れの起点や水素性欠陥の起点とな
る。
しい。０．００７％を超えると、偏析部に粗大なＭｎＳ
を生成し、溶接低温割れの起点や水素性欠陥の起点とな
る。
【００３３】その他の不純物は通常の精錬により得られ
るレベルまで減少させるのがよい。
るレベルまで減少させるのがよい。
【００３４】Ｐcm（溶接割れ感受性組成）：０．１６〜
０．２２ 化学組成が上記に述べた値であっても、前記、式（１）
で表されるパラメータＰcm値が０．２２を超えると、一
般大気中で常温において溶接した場合、低温割れを生じ
るのでＰcm値は０．２２以下とする。一方、Ｐcmの値が
０．１６未満では、強度が不足するので、０．１６以上
とした。
０．２２ 化学組成が上記に述べた値であっても、前記、式（１）
で表されるパラメータＰcm値が０．２２を超えると、一
般大気中で常温において溶接した場合、低温割れを生じ
るのでＰcm値は０．２２以下とする。一方、Ｐcmの値が
０．１６未満では、強度が不足するので、０．１６以上
とした。
【００３５】Ｇ：２１〜４３ 前記、式（２）で表されるパラメータＧは含有元素の含
有量および板厚によって決定される値である。このパラ
メータＧを規定することによって、鋼板の表層部および
中心部の変態開始温度を近づけることができ、表層部と
中心部の硬度差を小さくすることができる。具体的に
は、パラメータＧの値が２１未満の場合は、表層部と中
心部の硬度差は小さくなるが、表層においても本発明で
目指すところのＳＭ５７０級以上の鋼板の強度を満足し
なくなる。一方、Ｇの値が４３を超える場合には、表層
部と中心部の硬度差が大きくなり、表層部におけるビッ
カース硬度（Ｈｖ）を２３０以下とすることができなく
なる。したがってパラメータＧの値は２１〜４３とする
必要がある。Ｇの望ましい下限値は２３さらには２７で
あり、望ましい上限値は４１さらには４０である。
有量および板厚によって決定される値である。このパラ
メータＧを規定することによって、鋼板の表層部および
中心部の変態開始温度を近づけることができ、表層部と
中心部の硬度差を小さくすることができる。具体的に
は、パラメータＧの値が２１未満の場合は、表層部と中
心部の硬度差は小さくなるが、表層においても本発明で
目指すところのＳＭ５７０級以上の鋼板の強度を満足し
なくなる。一方、Ｇの値が４３を超える場合には、表層
部と中心部の硬度差が大きくなり、表層部におけるビッ
カース硬度（Ｈｖ）を２３０以下とすることができなく
なる。したがってパラメータＧの値は２１〜４３とする
必要がある。Ｇの望ましい下限値は２３さらには２７で
あり、望ましい上限値は４１さらには４０である。
【００３６】（２）熱間圧延条件 次に熱間圧延条件について説明する。
【００３７】鋼片加熱温度については、加熱時のオース
テナイト結晶粒の粗大化を防止するために１２００℃以
下が望ましい。一方、圧延中の結晶粒の微細化および圧
延後の析出強化に有効なＮｂを固溶させるために１００
０℃以上が好適である。
テナイト結晶粒の粗大化を防止するために１２００℃以
下が望ましい。一方、圧延中の結晶粒の微細化および圧
延後の析出強化に有効なＮｂを固溶させるために１００
０℃以上が好適である。
【００３８】圧延温度については、後に述べる冷却速度
とともに十分に管理されることが望ましく、本発明では
板厚によって決定される仕上温度と冷却速度の特定の組
み合わせによってより望ましい性能が得られる。オース
テナイトの粒内からフェライトを核発生させ、かつベイ
ナイトラスの成長を抑えるためには高密度の転位の存在
が望ましく、そのためにはγの未再結晶温度域で５０％
以上の圧延を行うとよい。本発明にあるＮｂ添加鋼が上
記加熱温度で製造された場合、未再結晶温度域は９００
℃以下となる。
とともに十分に管理されることが望ましく、本発明では
板厚によって決定される仕上温度と冷却速度の特定の組
み合わせによってより望ましい性能が得られる。オース
テナイトの粒内からフェライトを核発生させ、かつベイ
ナイトラスの成長を抑えるためには高密度の転位の存在
が望ましく、そのためにはγの未再結晶温度域で５０％
以上の圧延を行うとよい。本発明にあるＮｂ添加鋼が上
記加熱温度で製造された場合、未再結晶温度域は９００
℃以下となる。
【００３９】さらに圧延の仕上温度（Ｔ1）は圧延後の
冷却との関係において、管理されることが望ましく、仕
上板厚（ｔ）によって規定される温度Ｔ2（＝ 0.06×t2
+710）以下とするのがよい。仕上温度がＴ2を超える場
合には、未再結晶γ域での転位の集積が不十分となるこ
とがある。
冷却との関係において、管理されることが望ましく、仕
上板厚（ｔ）によって規定される温度Ｔ2（＝ 0.06×t2
+710）以下とするのがよい。仕上温度がＴ2を超える場
合には、未再結晶γ域での転位の集積が不十分となるこ
とがある。
【００４０】次に冷却速度（Ｖ1）については、仕上温
度Ｔ1によって決定される速度Ｖ2（＝12×10-2×T1-8
0）以上とするのがよい。冷却速度がＶ2に満たない場合
には焼入効果がやや弱まり望ましい強度が得にくい。
度Ｔ1によって決定される速度Ｖ2（＝12×10-2×T1-8
0）以上とするのがよい。冷却速度がＶ2に満たない場合
には焼入効果がやや弱まり望ましい強度が得にくい。
【００４１】
【実施例】本発明の構成は上記の通りであるが、以下に
実施例について説明する。
実施例について説明する。
【００４２】供試鋼板は、表１に示す化学組成を有する
鋼を常法により溶製、鋳造し得られた鋼片を表２に示す
製造条件に従い、加工熱処理を行ったものである。なお
板厚は１０〜３８mmである。これらの鋼片の表面と板厚
中央との中間位置（厚さ方向に(1/4)ｔ位置）から試験
片を採取し、引張試験を実施し、引張強度をＴＳ(1/4)
と表示した。また、同位置から採取した試験片について
遅れ破壊試験を実施した。遅れ破壊試験では、３％Ｎａ
Ｃｌ水溶液中に電位差１．５Ｖのもと２００時間浸漬
し、破断する応力を測定した。求められた応力と引張試
験での降伏応力との比を、限界応力比として求めた。さ
らに、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験を−４０℃で
おこない、吸収エネルギー（vＥ-40）を測定した。
鋼を常法により溶製、鋳造し得られた鋼片を表２に示す
製造条件に従い、加工熱処理を行ったものである。なお
板厚は１０〜３８mmである。これらの鋼片の表面と板厚
中央との中間位置（厚さ方向に(1/4)ｔ位置）から試験
片を採取し、引張試験を実施し、引張強度をＴＳ(1/4)
と表示した。また、同位置から採取した試験片について
遅れ破壊試験を実施した。遅れ破壊試験では、３％Ｎａ
Ｃｌ水溶液中に電位差１．５Ｖのもと２００時間浸漬
し、破断する応力を測定した。求められた応力と引張試
験での降伏応力との比を、限界応力比として求めた。さ
らに、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験を−４０℃で
おこない、吸収エネルギー（vＥ-40）を測定した。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】化学組成、製造法および試験性能を表３お
よび表４に示す。
よび表４に示す。
【００４６】
【表３】
【００４７】
【表４】
【００４８】表３に示すとおり、本発明例（Ａ〜Ｈ）
は、予熱処理が無い場合でもＴＳ(1/4)：５７０ＭＰａ
以上が得られ、限界応力比：０．９以上、vＥ-40：２０
０Ｊ以上を満足した。一方、比較例（Ｉ〜Ｐ）は、ＴＳ
(1/4)、限界応力比、vＥ-40、予熱温度のいずれか１つ
以上の特性が目標値を満足していない。
は、予熱処理が無い場合でもＴＳ(1/4)：５７０ＭＰａ
以上が得られ、限界応力比：０．９以上、vＥ-40：２０
０Ｊ以上を満足した。一方、比較例（Ｉ〜Ｐ）は、ＴＳ
(1/4)、限界応力比、vＥ-40、予熱温度のいずれか１つ
以上の特性が目標値を満足していない。
【００４９】さらに、表４において、本発明の製造方法
で規定する製造条件を満足する試験番号１８，１９，２
０，２１の鋼板は、限界応力比：１以上、靭性も、vＥ
-40：２５０以上となり、その特性は特に優れている。
で規定する製造条件を満足する試験番号１８，１９，２
０，２１の鋼板は、限界応力比：１以上、靭性も、vＥ
-40：２５０以上となり、その特性は特に優れている。
【００５０】
【発明の効果】本発明に係わる鋼板およびその製造方法
で得られる鋼板は、焼戻処理を行わなくても溶接性と応
力腐食割れ性に優れている。従って、例えばアンモニア
や硫化水素を貯蔵するための圧力容器などの溶接性と耐
応力腐食割れ性を必要とする溶接構造物に用いられる高
強度鋼として適している。
で得られる鋼板は、焼戻処理を行わなくても溶接性と応
力腐食割れ性に優れている。従って、例えばアンモニア
や硫化水素を貯蔵するための圧力容器などの溶接性と耐
応力腐食割れ性を必要とする溶接構造物に用いられる高
強度鋼として適している。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA31 AA35 AA36 BA01 CA02 CB02 CC02 CC03 CD03
Claims (2)
- 【請求項１】質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．６〜２．０
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００６〜
０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、sol.A
l：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００６％以下、
Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｖ：０〜０．０８、Ｂ：０〜０．００２％、
残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ下記式（１）で
表されるＰcm（溶接割れ感受性組成）が０．１６〜０．
２２および下記式（２）で表されるＧが２１〜４３を満
足する化学組成を有することを特徴とする溶接性と耐応
力腐食割れ性に優れた高強度鋼板。 Ｐcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B・・・・・式（１） Ｇ＝420C-4Mn+50Cr-3Ni-20Mo-3V+0.04(t-6) ・・・・・・・・・・・式（２） (式中の元素記号は、鋼中におけるそれぞれの元素の質
量％で表示した含有量を、tは鋼板の板厚（ｍｍ）を表
す。) - 【請求項２】請求項１に規定する化学組成を有する鋼片
を、熱間圧延するに際し、１０００〜１２００℃に加熱
し、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上となる圧
延をおこなったのち、下記式（３）を満足する仕上温度
Ｔ1となる条件で圧延した後、６８０〜４００℃の温度
域を下記式（４）を満足する冷却速度Ｖ1（℃／秒）で
冷却することを特徴とする溶接性と耐応力腐食割れ性に
優れた高強度鋼板の製造方法。 Ｔ1（℃）≦0.06×t2+710・・・・・・・・・・・・・・・・・・・式（３） Ｖ1（℃／秒）≧12×10-2×T1-80・・・・・・・・・・・・・・・ 式（４） （式中のtは、ｍｍで表示した仕上げ板厚を、Ｔ1は、℃
で表示した仕上温度を表す。）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29779799A JP4207334B2 (ja) | 1999-10-20 | 1999-10-20 | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29779799A JP4207334B2 (ja) | 1999-10-20 | 1999-10-20 | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001115233A true JP2001115233A (ja) | 2001-04-24 |
| JP4207334B2 JP4207334B2 (ja) | 2009-01-14 |
Family
ID=17851303
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29779799A Expired - Fee Related JP4207334B2 (ja) | 1999-10-20 | 1999-10-20 | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4207334B2 (ja) |
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101397635B (zh) * | 2007-09-29 | 2010-12-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 临氢设备用12Cr2Mo1R厚钢板及其制造方法 |
| CN102181806A (zh) * | 2011-04-15 | 2011-09-14 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种加氢设备用大厚度铬钼钢板及其生产方法 |
| CN102242311A (zh) * | 2011-08-10 | 2011-11-16 | 中国石油天然气集团公司 | 大口径高钢级输气管道全尺寸气体爆破试验用启裂钢管及其制备方法 |
| CN102251170A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度贝氏体钢及其制造方法 |
| CN102251174A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种搪瓷钢及其冷轧板的制造方法 |
| CN102251192A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种搪瓷钢及其制造方法 |
| CN102251171A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 株式会社神户制钢所 | 疲劳特性优异的厚钢板 |
| CN102251176A (zh) * | 2011-06-16 | 2011-11-23 | 秦皇岛首秦金属材料有限公司 | 一种船板抗点蚀蓝皮钢的轧制方法 |
| CN102268598A (zh) * | 2011-08-01 | 2011-12-07 | 武汉钢铁(集团)公司 | U型伞骨用钢及其生产方法 |
| CN102286691A (zh) * | 2011-09-07 | 2011-12-21 | 柳州钢铁股份有限公司 | 汽车桥壳用钢板及其生产方法 |
| CN102337479A (zh) * | 2011-10-21 | 2012-02-01 | 天津大学 | 适用于单晶金刚石切削的超细晶钢及其制备方法 |
| CN102352467A (zh) * | 2011-08-03 | 2012-02-15 | 郑州四维机电设备制造有限公司 | 一种超高强度铸钢及其制备方法和焊接工艺 |
| CN102418041A (zh) * | 2011-12-09 | 2012-04-18 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种轴承钢的生产方法 |
| CN102703832A (zh) * | 2012-06-28 | 2012-10-03 | 江苏金源锻造股份有限公司 | 一种火电转子的锻造工艺 |
| CN103962386A (zh) * | 2014-04-18 | 2014-08-06 | 东北大学 | 一种提高热轧中厚板耐蚀性的氧化铁皮控制方法 |
| CN105886915A (zh) * | 2016-05-12 | 2016-08-24 | 宝鸡石油钢管有限责任公司 | 一种抗h2s腐蚀的空芯钢制连续抽油杆 |
| CN115074620A (zh) * | 2022-05-18 | 2022-09-20 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种Q345qENH高性能耐候桥梁用钢及其生产方法 |
-
1999
- 1999-10-20 JP JP29779799A patent/JP4207334B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101397635B (zh) * | 2007-09-29 | 2010-12-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 临氢设备用12Cr2Mo1R厚钢板及其制造方法 |
| CN102251170A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度贝氏体钢及其制造方法 |
| CN102251174A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种搪瓷钢及其冷轧板的制造方法 |
| CN102251192A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种搪瓷钢及其制造方法 |
| CN102251171A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 株式会社神户制钢所 | 疲劳特性优异的厚钢板 |
| CN102181806A (zh) * | 2011-04-15 | 2011-09-14 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种加氢设备用大厚度铬钼钢板及其生产方法 |
| CN102251176A (zh) * | 2011-06-16 | 2011-11-23 | 秦皇岛首秦金属材料有限公司 | 一种船板抗点蚀蓝皮钢的轧制方法 |
| CN102268598A (zh) * | 2011-08-01 | 2011-12-07 | 武汉钢铁(集团)公司 | U型伞骨用钢及其生产方法 |
| CN102352467A (zh) * | 2011-08-03 | 2012-02-15 | 郑州四维机电设备制造有限公司 | 一种超高强度铸钢及其制备方法和焊接工艺 |
| CN102242311A (zh) * | 2011-08-10 | 2011-11-16 | 中国石油天然气集团公司 | 大口径高钢级输气管道全尺寸气体爆破试验用启裂钢管及其制备方法 |
| CN102286691A (zh) * | 2011-09-07 | 2011-12-21 | 柳州钢铁股份有限公司 | 汽车桥壳用钢板及其生产方法 |
| CN102337479A (zh) * | 2011-10-21 | 2012-02-01 | 天津大学 | 适用于单晶金刚石切削的超细晶钢及其制备方法 |
| CN102418041A (zh) * | 2011-12-09 | 2012-04-18 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种轴承钢的生产方法 |
| CN102703832A (zh) * | 2012-06-28 | 2012-10-03 | 江苏金源锻造股份有限公司 | 一种火电转子的锻造工艺 |
| CN103962386A (zh) * | 2014-04-18 | 2014-08-06 | 东北大学 | 一种提高热轧中厚板耐蚀性的氧化铁皮控制方法 |
| CN105886915A (zh) * | 2016-05-12 | 2016-08-24 | 宝鸡石油钢管有限责任公司 | 一种抗h2s腐蚀的空芯钢制连续抽油杆 |
| CN115074620A (zh) * | 2022-05-18 | 2022-09-20 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种Q345qENH高性能耐候桥梁用钢及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4207334B2 (ja) | 2009-01-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5277648B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板並びにその製造方法 | |
| EP3707289B1 (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| EP1777315A1 (en) | Steel for welded structure excellent in low temperature toughness of heat affected zone of welded part, and method for production thereof | |
| WO2013150669A1 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2017048412A (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法 | |
| JP4207334B2 (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5741260B2 (ja) | 歪付与後のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼材およびその製造方法 | |
| JP2003013138A (ja) | 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| KR20130046941A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| EP3853387B1 (en) | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| JP6684353B2 (ja) | 低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材、及びその製造方法 | |
| JP2000178645A (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP5126780B2 (ja) | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼 | |
| JP4265152B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4265153B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000160245A (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度鋼の製造方法 | |
| JP2000319726A (ja) | 溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JP2002047532A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4492105B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JP2002275576A (ja) | 低温用低降伏比鋼材およびその製造方法 | |
| JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
| JP2002339037A (ja) | 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
| JP2000104116A (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060601 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20060606 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080527 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080610 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080806 |
|
| 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: 20080930 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20081013 |
|
| 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: 20111031 Year of fee payment: 3 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080806 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121031 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131031 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131031 Year of fee payment: 5 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131031 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |