JP2004043961A - 高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 - Google Patents
高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004043961A JP2004043961A JP2003086307A JP2003086307A JP2004043961A JP 2004043961 A JP2004043961 A JP 2004043961A JP 2003086307 A JP2003086307 A JP 2003086307A JP 2003086307 A JP2003086307 A JP 2003086307A JP 2004043961 A JP2004043961 A JP 2004043961A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- strength
- steel
- less
- bainite
- 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
【課題】本発明の目的は６００℃以上８００℃以下の温度範囲における高温強度及び溶接性に優れた高張力鋼及びその製造方法を提供する。
【解決手段】鋼成分が質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、かつ、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。さらに、常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が６００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足することを特徴とする。
【選択図】 なし
【解決手段】鋼成分が質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、かつ、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。さらに、常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が６００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足することを特徴とする。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木、海洋構造物、造船、貯槽タンクなどの一般的な構造物に用いる６００℃以上８００℃以下の温度範囲において、１時間程度の比較的短時間における高温強度が優れた低合金炭素添加の建築構造用高張力鋼（鋼板、鋼管、形鋼、線材）の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、建築、土木などの分野においては、各種建築用鋼材として、ＪＩＳ等で規格化された鋼材等が広く利用されている。なお、一般の建築構造用鋼材は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約５００℃となっている。
【０００３】
すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。
【０００４】
これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施して使用される。そのため、鋼材費用に対して耐火被覆工費が高額となり、建設コストが大幅に上昇することが避けられない。
【０００５】
上記の課題を解決するため、高温耐力を備えた耐火鋼が開発されている。
【０００６】
６００℃以上での高温強度がある鋼の場合、一般に耐火鋼と呼称されており、６００℃で常温降伏強度の２／３以上の高温強度を有する耐火鋼（例えば、特許文献１参照）や、７００℃で高温強度が優れた耐火鋼（例えば、特許文献２参照）が提案されている。その他の６００℃耐火鋼に関する発明の例でも、６００℃での降伏強度を常温降伏強度の２／３以上とすることが一般的となっている。
【０００７】
しかしながら、７００℃耐火鋼、８００℃耐火鋼は、現時点では高温強度の設定（常温降伏強度との比率）に一般則が見られない。例えば、特許文献１では、相当量のＭｏとＮｂを添加した鋼で、６００℃の耐力が常温耐力の７０％以上を確保するものであるが、７００℃〜８００℃の耐力は示されていない。また、６００℃の耐力が常温耐力の７０％程度では、火災時の温度上昇を考慮すると、耐火被覆量の低減は可能であるものの、省略が可能となる建造物は立体駐車場やアトリウムなどの開放的空間に限定されるため、無耐火被覆での使用は著しく限定される。
【０００８】
また、特許文献２では、相当量のＭｏとＮｂを添加した鋼でミクロ組織をベイナイトとすることにより、７００℃の耐力が常温耐力の５６％以上を確保するものであるが、８００℃の耐力は示されていない。
【０００９】
すなわち、これらの例のように６００℃程度の高温強度を確保した鋼は、すでに市場でも使用されており、７００℃で一定の強度を確保する鋼材の発明がなされているが、７００℃〜８００℃での高温強度を確保できる実用鋼の安定的な製造は困難であった。
【００１０】
【特許文献１】
特開平２−７７５２３号公報
【特許文献２】
特開平１０−６８０４４号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
前述のように建築物に鋼材を利用する場合、通常の鋼では高温強度が低いため、無被覆や耐火被覆軽減で利用することができず、高価な耐火被覆を施さなければならなかった。
【００１２】
また、新しく開発された鋼でも、耐火温度は６００〜７００℃までの保証が限界であり、７００℃〜８００℃での無耐火被覆使用およびこれによる耐火被覆工程の省略が可能となる鋼材の開発が望まれていた。
【００１３】
本発明の目的は６００℃以上８００℃以下の温度範囲における高温強度及び溶接性に優れた高張力鋼及び当該鋼を工業的に安定して供給可能な製造方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明は前述の課題を克服するために、ミクロ組織と添加合金元素量等を最適範囲とすることで目的を達成したもので、その要旨は以下に示す通りである。
【００１５】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１６】
（２） 質量％で、更に、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１７】
（３） 質量％で、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１８】
（４） 常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が６００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足することを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１９】
（５） 常温においてフェライト及びベイナイトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が８００℃超であることを特徴とする上記（１）〜（４）の内のいずれかに記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２０】
（６） フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０− ４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０− ３以上であることを特徴とする上記（５）に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２１】
（７） フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０−４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０−３以上であることを特徴とする上記（５）に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２２】
（８） フェライトとベイナイトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２３】
（９） 上記（１）〜（３）の内のいずれか１項に記載の鋼成分からなり、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋
Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１８％以下であることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２４】
（１０） 上記（４）〜（７）の内のいずれか１項に記載の特徴を有するとともに、フェライトとベイナイトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする上記（９）記載の高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２５】
（１１） 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする上記（９）または（１０）記載の高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２６】
（１２） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２７】
（１３） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする上記（４）〜（７）のいずれか１項に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２８】
（１４） 上記（８）に記載の鋼成分からなる鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２９】
（１５） 上記（８）に記載の鋼成分からなる鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする上記（１０）または（１１）記載の高温強度及び溶接性に優れた低降伏比４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細を説明する。
【００３１】
本発明者らはすでに、６００℃、７００℃の高温強度が優れた鋼を見出した。６００℃の高温強度が優れた鋼はすでに建築分野で使用されているが、市場では更に高温に耐える鋼への極めて強い要求がある。
【００３２】
高温強度増加に対しては、Ｍｏ、Ｎｂの複合添加により高温にて安定な炭窒化物の析出を促進するとともに、ミクロ組織のベイナイト化により転位密度の増大し、さらには固溶Ｍｏ及びＮｂにより転位回復の遅延を図ることが有効である。しかし、硬質ベイナイトの分率が過剰であると、常温の強度が過大となるため、所要の常温強度に応じて、ミクロ組織を適切なベイナイト分率を有するフェライトとベイナイトの混合組織とする。適切なミクロ組織を造り込み、所要の常温強度範囲を達成するには低Ｃ化が有効である。低Ｃ化は、フェライトとベイナイトの混合母相組織の高温における熱力学的安定性を高め、オーステナイトへの逆変態温度（Ａｃ１）を上昇させる効果も持つ。しかし、この場合、ミクロ組織及び材質が圧延条件とその後の冷却条件により影響を受けやすく、安定的な製造が困難であることが判明した。ミクロ組織制御と高温強度の増加に取り組んだ結果、適量のＢ添加が製造安定化に有効であることを知見し、本発明に至った。
【００３３】
一般的な溶接構造用鋼として、溶接性や低降伏強度比等の特性は、従来と同様に具備する必要があるため、７００℃〜８００℃の高温強度が優れた鋼は極めて困難な課題であった。この課題を解決するため、本発明者らは鋭意検討し、７００℃、８００℃の高温強度はＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の合金元素の複合添加による析出強化とミクロ組織のベイナイト化による転位密度の増大、さらには固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉによる転位回復遅延が有効であり、Ｔｉも若干の効果があることを突き止めた。従って、７００℃〜８００℃の強度と常温の強度、常温と高温の強度比（ＹＳ比＝高温強度／常温強度）の全てを同時に確保するためには、ミクロ組織を適切なフェライトとベイナイトの混合組織とするとともに、添加合金元素量を最適範囲として、高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果及び転位回復遅延効果を得ることが重要であることを見出した。
【００３４】
鋼材の降伏強度は、一般に４５０℃近傍から急激に低下するが、これは、温度上昇に伴い熱活性化エネルギーが低下し、転位のすべり運動に対して低温では有効であった抵抗が無効となるためである。本発明者らはＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物は、転位のすべり運動に対して６００℃程度の高温まで有効な抵抗として作用することを見出した。さらに、ＢＣＣ相中に固溶したＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、転位回復遅延に対して有効であり、降伏強度の急激な低下が始まる温度を高温化する効果を持つことを知見するに至った。したがって、７００℃〜８００℃において、鋼材温度をＴ（℃）として、高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足する、すなわち、降伏応力比がそれぞれ４９％、１６％以上となるためには、当該温度における鋼中に成分元素として含有されるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物はモル分率にて５×１０−４以上であるとともに、ＢＣＣ相中に固溶する成分元素であるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０−３以上でなければならない。
【００３５】
高温強度発現に重要である複合炭窒化析出相の組成は、例えば電子顕微鏡やＥＤＸによる分析により容易に同定可能である。
【００３６】
また、熱力学的に安定な析出相の平衡生成量及びＢＣＣ相中の固溶合金元素量については、市販の熱力学計算データベースソフト等利用することにより、添加合金元素量より容易に算出可能である。
【００３７】
ミクロ組織におけるフェライトの分率が増加し、ベイナイトの分率が２０％未満に低下すると、常温及び高温の強度が低下し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の合金元素をより多く添加する必要が生じる。ミクロ組織に占めるフェライトの分率が過大となると、添加合金元素の増加による常温及び高温の強度確保は困難になる。逆にミクロ組織におけるフェライトの分率が低下し、ベイナイトの分率が増加すると常温及び高温の強度が上昇し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の合金元素添加量を低減する必要が生じる。さらに、ミクロ組織に占めるベイナイト分率が９０％を超え過大となると、高温強度については達成可能であるが、常温強度の上昇、ＨＡＺ靭性の劣化、溶接性の劣化が顕著となり添加合金元素の低減による所要の強度範囲、ＨＡＺ靭性及び溶接性の確保が困難となる。
【００３８】
このため、本発明鋼ではミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、ベイナイトの分率を２０％〜９０％の範囲内とするが、３０〜７０％の範囲内とすることが好ましい。
【００３９】
本発明者らは、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、かつ、ベイナイト分率を安定的に２０〜９０％の範囲に保つ方法について検討し、適量のＢ添加が必須であることを見出した。
【００４０】
本発明が、請求項の通りに鋼成分および製造方法を限定した理由について説明する。
【００４１】
常温と高温の強度を同時に確保するためには、相当量の合金元素の添加が必要であり、４９０ＭＰａ級高張力鋼では、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％が必要である。
【００４２】
また、高温強度の向上に対して、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．０１〜０．１％の範囲の添加が有効である。
【００４３】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等は主に高温強度の確保のためであり、ＳｉとＭｎの範囲限定は常温強度を所定の範囲に抑制するためである。
【００４４】
鋼の加熱温度はＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖをできるだけ固溶状態とするために高い温度が望ましいが、母材の靭性確保の観点から１１００〜１２５０℃に限定した。
【００４５】
圧延終了温度を１１００℃以下で８５０℃以上としたのは、低温域の圧下でＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖが炭化物として析出するため８５０℃が下限の温度であり、また、１１００℃を超える温度で圧延を終了すると靭性が不足するためである。
【００４６】
なお、本発明鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｃ１変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴は何ら損なわれることはない。
【００４７】
次に、本説明に関わるその他の成分元素とその添加量について説明する。
【００４８】
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼすもので、狭い範囲に制御されなければならない。０．００５以上０．０４％未満が限定範囲である。０．００５％未満のＣ量では強度が不足し、０．０４％以上となると圧延終了後の冷却速度が過大の場合はベイナイトの生成分率が増加し強度が超過、逆に冷却速度が過小の場合はベイナイトの生成分率が低下して強度が不足する。さらに、火災相当の高温加熱時に、フェライトとベイナイトの混合母相組織を熱力学的に安定に保ち、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化析出物との整合性を維持して、強化効果を確保する上でもＣを０．０４％未満とする必要がある。
【００４９】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であり、置換型の固溶強化作用を持つことから常温での母材強度向上に有効であるが、特に６００℃超の高温強度を改善する効果はない。また、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００５０】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素ではあるが、置換型の固溶強化元素であるＭｎは、常温での強度上昇には有効であるが、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。したがって、本発明のような比較的多量のＭｏを含有する鋼において溶接性向上すなわちＰＣＭ低減の観点から０．９％以下とする必要がある。さらに、建築用４９０ＭＰａ級高張力鋼に対しては、常温強度上限を考慮し、０．５％以下に限定した。Ｍｎの上限を低く抑えることにより、連続鋳造スラブの中心偏析の点からも有利となる。なお、下限については、母材の強度、靭性調整上、０．１％以上の添加が必要である。したがって、Ｍｎは０．１〜０．５％の範囲とした。
【００５１】
また、常温の降伏強度及び引張り強度を４９０ＭＰａ級高張力鋼の所要範囲とするためには、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ−１以上とする必要がある。すなわち、約２５ｍｍ未満の比較的薄い鋼板は空冷または加速冷却（水冷）プロセスにて、約２５ｍｍ超の比較的厚い鋼板は加速冷却（水冷）プロセスを適用して製造することができる。
【００５２】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。
【００５３】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。
【００５４】
Ｍｏは、７００℃、８００℃の高温強度を確保する上で必要不可欠の元素で、本発明においては最も重要な元素の一つである。高温強度のみの考慮であれば、下限の緩和は可能であるが、後述する低降伏比化の観点から、フェライト＋オーステナイトの二相域熱処理、およびその後必要に応じ焼き戻しを行っても、なお常温での高強度、高靭性を確保するため、下限を０．３％とした。一方、１．５％超の添加は、母材材質の制御（ばらつきの制御や靭性の劣化）が困難になるとともに、経済性を失するため、０．３〜１．５％が限定範囲である。
【００５５】
Ｎｂは、Ｍｏを比較的多量添加する本発明においては、７００℃、８００℃の高温強度を確保するために重要な役割を演ずる元素である。まず、一般的な効果として、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する上で有用な元素である。また、圧延に先立つ再加熱や焼きならしや焼き入れ時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。さらに、析出強化及び転位回復抑制による高温強度向上効果を有し、Ｍｏとの複合添加により高温強度向上に寄与する。０．０３％未満では７００℃及び８００℃における析出硬化及び転位回復抑制の効果が少なく、０．１５％を超えると添加量に対し効果の度合いが減少し、経済的にも好ましくない。また、溶接時の靭性も低下する。よって０．０３〜０．１５％が限定範囲である。
【００５６】
Ｂは、ベイナイトの生成分率を介して強度を制御する上で極めて重要である。すなわち、Ｂはオーステナイト粒界に偏析してフェライトの生成を抑制することを介して焼入性を向上させ、空冷のような冷却速度が比較的小さい場合においてもベイナイトを安定的に生成させるのに有効である。この効果を享受するため、最低０．０００５％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、旧オーステナイト粒界の脆化や靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性があるため、上限を０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させる過剰なＢ添加は好ましくない。
【００５７】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００５８】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、後述するＴｉやＮｂを添加した場合、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高め、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００５９】
次に、必要に応じて含有することができるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由と添加量範囲について説明する。
【００６０】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００６１】
Ｎｉは、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加すると経済性を損なうだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００６２】
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の１．０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。
【００６３】
Ｃｒは、母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化させるため、限定範囲を０．０５〜１．０％とした。
【００６４】
上記、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、母材の強度、靭性上の観点のみならず、耐候性にも有効であり、そのような目的においては、溶接性を損ねない範囲で添加することが好ましい。
【００６５】
ＴｉもＮｂと同様に高温強度上昇に有効である。とくに、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％である。
【００６６】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼き入れ性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．１％まで許容できる。
【００６７】
Ｃａ、ＲＥＭは不純物であるＳと結合し、靭性の向上や溶接部の拡散水素による誘起割れを抑制する働きを有するが、多すぎると粗大な介在物を形成し悪影響を及ぼすので、それぞれ０．０００５〜０．００４％、０．０００５〜０．００４％が適正範囲である。
【００６８】
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、微細化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００１％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなり、経済性を失するため、上限は０．００６％とした。
【００６９】
鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。このため、ＰＣＭの値を０．１８％以下の範囲に限定する。ＰＣＭは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼においては、ＰＣＭが０．１８％以下の範囲であれば優れた溶接性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成ＰＣＭは以下の式により定義する。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋
Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
【００７０】
なお、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖと同様に、Ｗを適当量添加して、高温強度を確保することも本発明鋼の特性を向上させる有効な手段である。
【００７１】
さらに、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置において、最終変態組織の旧オーステナイト粒径を平均円相当直径で１２０μｍ以下に限定する。これは、旧オーステナイト粒径が組織とともに靭性に大きな影響を及ぼすためで、特に本発明のような比較的多量のＭｏ添加鋼において靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を小さく制御することは重要かつ必須である。前記旧オーステナイト粒径の限定理由は、発明者らの製造条件を種々変更した実験結果に基づくもので、平均円相当直径で１２０μｍ以下であれば、本発明よりも低Ｍｏである鋼と遜色ない靭性を確保できる。なお、旧オーステナイト粒は、その判別が必ずしも容易ではないケースも少なからずある。このような場合には、板厚１／４厚位置を中心として、鋼板の最終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片（２ｍｍＶノッチ）などを用い、十分低温で、脆性破壊させた際の破面単位を旧オーステナイト粒径と読み替え得る有効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定することとし、この場合でも同様に１２０μｍ以下であることが必要である。
【００７２】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏比（ＹＲ）、靭性、７００℃、８００℃における降伏強さ、予熱なし（室温）におけるｙ割れ試験時のルート割れの有無等を調査した。
【００７３】
表１及び表２に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表３に鋼板の製造条件および組織、表４に諸特性の調査結果を示す。
【００７４】
【表１】
【００７５】
【表２】
【００７６】
【表３】
【００７７】
【表４】
【００７８】
本発明鋼Ｎｏ．１〜１８の例では、全てミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織となっており、かつ旧オーステナイト粒径の平均円相当直径が１２０μｍ以下である。さらに、４９０ＭＰａ級鋼の常温の強度レベルを満足し、降伏比（ＹＲ）も７１〜７６％で８０％未満である。また、７００℃、８００℃のＹＳが常温での規格降伏強度のそれぞれ、６７％、２５％以上の良好な値で、実績高温常温降伏強度比（ｐ）についても、７００℃、８００℃でそれぞれ６４％、２３％以上の優れた値である。
【００７９】
これに対し、比較鋼Ｎｏ．１９では、Ｃが過剰であり、ベイナイト分率が過大となって、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の上限を超える結果であった。また、高温強度については、絶対値としては高い値が得られているが、オーステナイトへの逆変態開始温度Ａｃ１ が８００℃以下となるため、７００℃における常温／高温の降伏強度比（ｐ）はｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【００８０】
比較鋼Ｎｏ．２０では、Ｃが不足であり、常温、高温ともに４９０ＭＰａ級として降伏強度が不足である。さらに、６００℃以上の高温における複合炭窒化相の生成量が５×１０−４未満であり、７００℃、８００℃における常温／高温の降伏強度比（ｐ）もｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０と低い。
【００８１】
比較鋼Ｎｏ．２１では、Ｍｎ量が０．５％を超えているため、常温での固溶強化効果が過剰となって、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超え、ＹＲも８０％超であった。また、Ａｃ１が８００℃未満となり、十分な整合／半整合析出強化効果が得られたかったため、７００℃、８００℃において、常温／高温降伏強度比（ｐ）がｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【００８２】
逆に、比較鋼Ｎｏ．２２では、Ｍｎ量が０．１％未満のため、常温での固溶強化効果が不足となって、常温及び７００℃の降伏強度、常温の引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００８３】
比較鋼Ｎｏ．２３では、Ｐが０．０２％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８４】
比較鋼Ｎｏ．２４では、Ｓが０．０１％を超えているため、比較鋼Ｎｏ．２３と同様に、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８５】
比較鋼Ｎｏ．２５ではＭｏの添加量不足により、炭窒化析出相、ＢＣＣ相中固溶Ｍｏがともに不足したため、常温強度、ＹＲ等は良好な結果であるが、７００℃の降伏強度が２１７ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／３）未満で、８００℃の強度も６２ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／９）未満と低い。また、実績の高温／常温降伏強度比（ｐ）も７００℃、８００℃について、それぞれ、４５％、１５％と低く、ｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【００８６】
比較鋼Ｎｏ．２６では、Ｍｏ量が過剰で、ミクロ組織がベイナイト単相となり、常温の降伏強度及び引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超えている。さらに、母材材質の不均一性が増大し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１８％であるにも関わらず、予熱なしでのｙ割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値も低い。
【００８７】
比較鋼Ｎｏ．２７では、ＢＣＣ相中の固溶Ｍｏ、Ｎｂ量、複合炭窒化相の生成量ともに十分であり、高温／常温降伏強度比（ｐ）については、７００℃、８００℃ともにｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足しているが、Ｎｂ量が不足したため、４９０ＭＰａ級として７００℃、８００℃の降伏強度が不足した。
【００８８】
逆に、比較鋼Ｎｏ．２８では、Ｎｂ量が過剰であるため、高温強度については高い値が得られるが、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００８９】
比較鋼Ｎｏ．２９では、γ粒が粗大であるため、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００９０】
比較鋼Ｎｏ．３０では、Ｔｉ量が過剰であるため、母材の延性脆性遷移温度、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００９１】
比較鋼Ｎｏ．３１では、Ｂ添加量が不足し、十分な焼入れ性を得ることができず、ミクロ組織のベイナイト分率が過少のため、常温、高温ともに降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００９２】
比較鋼Ｎｏ．３２では、Ｂ添加量が過剰なため、母材の延性脆性遷移温度は０℃近傍にあり、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００９３】
比較鋼Ｎｏ．３３では、Ａｌ量が０．０６％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度は０℃近傍にあり、再現ＨＡＺ靭性も低い。
【００９４】
比較鋼Ｎｏ．３４では、Ｎ量が０．００６％を超えているため、再現ＨＡＺ靭性は低い。
【００９５】
比較鋼Ｎｏ．３５では、ＰＣＭ値が０．１８％を超えており、予熱なしでのｙ割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値も低い。
【００９６】
比較鋼Ｎｏ．３６では、再加熱温度が１１００℃未満のため、再加熱時に添加合金元素がオーステナイト中に固溶せずに十分な析出強化が得られず、常温については降伏強度、引張り強度、ＹＲともに良好な結果であるが、７００℃の降伏強度が２１７ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／３）未満で、８００℃の強度も７２ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／９）未満と低い。さらに、実績の高温／常温降伏強度比（ｐ）は、７００℃、８００℃について、ｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【００９７】
比較鋼Ｎｏ．３７では、再加熱温度が１２５０℃を超えたため、再加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値が低くなっている。
【００９８】
比較鋼Ｎｏ．３８では、本願発明鋼Ｎｏ．１０と同成分であるが、１１００℃以下での累積圧下量が３０％未満のため、旧オーステナイト粒が粗大であり、再現ＨＡＺ靭性が低い。
【００９９】
比較鋼Ｎｏ．３９では、本願発明鋼Ｎｏ．１０と同成分であるが、８５０℃未満の温度で圧延を行ったため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの析出が促進され十分な析出強化が得られず、常温強度については４９０ＭＰａ級の規格値を満足するが、高温の降伏強度が不足し、実績の高温／常温降伏強度比（ｐ）は、７００℃、８００℃について、ｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【０１００】
比較鋼Ｎｏ．４０では、再加熱温度が１２５０℃と高いため、圧延終了後のオーステナイト粒が１２０μｍ超と粗大であり、フェライトの変態が抑制され、ベイナイト単相のミクロ組織となり、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格上限を超過した。
【０１０１】
比較鋼Ｎｏ．４１では、圧延後水冷により冷却速度が過大となり、ベイナイト分率が過剰（＞９０％）となって、常温の降伏強度、引張り強度が４９０ＭＰａ級としての規格値上限を超え、ＹＲも８０％超であった。
【０１０２】
比較鋼Ｎｏ．４２では、圧延後水冷を行うことにより常温強度の上昇を図ったが、板厚が大きく１／４厚部におけるγ／α変態温度近傍での冷却速度が不足のため、フェライト分率が過大（＞８０％：ベイナイト分率＜２０％）となり、常温での固溶強化効果が不足となって、常温の引張り強度が規格値下限を下回り、７００℃、８００℃の降伏強度が、それぞれ、２１７ＭＰａ未満、７２ＭＰａ未満と低い。
【０１０３】
比較鋼Ｎｏ．４３では、板厚２５ｍｍ超であるため、加速冷却を適用し、０．３Ｋｓ−１以上の冷却速度の確保を図ったが、水冷開始温度が７００℃未満であり、圧延終了後〜冷却開始（６９０℃）の冷却速度が０．３Ｋｓ−１以下となり、水冷開始前にフェライトの変態が進行したため、ベイナイト分率が２０％未満となって、常温、高温ともに４９０ＭＰａ級として強度が不足した。
【０１０４】
比較鋼Ｎｏ．４４では、Ｔｉ量とＮ量がともに少なく、かつ、再加熱温度も１２５０℃と高いため、再加熱時にオーステナイトが１２０μｍ超に粗大化し、フェライトの変態が抑制され、ベイナイト単相のミクロ組織となり、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度、引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格上限を超過した。
【０１０５】
【発明の効果】
本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼材は、ミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織であり、常温強度が４９０ＭＰａの規格値を満足し、ＹＲが８０％以下、７００℃、８００℃の降伏強度がそれぞれ常温規格値の２／３以上、２／９以上等の特性を持ち、実績高温／常温降伏強度比（ｐ）が、７００℃〜８００℃において、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足し、建築用耐火鋼材としての必要な特性を兼ね備えており、従来になく全く新しい鋼材である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木、海洋構造物、造船、貯槽タンクなどの一般的な構造物に用いる６００℃以上８００℃以下の温度範囲において、１時間程度の比較的短時間における高温強度が優れた低合金炭素添加の建築構造用高張力鋼（鋼板、鋼管、形鋼、線材）の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、建築、土木などの分野においては、各種建築用鋼材として、ＪＩＳ等で規格化された鋼材等が広く利用されている。なお、一般の建築構造用鋼材は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約５００℃となっている。
【０００３】
すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。
【０００４】
これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施して使用される。そのため、鋼材費用に対して耐火被覆工費が高額となり、建設コストが大幅に上昇することが避けられない。
【０００５】
上記の課題を解決するため、高温耐力を備えた耐火鋼が開発されている。
【０００６】
６００℃以上での高温強度がある鋼の場合、一般に耐火鋼と呼称されており、６００℃で常温降伏強度の２／３以上の高温強度を有する耐火鋼（例えば、特許文献１参照）や、７００℃で高温強度が優れた耐火鋼（例えば、特許文献２参照）が提案されている。その他の６００℃耐火鋼に関する発明の例でも、６００℃での降伏強度を常温降伏強度の２／３以上とすることが一般的となっている。
【０００７】
しかしながら、７００℃耐火鋼、８００℃耐火鋼は、現時点では高温強度の設定（常温降伏強度との比率）に一般則が見られない。例えば、特許文献１では、相当量のＭｏとＮｂを添加した鋼で、６００℃の耐力が常温耐力の７０％以上を確保するものであるが、７００℃〜８００℃の耐力は示されていない。また、６００℃の耐力が常温耐力の７０％程度では、火災時の温度上昇を考慮すると、耐火被覆量の低減は可能であるものの、省略が可能となる建造物は立体駐車場やアトリウムなどの開放的空間に限定されるため、無耐火被覆での使用は著しく限定される。
【０００８】
また、特許文献２では、相当量のＭｏとＮｂを添加した鋼でミクロ組織をベイナイトとすることにより、７００℃の耐力が常温耐力の５６％以上を確保するものであるが、８００℃の耐力は示されていない。
【０００９】
すなわち、これらの例のように６００℃程度の高温強度を確保した鋼は、すでに市場でも使用されており、７００℃で一定の強度を確保する鋼材の発明がなされているが、７００℃〜８００℃での高温強度を確保できる実用鋼の安定的な製造は困難であった。
【００１０】
【特許文献１】
特開平２−７７５２３号公報
【特許文献２】
特開平１０−６８０４４号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
前述のように建築物に鋼材を利用する場合、通常の鋼では高温強度が低いため、無被覆や耐火被覆軽減で利用することができず、高価な耐火被覆を施さなければならなかった。
【００１２】
また、新しく開発された鋼でも、耐火温度は６００〜７００℃までの保証が限界であり、７００℃〜８００℃での無耐火被覆使用およびこれによる耐火被覆工程の省略が可能となる鋼材の開発が望まれていた。
【００１３】
本発明の目的は６００℃以上８００℃以下の温度範囲における高温強度及び溶接性に優れた高張力鋼及び当該鋼を工業的に安定して供給可能な製造方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明は前述の課題を克服するために、ミクロ組織と添加合金元素量等を最適範囲とすることで目的を達成したもので、その要旨は以下に示す通りである。
【００１５】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１６】
（２） 質量％で、更に、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１７】
（３） 質量％で、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１８】
（４） 常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が６００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足することを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１９】
（５） 常温においてフェライト及びベイナイトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が８００℃超であることを特徴とする上記（１）〜（４）の内のいずれかに記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２０】
（６） フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０− ４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０− ３以上であることを特徴とする上記（５）に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２１】
（７） フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０−４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０−３以上であることを特徴とする上記（５）に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２２】
（８） フェライトとベイナイトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２３】
（９） 上記（１）〜（３）の内のいずれか１項に記載の鋼成分からなり、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋
Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１８％以下であることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２４】
（１０） 上記（４）〜（７）の内のいずれか１項に記載の特徴を有するとともに、フェライトとベイナイトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする上記（９）記載の高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２５】
（１１） 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする上記（９）または（１０）記載の高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２６】
（１２） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２７】
（１３） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする上記（４）〜（７）のいずれか１項に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２８】
（１４） 上記（８）に記載の鋼成分からなる鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２９】
（１５） 上記（８）に記載の鋼成分からなる鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする上記（１０）または（１１）記載の高温強度及び溶接性に優れた低降伏比４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細を説明する。
【００３１】
本発明者らはすでに、６００℃、７００℃の高温強度が優れた鋼を見出した。６００℃の高温強度が優れた鋼はすでに建築分野で使用されているが、市場では更に高温に耐える鋼への極めて強い要求がある。
【００３２】
高温強度増加に対しては、Ｍｏ、Ｎｂの複合添加により高温にて安定な炭窒化物の析出を促進するとともに、ミクロ組織のベイナイト化により転位密度の増大し、さらには固溶Ｍｏ及びＮｂにより転位回復の遅延を図ることが有効である。しかし、硬質ベイナイトの分率が過剰であると、常温の強度が過大となるため、所要の常温強度に応じて、ミクロ組織を適切なベイナイト分率を有するフェライトとベイナイトの混合組織とする。適切なミクロ組織を造り込み、所要の常温強度範囲を達成するには低Ｃ化が有効である。低Ｃ化は、フェライトとベイナイトの混合母相組織の高温における熱力学的安定性を高め、オーステナイトへの逆変態温度（Ａｃ１）を上昇させる効果も持つ。しかし、この場合、ミクロ組織及び材質が圧延条件とその後の冷却条件により影響を受けやすく、安定的な製造が困難であることが判明した。ミクロ組織制御と高温強度の増加に取り組んだ結果、適量のＢ添加が製造安定化に有効であることを知見し、本発明に至った。
【００３３】
一般的な溶接構造用鋼として、溶接性や低降伏強度比等の特性は、従来と同様に具備する必要があるため、７００℃〜８００℃の高温強度が優れた鋼は極めて困難な課題であった。この課題を解決するため、本発明者らは鋭意検討し、７００℃、８００℃の高温強度はＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の合金元素の複合添加による析出強化とミクロ組織のベイナイト化による転位密度の増大、さらには固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉによる転位回復遅延が有効であり、Ｔｉも若干の効果があることを突き止めた。従って、７００℃〜８００℃の強度と常温の強度、常温と高温の強度比（ＹＳ比＝高温強度／常温強度）の全てを同時に確保するためには、ミクロ組織を適切なフェライトとベイナイトの混合組織とするとともに、添加合金元素量を最適範囲として、高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果及び転位回復遅延効果を得ることが重要であることを見出した。
【００３４】
鋼材の降伏強度は、一般に４５０℃近傍から急激に低下するが、これは、温度上昇に伴い熱活性化エネルギーが低下し、転位のすべり運動に対して低温では有効であった抵抗が無効となるためである。本発明者らはＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物は、転位のすべり運動に対して６００℃程度の高温まで有効な抵抗として作用することを見出した。さらに、ＢＣＣ相中に固溶したＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、転位回復遅延に対して有効であり、降伏強度の急激な低下が始まる温度を高温化する効果を持つことを知見するに至った。したがって、７００℃〜８００℃において、鋼材温度をＴ（℃）として、高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足する、すなわち、降伏応力比がそれぞれ４９％、１６％以上となるためには、当該温度における鋼中に成分元素として含有されるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物はモル分率にて５×１０−４以上であるとともに、ＢＣＣ相中に固溶する成分元素であるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０−３以上でなければならない。
【００３５】
高温強度発現に重要である複合炭窒化析出相の組成は、例えば電子顕微鏡やＥＤＸによる分析により容易に同定可能である。
【００３６】
また、熱力学的に安定な析出相の平衡生成量及びＢＣＣ相中の固溶合金元素量については、市販の熱力学計算データベースソフト等利用することにより、添加合金元素量より容易に算出可能である。
【００３７】
ミクロ組織におけるフェライトの分率が増加し、ベイナイトの分率が２０％未満に低下すると、常温及び高温の強度が低下し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の合金元素をより多く添加する必要が生じる。ミクロ組織に占めるフェライトの分率が過大となると、添加合金元素の増加による常温及び高温の強度確保は困難になる。逆にミクロ組織におけるフェライトの分率が低下し、ベイナイトの分率が増加すると常温及び高温の強度が上昇し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の合金元素添加量を低減する必要が生じる。さらに、ミクロ組織に占めるベイナイト分率が９０％を超え過大となると、高温強度については達成可能であるが、常温強度の上昇、ＨＡＺ靭性の劣化、溶接性の劣化が顕著となり添加合金元素の低減による所要の強度範囲、ＨＡＺ靭性及び溶接性の確保が困難となる。
【００３８】
このため、本発明鋼ではミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、ベイナイトの分率を２０％〜９０％の範囲内とするが、３０〜７０％の範囲内とすることが好ましい。
【００３９】
本発明者らは、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、かつ、ベイナイト分率を安定的に２０〜９０％の範囲に保つ方法について検討し、適量のＢ添加が必須であることを見出した。
【００４０】
本発明が、請求項の通りに鋼成分および製造方法を限定した理由について説明する。
【００４１】
常温と高温の強度を同時に確保するためには、相当量の合金元素の添加が必要であり、４９０ＭＰａ級高張力鋼では、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％が必要である。
【００４２】
また、高温強度の向上に対して、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．０１〜０．１％の範囲の添加が有効である。
【００４３】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等は主に高温強度の確保のためであり、ＳｉとＭｎの範囲限定は常温強度を所定の範囲に抑制するためである。
【００４４】
鋼の加熱温度はＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖをできるだけ固溶状態とするために高い温度が望ましいが、母材の靭性確保の観点から１１００〜１２５０℃に限定した。
【００４５】
圧延終了温度を１１００℃以下で８５０℃以上としたのは、低温域の圧下でＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖが炭化物として析出するため８５０℃が下限の温度であり、また、１１００℃を超える温度で圧延を終了すると靭性が不足するためである。
【００４６】
なお、本発明鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｃ１変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴は何ら損なわれることはない。
【００４７】
次に、本説明に関わるその他の成分元素とその添加量について説明する。
【００４８】
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼすもので、狭い範囲に制御されなければならない。０．００５以上０．０４％未満が限定範囲である。０．００５％未満のＣ量では強度が不足し、０．０４％以上となると圧延終了後の冷却速度が過大の場合はベイナイトの生成分率が増加し強度が超過、逆に冷却速度が過小の場合はベイナイトの生成分率が低下して強度が不足する。さらに、火災相当の高温加熱時に、フェライトとベイナイトの混合母相組織を熱力学的に安定に保ち、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化析出物との整合性を維持して、強化効果を確保する上でもＣを０．０４％未満とする必要がある。
【００４９】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であり、置換型の固溶強化作用を持つことから常温での母材強度向上に有効であるが、特に６００℃超の高温強度を改善する効果はない。また、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００５０】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素ではあるが、置換型の固溶強化元素であるＭｎは、常温での強度上昇には有効であるが、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。したがって、本発明のような比較的多量のＭｏを含有する鋼において溶接性向上すなわちＰＣＭ低減の観点から０．９％以下とする必要がある。さらに、建築用４９０ＭＰａ級高張力鋼に対しては、常温強度上限を考慮し、０．５％以下に限定した。Ｍｎの上限を低く抑えることにより、連続鋳造スラブの中心偏析の点からも有利となる。なお、下限については、母材の強度、靭性調整上、０．１％以上の添加が必要である。したがって、Ｍｎは０．１〜０．５％の範囲とした。
【００５１】
また、常温の降伏強度及び引張り強度を４９０ＭＰａ級高張力鋼の所要範囲とするためには、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ−１以上とする必要がある。すなわち、約２５ｍｍ未満の比較的薄い鋼板は空冷または加速冷却（水冷）プロセスにて、約２５ｍｍ超の比較的厚い鋼板は加速冷却（水冷）プロセスを適用して製造することができる。
【００５２】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。
【００５３】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。
【００５４】
Ｍｏは、７００℃、８００℃の高温強度を確保する上で必要不可欠の元素で、本発明においては最も重要な元素の一つである。高温強度のみの考慮であれば、下限の緩和は可能であるが、後述する低降伏比化の観点から、フェライト＋オーステナイトの二相域熱処理、およびその後必要に応じ焼き戻しを行っても、なお常温での高強度、高靭性を確保するため、下限を０．３％とした。一方、１．５％超の添加は、母材材質の制御（ばらつきの制御や靭性の劣化）が困難になるとともに、経済性を失するため、０．３〜１．５％が限定範囲である。
【００５５】
Ｎｂは、Ｍｏを比較的多量添加する本発明においては、７００℃、８００℃の高温強度を確保するために重要な役割を演ずる元素である。まず、一般的な効果として、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する上で有用な元素である。また、圧延に先立つ再加熱や焼きならしや焼き入れ時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。さらに、析出強化及び転位回復抑制による高温強度向上効果を有し、Ｍｏとの複合添加により高温強度向上に寄与する。０．０３％未満では７００℃及び８００℃における析出硬化及び転位回復抑制の効果が少なく、０．１５％を超えると添加量に対し効果の度合いが減少し、経済的にも好ましくない。また、溶接時の靭性も低下する。よって０．０３〜０．１５％が限定範囲である。
【００５６】
Ｂは、ベイナイトの生成分率を介して強度を制御する上で極めて重要である。すなわち、Ｂはオーステナイト粒界に偏析してフェライトの生成を抑制することを介して焼入性を向上させ、空冷のような冷却速度が比較的小さい場合においてもベイナイトを安定的に生成させるのに有効である。この効果を享受するため、最低０．０００５％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、旧オーステナイト粒界の脆化や靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性があるため、上限を０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させる過剰なＢ添加は好ましくない。
【００５７】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００５８】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、後述するＴｉやＮｂを添加した場合、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高め、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００５９】
次に、必要に応じて含有することができるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由と添加量範囲について説明する。
【００６０】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００６１】
Ｎｉは、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加すると経済性を損なうだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００６２】
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の１．０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。
【００６３】
Ｃｒは、母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化させるため、限定範囲を０．０５〜１．０％とした。
【００６４】
上記、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、母材の強度、靭性上の観点のみならず、耐候性にも有効であり、そのような目的においては、溶接性を損ねない範囲で添加することが好ましい。
【００６５】
ＴｉもＮｂと同様に高温強度上昇に有効である。とくに、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％である。
【００６６】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼き入れ性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．１％まで許容できる。
【００６７】
Ｃａ、ＲＥＭは不純物であるＳと結合し、靭性の向上や溶接部の拡散水素による誘起割れを抑制する働きを有するが、多すぎると粗大な介在物を形成し悪影響を及ぼすので、それぞれ０．０００５〜０．００４％、０．０００５〜０．００４％が適正範囲である。
【００６８】
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、微細化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００１％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなり、経済性を失するため、上限は０．００６％とした。
【００６９】
鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。このため、ＰＣＭの値を０．１８％以下の範囲に限定する。ＰＣＭは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼においては、ＰＣＭが０．１８％以下の範囲であれば優れた溶接性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成ＰＣＭは以下の式により定義する。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋
Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
【００７０】
なお、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖと同様に、Ｗを適当量添加して、高温強度を確保することも本発明鋼の特性を向上させる有効な手段である。
【００７１】
さらに、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置において、最終変態組織の旧オーステナイト粒径を平均円相当直径で１２０μｍ以下に限定する。これは、旧オーステナイト粒径が組織とともに靭性に大きな影響を及ぼすためで、特に本発明のような比較的多量のＭｏ添加鋼において靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を小さく制御することは重要かつ必須である。前記旧オーステナイト粒径の限定理由は、発明者らの製造条件を種々変更した実験結果に基づくもので、平均円相当直径で１２０μｍ以下であれば、本発明よりも低Ｍｏである鋼と遜色ない靭性を確保できる。なお、旧オーステナイト粒は、その判別が必ずしも容易ではないケースも少なからずある。このような場合には、板厚１／４厚位置を中心として、鋼板の最終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片（２ｍｍＶノッチ）などを用い、十分低温で、脆性破壊させた際の破面単位を旧オーステナイト粒径と読み替え得る有効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定することとし、この場合でも同様に１２０μｍ以下であることが必要である。
【００７２】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏比（ＹＲ）、靭性、７００℃、８００℃における降伏強さ、予熱なし（室温）におけるｙ割れ試験時のルート割れの有無等を調査した。
【００７３】
表１及び表２に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表３に鋼板の製造条件および組織、表４に諸特性の調査結果を示す。
【００７４】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
本発明鋼Ｎｏ．１〜１８の例では、全てミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織となっており、かつ旧オーステナイト粒径の平均円相当直径が１２０μｍ以下である。さらに、４９０ＭＰａ級鋼の常温の強度レベルを満足し、降伏比（ＹＲ）も７１〜７６％で８０％未満である。また、７００℃、８００℃のＹＳが常温での規格降伏強度のそれぞれ、６７％、２５％以上の良好な値で、実績高温常温降伏強度比（ｐ）についても、７００℃、８００℃でそれぞれ６４％、２３％以上の優れた値である。
【００７９】
これに対し、比較鋼Ｎｏ．１９では、Ｃが過剰であり、ベイナイト分率が過大となって、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の上限を超える結果であった。また、高温強度については、絶対値としては高い値が得られているが、オーステナイトへの逆変態開始温度Ａｃ１ が８００℃以下となるため、７００℃における常温／高温の降伏強度比（ｐ）はｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【００８０】
比較鋼Ｎｏ．２０では、Ｃが不足であり、常温、高温ともに４９０ＭＰａ級として降伏強度が不足である。さらに、６００℃以上の高温における複合炭窒化相の生成量が５×１０−４未満であり、７００℃、８００℃における常温／高温の降伏強度比（ｐ）もｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０と低い。
【００８１】
比較鋼Ｎｏ．２１では、Ｍｎ量が０．５％を超えているため、常温での固溶強化効果が過剰となって、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超え、ＹＲも８０％超であった。また、Ａｃ１が８００℃未満となり、十分な整合／半整合析出強化効果が得られたかったため、７００℃、８００℃において、常温／高温降伏強度比（ｐ）がｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【００８２】
逆に、比較鋼Ｎｏ．２２では、Ｍｎ量が０．１％未満のため、常温での固溶強化効果が不足となって、常温及び７００℃の降伏強度、常温の引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００８３】
比較鋼Ｎｏ．２３では、Ｐが０．０２％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８４】
比較鋼Ｎｏ．２４では、Ｓが０．０１％を超えているため、比較鋼Ｎｏ．２３と同様に、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８５】
比較鋼Ｎｏ．２５ではＭｏの添加量不足により、炭窒化析出相、ＢＣＣ相中固溶Ｍｏがともに不足したため、常温強度、ＹＲ等は良好な結果であるが、７００℃の降伏強度が２１７ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／３）未満で、８００℃の強度も６２ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／９）未満と低い。また、実績の高温／常温降伏強度比（ｐ）も７００℃、８００℃について、それぞれ、４５％、１５％と低く、ｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【００８６】
比較鋼Ｎｏ．２６では、Ｍｏ量が過剰で、ミクロ組織がベイナイト単相となり、常温の降伏強度及び引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超えている。さらに、母材材質の不均一性が増大し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１８％であるにも関わらず、予熱なしでのｙ割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値も低い。
【００８７】
比較鋼Ｎｏ．２７では、ＢＣＣ相中の固溶Ｍｏ、Ｎｂ量、複合炭窒化相の生成量ともに十分であり、高温／常温降伏強度比（ｐ）については、７００℃、８００℃ともにｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足しているが、Ｎｂ量が不足したため、４９０ＭＰａ級として７００℃、８００℃の降伏強度が不足した。
【００８８】
逆に、比較鋼Ｎｏ．２８では、Ｎｂ量が過剰であるため、高温強度については高い値が得られるが、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００８９】
比較鋼Ｎｏ．２９では、γ粒が粗大であるため、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００９０】
比較鋼Ｎｏ．３０では、Ｔｉ量が過剰であるため、母材の延性脆性遷移温度、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００９１】
比較鋼Ｎｏ．３１では、Ｂ添加量が不足し、十分な焼入れ性を得ることができず、ミクロ組織のベイナイト分率が過少のため、常温、高温ともに降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００９２】
比較鋼Ｎｏ．３２では、Ｂ添加量が過剰なため、母材の延性脆性遷移温度は０℃近傍にあり、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００９３】
比較鋼Ｎｏ．３３では、Ａｌ量が０．０６％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度は０℃近傍にあり、再現ＨＡＺ靭性も低い。
【００９４】
比較鋼Ｎｏ．３４では、Ｎ量が０．００６％を超えているため、再現ＨＡＺ靭性は低い。
【００９５】
比較鋼Ｎｏ．３５では、ＰＣＭ値が０．１８％を超えており、予熱なしでのｙ割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値も低い。
【００９６】
比較鋼Ｎｏ．３６では、再加熱温度が１１００℃未満のため、再加熱時に添加合金元素がオーステナイト中に固溶せずに十分な析出強化が得られず、常温については降伏強度、引張り強度、ＹＲともに良好な結果であるが、７００℃の降伏強度が２１７ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／３）未満で、８００℃の強度も７２ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／９）未満と低い。さらに、実績の高温／常温降伏強度比（ｐ）は、７００℃、８００℃について、ｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【００９７】
比較鋼Ｎｏ．３７では、再加熱温度が１２５０℃を超えたため、再加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値が低くなっている。
【００９８】
比較鋼Ｎｏ．３８では、本願発明鋼Ｎｏ．１０と同成分であるが、１１００℃以下での累積圧下量が３０％未満のため、旧オーステナイト粒が粗大であり、再現ＨＡＺ靭性が低い。
【００９９】
比較鋼Ｎｏ．３９では、本願発明鋼Ｎｏ．１０と同成分であるが、８５０℃未満の温度で圧延を行ったため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの析出が促進され十分な析出強化が得られず、常温強度については４９０ＭＰａ級の規格値を満足するが、高温の降伏強度が不足し、実績の高温／常温降伏強度比（ｐ）は、７００℃、８００℃について、ｐ＜−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【０１００】
比較鋼Ｎｏ．４０では、再加熱温度が１２５０℃と高いため、圧延終了後のオーステナイト粒が１２０μｍ超と粗大であり、フェライトの変態が抑制され、ベイナイト単相のミクロ組織となり、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格上限を超過した。
【０１０１】
比較鋼Ｎｏ．４１では、圧延後水冷により冷却速度が過大となり、ベイナイト分率が過剰（＞９０％）となって、常温の降伏強度、引張り強度が４９０ＭＰａ級としての規格値上限を超え、ＹＲも８０％超であった。
【０１０２】
比較鋼Ｎｏ．４２では、圧延後水冷を行うことにより常温強度の上昇を図ったが、板厚が大きく１／４厚部におけるγ／α変態温度近傍での冷却速度が不足のため、フェライト分率が過大（＞８０％：ベイナイト分率＜２０％）となり、常温での固溶強化効果が不足となって、常温の引張り強度が規格値下限を下回り、７００℃、８００℃の降伏強度が、それぞれ、２１７ＭＰａ未満、７２ＭＰａ未満と低い。
【０１０３】
比較鋼Ｎｏ．４３では、板厚２５ｍｍ超であるため、加速冷却を適用し、０．３Ｋｓ−１以上の冷却速度の確保を図ったが、水冷開始温度が７００℃未満であり、圧延終了後〜冷却開始（６９０℃）の冷却速度が０．３Ｋｓ−１以下となり、水冷開始前にフェライトの変態が進行したため、ベイナイト分率が２０％未満となって、常温、高温ともに４９０ＭＰａ級として強度が不足した。
【０１０４】
比較鋼Ｎｏ．４４では、Ｔｉ量とＮ量がともに少なく、かつ、再加熱温度も１２５０℃と高いため、再加熱時にオーステナイトが１２０μｍ超に粗大化し、フェライトの変態が抑制され、ベイナイト単相のミクロ組織となり、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度、引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格上限を超過した。
【０１０５】
【発明の効果】
本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼材は、ミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織であり、常温強度が４９０ＭＰａの規格値を満足し、ＹＲが８０％以下、７００℃、８００℃の降伏強度がそれぞれ常温規格値の２／３以上、２／９以上等の特性を持ち、実績高温／常温降伏強度比（ｐ）が、７００℃〜８００℃において、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足し、建築用耐火鋼材としての必要な特性を兼ね備えており、従来になく全く新しい鋼材である。
Claims (15)
- 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。 - 質量％で、更に、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。 - 質量％で、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。 - 常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が６００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足することを特徴とする請求項１〜３の内のいずれかに記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
- 常温においてフェライト及びベイナイトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が８００℃超であることを特徴とする請求項１〜４の内のいずれかに記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
- フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０− ４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０− ３以上であることを特徴とする請求項５に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
- フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０−４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０−３以上であることを特徴とする請求項５に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
- フェライトとベイナイトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の高温強度に優れた低降伏比４９０ＭＰａ級高張力鋼。
- 請求項１〜３の内のいずれか１項に記載の鋼成分からなり、ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋
Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１８％以下であることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。 - 請求項４〜７の内のいずれか１項に記載の特徴を有するとともに、フェライトとベイナイトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする請求項９記載の高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
- 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする請求項９または１０記載の高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする請求項４〜７のいずれか１項に記載の高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
- 請求項８に記載の鋼成分からなる鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
- 請求項８に記載の鋼成分からなる鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とする請求項１０または１１記載の高温強度及び溶接性に優れた低降伏比４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003086307A JP4348102B2 (ja) | 2002-05-20 | 2003-03-26 | 高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 |
| PCT/JP2003/004040 WO2003087414A1 (en) | 2002-03-29 | 2003-03-28 | High tensile steel excellent in high temperature strength and method for production thereof |
| EP03715623A EP1493828A4 (en) | 2002-03-29 | 2003-03-28 | HIGH-TENNISED STEEL WITH EXCELLENT HIGH-TEMPERATURE STRENGTH AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| KR1020047015211A KR100630402B1 (ko) | 2002-03-29 | 2003-03-28 | 고온 강도가 우수한 고장력 강 및 그 제조 방법 |
| CN 03807395 CN1643167A (zh) | 2002-03-29 | 2003-03-28 | 高温强度优异的高强度钢及其制造方法 |
| TW92107293A TWI235769B (en) | 2002-03-29 | 2003-03-31 | A high tensile strength steel excellent in high temperature and a method for producing the same |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002144203 | 2002-05-20 | ||
| JP2003086307A JP4348102B2 (ja) | 2002-05-20 | 2003-03-26 | 高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004043961A true JP2004043961A (ja) | 2004-02-12 |
| JP4348102B2 JP4348102B2 (ja) | 2009-10-21 |
Family
ID=31719523
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003086307A Expired - Fee Related JP4348102B2 (ja) | 2002-03-29 | 2003-03-26 | 高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4348102B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005113848A1 (ja) * | 2004-05-24 | 2005-12-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 耐疲労き裂進展性に優れた鋼鈑およびその製造方法 |
| WO2006009091A1 (ja) * | 2004-07-21 | 2006-01-26 | Nippon Steel Corporation | 高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 |
| JP2007211278A (ja) * | 2006-02-08 | 2007-08-23 | Nippon Steel Corp | 耐火厚鋼板及びその製造方法 |
| WO2012091413A3 (ko) * | 2010-12-27 | 2012-10-04 | 주식회사 포스코 | 용접이음부 저온인성 및 용접작업성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접 와이어 및 이를 이용한 용접이음부 |
| CN115094339A (zh) * | 2022-07-27 | 2022-09-23 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种抗拉强度900MPa级热轧双相高耐蚀钢板及其制造方法 |
-
2003
- 2003-03-26 JP JP2003086307A patent/JP4348102B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005113848A1 (ja) * | 2004-05-24 | 2005-12-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 耐疲労き裂進展性に優れた鋼鈑およびその製造方法 |
| WO2006009091A1 (ja) * | 2004-07-21 | 2006-01-26 | Nippon Steel Corporation | 高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 |
| JP2007211278A (ja) * | 2006-02-08 | 2007-08-23 | Nippon Steel Corp | 耐火厚鋼板及びその製造方法 |
| JP4571915B2 (ja) * | 2006-02-08 | 2010-10-27 | 新日本製鐵株式会社 | 耐火厚鋼板及びその製造方法 |
| WO2012091413A3 (ko) * | 2010-12-27 | 2012-10-04 | 주식회사 포스코 | 용접이음부 저온인성 및 용접작업성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접 와이어 및 이를 이용한 용접이음부 |
| US9492894B2 (en) | 2010-12-27 | 2016-11-15 | Posco | Flux-cored arc welding wire for providing superior toughness and weldability to a welded joint at a low temperature, and welded joint using same |
| CN115094339A (zh) * | 2022-07-27 | 2022-09-23 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种抗拉强度900MPa级热轧双相高耐蚀钢板及其制造方法 |
| CN115094339B (zh) * | 2022-07-27 | 2023-09-08 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种抗拉强度900MPa级热轧双相高耐蚀钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4348102B2 (ja) | 2009-10-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN101497972B (zh) | 一种高强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法 | |
| US20060016526A1 (en) | High-strength steel for welded structures excellent in high temperature strength and method of production of the same | |
| JP4718866B2 (ja) | 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 | |
| KR101189263B1 (ko) | 고온 강도와 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강 및 그 제조 방법 | |
| JP5073396B2 (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP4833611B2 (ja) | 溶接性及びガス切断性に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級厚手高張力耐火鋼及びその製造方法 | |
| KR100630402B1 (ko) | 고온 강도가 우수한 고장력 강 및 그 제조 방법 | |
| JP4709632B2 (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 | |
| JP5089224B2 (ja) | オンライン冷却型高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4268462B2 (ja) | 高温強度に優れた非調質低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2002020832A (ja) | 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
| US20060065335A1 (en) | High tensile steel excellent in high temperature strength and method for production thereof | |
| JP2004124113A (ja) | 非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP5098317B2 (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP5098207B2 (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 | |
| JP2003129134A (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP4348102B2 (ja) | 高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 | |
| JP4031730B2 (ja) | 溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼ならびにその製造方法 | |
| JP2002003985A (ja) | 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2004124114A (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2001342538A (ja) | 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4348103B2 (ja) | 高温強度に優れた５９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 | |
| JP4028815B2 (ja) | 高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 | |
| WO2007015311A1 (ja) | 高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 | |
| JP3526740B2 (ja) | 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050915 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080930 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20081201 |
|
| 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: 20090714 |
|
| 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: 20090717 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4348102 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120724 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130724 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130724 Year of fee payment: 4 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130724 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130724 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |