JP2009197282A - 耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents
耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板とその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2009197282A JP2009197282A JP2008041038A JP2008041038A JP2009197282A JP 2009197282 A JP2009197282 A JP 2009197282A JP 2008041038 A JP2008041038 A JP 2008041038A JP 2008041038 A JP2008041038 A JP 2008041038A JP 2009197282 A JP2009197282 A JP 2009197282A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- mass
- steel sheet
- less
- ratio
- 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
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】mass%で、C:0.03〜0.1%、Si:0.01〜1%、Mn:1.2〜2.5%、S:0.002%以下、Al:0.01〜0.07%、Ca:0.001〜0.003%、O:0.003%以下を含有し、Ca,SおよびOが下記(1)式;
0.8≦(1−130×O)×Ca/(1.25×S)≦2.0 ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は各元素の質量mass%
を満たして含有し、金属組織がフェライト相とベイナイト相と島状マルテンサイト相の3相組織からなり、島状マルテンサイトの相分率が3〜15%、平均アスペクト比が8以下の組織を有し、降伏比が0.80以下である低降伏比高強度鋼板。
【選択図】図2
Description
0.8≦(1−130×O)×Ca/(1.25×S)≦2.0 ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は各元素の質量mass%
を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織がフェライト相とベイナイト相と島状マルテンサイト相の3相組織からなり、島状マルテンサイトの相分率が3〜15%、平均アスペクト比が8以下の組織を有し、降伏比が0.80以下である耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板である。
フェライト相とベイナイト相とMA相の3相組織からなり、MA相分率が異なる各種鋼材(厚鋼板)から、図1に示したような、平行部が10mmφ、評点間が26mmで、切欠底半径が0.25mmの環状切欠を有する丸棒試験片を採取して引張試験を行い、丸棒試験片の切欠底から発生したき裂が初めて確認されたときの標点間の平均歪を「延性き裂発生歪」と定義し、この歪量の大小で耐延性き裂発生特性を評価した。また、同時に、鋼材のミクロ組織を調査し、耐延性き裂発生特性との関係を調べた。
C:0.03〜0.1mass%
Cは、MA相の生成を促進し、鋼板の強度を高めるために必要な元素である。0.03mass%未満の添加では、MA相分率が低くて所望とする強度が得られず、一方、0.1mass%を超えて添加すると、溶接性が低下する。よって、Cは0.03〜0.1mass%の範囲とする。
Siは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加する元素である。0.01mass%未満では、脱酸効果が十分でなく、一方、1mass%を超える添加は、靭性や溶接性を低下させる。よって、Siは0.01〜1mass%の範囲とする。
Mnは、鋼の強度と靭性を高めるために、また、焼入れ性を高めてMA相の生成を促進するために添加する。しかし、1.2mass%未満の添加では、その効果が十分ではなく、一方、2.5mass%を超える添加は、溶接性を低下させる。よって、Mnは1.2〜2.5mass%の範囲とする。
Sは、不可避的に不純物として混入する元素であり、一般には、鋼中に硫化物系介在物として存在し、変形時におけるボイド発生の起点となる。したがって、延性き裂の発生を防止するには、Sの含有量は厳しく規制する必要がある。しかし、0.002mass%以下であれば、上記悪影響が小さい。よって、Sは、0.002mass%を上限とする。好ましくは0.001mass%以下である。
Alは、Siと同様、製鋼工程で、脱酸剤として添加するが、0.01mass%未満の添加では、脱酸効果が十分でなく、一方、0.07mass%を超える添加は、酸化物系介在物の量が増加し、靭性を低下させる。よって、Alは0.01〜0.07mass%の範囲とする。
Caは、硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善する有効な元素であるが、0.001mass%未満の添加では、その効果が得られない。一方、0.003mass%を超えて添加しても、上記効果が飽和する。また、清浄度の低下や、粗大CaOの生成により靭性が低下する他、取鍋のノズル閉塞の原因ともなり、生産性を阻害する。よって、Caは0.001〜0.003mass%の範囲とする。
Oは、不可避的不純物であり、粗大な酸化物系介在物を生成し、延性および靭性に悪影響を及ぼす。よって、本発明においては、Oは0.003mass%以下に制限する。
本発明の鋼では、上記成分組成を満たしていることに加えてさらに、Ca,OおよびSが、下記(1)式を満たして含有することが必要である。
0.8≦((1−130×O)×Ca)/(1.25×S)≦2.0 ・・・(1)
(但し、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量(mass%))
この(1)式は、延性き裂発生の起点となる粗大な硫化物系介在物の生成を抑制し、延性き裂の発生に影響のない硫化物形態に制御するために、O:0.001〜0.003mass%、S:0.002mass%以下に制御した上で、さらに、Ca含有量からCaOの生成により消費されたCa分を除いた有効Ca量(Ca*)を、実験により求めた下記(2)の回帰式;
Ca*=(1−130×O)×Ca ・・・(2)
(但し、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量(mass%))
を用いて計算し、次いで、CaとSの化学量論比に基いて、有効CaとSの原子比(Ca*/(1.25×S))を、0.8〜2.0の範囲に制御する必要があることを示したものである。
すなわち、Ca*/(1.25×S)が0.8未満では、SをCaSとして十分に固定できないため、粗大なMnSが生成し、耐延性き裂発生特性が低下し、一方、Ca*/(1.25×S)が2.0を超えると、粗大なCa系酸化物や硫化物が生成し、耐延性き裂発生特性を低下させるので、Ca,SおよびOは、上記(1)式を満たして含有することが必要である。
Cu,Ni,CrおよびMoは、鋼の強度および靭性を高め、さらに焼入れ性を向上してMA相の生成を促進する元素であり、要求される強度に応じて添加することができる。各元素とも、0.01mass%未満の添加では十分な効果が得られず、一方、0.5mass%を超える添加は、溶接性の低下を招く。よって、これらの元素を添加する場合は、それぞれ0.01〜0.5mass%の範囲で添加するのが好ましい。
Nb,VおよびTiは、鋼板の強度および靭性を高める元素であり、要求される強度に応じて添加することができる。各元素とも、0.005mass%未満の添加では十分な効果が得られず、一方、0.1mass%を超える添加は、溶接部の靭性を低下させる。よって、これらの元素を添加する場合は、それぞれ0.005〜0.1mass%の範囲で添加するのが好ましい。
ミクロ組織:フェライト相とベイナイト相とMA相からなる3相組織
本発明の鋼板は、軟質のフェライト相とベイナイト相と硬質のMA相の3相からなるミクロ組織を有することが必要である。上記3相からなるミクロ組織は、熱間圧延後の加速冷却過程において、ベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を一旦停止し、その後、直ちに再加熱し、未変態オーステナイトからフェライトが生じる際、未変態オーステナイト中にCを濃化させ、その後の冷却過程でMA相を生成させることにより、製造効率を低下させることなく、得ることができる。
MA相の相分率は、低降伏比かつ耐延性き裂発生特性に優れる鋼板を得るために、3〜15%の範囲であることが必要である。上述した図2からわかるように、MA相分率が3%未満では降伏比が高く、一方、15%を超えると、延性き裂が容易に発生するようになるからである。なお、より優れた低降伏比と耐延性き裂発生特性を得るためには、MA相分率は5〜12%の範囲が好ましい。ここで、MA相の相分率とは、全組織に対するMA相の体積分率(%)のことであり、その体積分率は、鋼板断面の面積分率(%)で代えることができる。
MA相の平均アスペクト比は8以下であることが必要である。このMA相の平均アスペクト比が8を超えると、変形時に、伸長したMA相の先端近傍のフェライト相やベイナイト相との界面に歪が集中し、延性き裂の起点となって、耐延性き裂発生特性が劣化するからである。ここで、MA相のアスペクト比とは、図3に示したような伸長したMA相の長径と短径の比(長径/短径)と定義する。また、平均アスペクト比は、300個のMA相のアスペクト比の平均値である。
降伏比:0.80以下
本発明は、引張強さが550MPa以上の高強度鋼板を対象としているが、その鋼板は、降伏比が0.80以下であることが必要である。降伏比が0.80を超えると、鋼材の変形能が低下するだけでなく、欠陥部近傍での歪集中が大きくなる結果、欠陥を有する断面で塑性変形が局在化して起こるようになり、延性き裂が容易に起こるようになるからである。好ましくは、降伏比は0.75以下である。
また、本発明の鋼板は、低降伏比であることに加えて、延性き裂が起こり難いことが必要である。耐延性き裂に対する抵抗性は、延性き裂発生歪で評価することができ、本発明の鋼板は、上記延性き裂発生歪が2.5%以上であることが必要である。ここで、上記延性き裂発生歪とは、図1に示した切欠底半径が0.25mmの環状切欠を有する丸棒試験片に種々の量の引張歪を付与してから除荷し、その試験片の切欠底断面の組織を観察した際に、延性き裂の発生が最初に認められたときにおける標点間の平均歪のことである。なお、延性き裂発生歪が2.5%以上という優れた耐延性き裂発生特性は、上述した成分組成を有する鋼板の組織を、上述した3相組織とすることにより実現することができる。
スラブ加熱温度:1000〜1300℃
本発明の鋼板は、上述した本発明に適合する成分組成を有する鋼を、転炉や電気炉あるいはさらに真空脱ガス処理等の2次精錬を経る通常の方法で溶製し、鋼スラブとした後、その鋼スラブを加熱炉で加熱し、熱間圧延して製造する。ここで、上記鋼スラブの加熱温度は、1000〜1300℃の範囲とする必要がある。加熱温度が1000℃未満では、炭化物の固溶が不十分となるため、十分な強度が得られず、一方、1300℃を超える加熱は、圧延後の鋼板組織が粗大化し、靭性が低下するためである。
スラブを加熱後、熱間圧延して鋼板に加工するが、この熱間圧延における圧延終了温度は、Ar3変態点以上とする必要がある。圧延終了温度がAr3変態点未満では、その後の冷却時に起こるフェライト変態速度が低下し、加速冷却後の再加熱時に、未変態オーステナイトへのCの濃縮が不十分となり、MA相が生成し難くなる。さらに、圧延終了温度がAr3変態点未満では、初析フェライトが析出して圧延されるため、加工フェライト相が残存するので、耐延性き裂発生特性が低下する。なお、圧延終了温度の上限については、特に規定しないが、未再結晶域で圧延し、組織の微細化を図るためには950℃以下であることが好ましい。ここで、Ar3変態点は、鋼板の成分組成によって変化し、通常、下記(3)式で求めることができる。
Ar3変態点(℃)=910−310×C−80×Mn−20×Cu−15×Cr−55×Ni−80×Mo ・・・(2)
ここで、上式の元素記号は各元素の含有量(mass%)である。
本発明では、後述する熱間圧延に続く加速冷却後の再加熱によって、Cを濃縮させた未変態オーステナイトを、その後の冷却によってMA相へと変態させる。そのためには、熱間圧延後の鋼板の冷却は、圧延終了温度から、まだ未変態オーステナイトが存在するベイナイト変態終了温度(Bf点)以上である450〜650℃の温度までを、冷却速度5℃/s以上で加速冷却し、その温度域で冷却を停止する必要がある。
次に、本発明の製造方法では、未変態オーステナイトが存在するBf点以上の温度域で加速冷却停止後、直ちに再加熱を行うことが重要であり、具体的には、加速冷却停止温度から0.5℃/s以上の昇温速度で、ベイナイト変態終了温度(Bf点)以上の550〜700℃まで再加熱を行う必要がある。昇温速度が0.5℃/s未満では、加熱中にパーライト変態が生じるため、十分な量のMA相が得られなくなる他、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため、製造効率が悪化する。
加速冷却後に再加熱を行うための加熱装置は、加速冷却を行う冷却設備の下流側に設置するのが好ましい。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いることができるが、誘導加熱装置の方がガス燃焼炉に比べて、冷却後の鋼板を迅速に加熱でき、温度制御も容易で、コストも比較的低いので好ましい。また、複数の誘導加熱装置を連続して直列に配置することは、ライン速度や鋼板の種類・寸法の大きな変化がある場合でも、使用する誘導加熱装置の数や供給電力を適宜変更するだけで、容易に昇温速度や再加熱温度を操作することが可能となるので好ましい。
また、上記の各鋼板から、平行部が6mmφ×30mmの丸棒試験片を採取し、引張試験して、引張強さと降伏比を測定した。
また、延性き裂発生歪は、上記の各鋼板から、図1に示したような、平行部が10mmφ、評点間が26mmで、切欠底半径が0.25mmの環状切欠を有する丸棒試験片を採取し種々の量の引張歪を付与してから除荷し、切欠底断面組織を観察して、延性き裂の発生が最初に認められたときの標点間の平均歪を延性き裂発生歪として求めた。
2:鋼板
3:熱間圧延機
4:加速冷却装置
5:誘導加熱装置
6:ホットレベラー
Claims (4)
- C:0.03〜0.1mass%、Si:0.01〜1mass%、Mn:1.2〜2.5mass%、S:0.002mass%以下、Al:0.01〜0.07mass%、Ca:0.001〜0.003mass%、O:0.003mass%以下を含有し、Ca,SおよびOが下記(1)式を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織がフェライト相とベイナイト相と島状マルテンサイト相の3相組織からなり、島状マルテンサイトの相分率が3〜15%、平均アスペクト比が8以下の組織を有し、降伏比が0.80以下である低降伏比高強度鋼板。
記
0.8≦(1−130×O)×Ca/(1.25×S)≦2.0 ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は各元素の質量mass% - 上記成分組成に加えてさらに、Nb:0.005〜0.1mass%、V:0.005〜0.1mass%およびTi:0.005〜0.1mass%のうちから選ばれる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に記載の低降伏比高強度鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Cu:0.01〜0.5mass%、Ni:0.05〜0.5mass%、Cr:0.01〜0.5mass%およびMo:0.01〜0.5mass%のうちから選ばれる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に記載の低降伏比高強度鋼板。
- 請求項1〜3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを1000〜1300℃に加熱後、圧延終了温度をAr3変態点以上とする熱間圧延し、冷却速度5℃/s以上で450℃〜650℃の温度まで加速冷却し、その後直ちに昇温速度0.5℃/s以上で加速冷却停止温度以上の550〜700℃まで再加熱する低降伏比高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2008041038A JP5076959B2 (ja) | 2008-02-22 | 2008-02-22 | 耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2008041038A JP5076959B2 (ja) | 2008-02-22 | 2008-02-22 | 耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2009197282A true JP2009197282A (ja) | 2009-09-03 |
JP5076959B2 JP5076959B2 (ja) | 2012-11-21 |
Family
ID=41141110
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2008041038A Active JP5076959B2 (ja) | 2008-02-22 | 2008-02-22 | 耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP5076959B2 (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2011040622A1 (ja) * | 2009-09-30 | 2011-04-07 | Jfeスチール株式会社 | 低降伏比、高強度および高一様伸びを有した鋼板及びその製造方法 |
JP2012017522A (ja) * | 2010-06-08 | 2012-01-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用鋼材 |
JP2013139602A (ja) * | 2012-01-04 | 2013-07-18 | Jfe Steel Corp | 耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板 |
JP2014520208A (ja) * | 2011-09-26 | 2014-08-21 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 低降伏比高靭性鋼板及びその製造方法 |
CN105603298A (zh) * | 2016-02-03 | 2016-05-25 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低屈强比超宽桥梁用钢板及其生产方法 |
EP3128030A4 (en) * | 2014-03-31 | 2017-11-29 | JFE Steel Corporation | Steel material for highly-deformable line pipes having superior strain aging characteristics and anti-hic characteristics, method for manufacturing same, and welded steel pipe |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003183767A (ja) * | 2001-12-13 | 2003-07-03 | Jfe Steel Kk | 超大入熱溶接haz靱性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板およびその製造方法 |
JP2005048224A (ja) * | 2003-07-31 | 2005-02-24 | Jfe Steel Kk | 溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 |
JP2006307334A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-11-09 | Jfe Steel Kk | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 |
JP2007177266A (ja) * | 2005-12-27 | 2007-07-12 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 |
-
2008
- 2008-02-22 JP JP2008041038A patent/JP5076959B2/ja active Active
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003183767A (ja) * | 2001-12-13 | 2003-07-03 | Jfe Steel Kk | 超大入熱溶接haz靱性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板およびその製造方法 |
JP2005048224A (ja) * | 2003-07-31 | 2005-02-24 | Jfe Steel Kk | 溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 |
JP2006307334A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-11-09 | Jfe Steel Kk | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 |
JP2007177266A (ja) * | 2005-12-27 | 2007-07-12 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 |
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2011040622A1 (ja) * | 2009-09-30 | 2011-04-07 | Jfeスチール株式会社 | 低降伏比、高強度および高一様伸びを有した鋼板及びその製造方法 |
CN102549188A (zh) * | 2009-09-30 | 2012-07-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 具有低屈服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板及其制造方法 |
CN102549188B (zh) * | 2009-09-30 | 2014-02-19 | 杰富意钢铁株式会社 | 具有低屈服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板及其制造方法 |
US8926766B2 (en) | 2009-09-30 | 2015-01-06 | Jfe Steel Corporation | Low yield ratio, high strength and high uniform elongation steel plate and method for manufacturing the same |
JP2012017522A (ja) * | 2010-06-08 | 2012-01-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用鋼材 |
JP2014520208A (ja) * | 2011-09-26 | 2014-08-21 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 低降伏比高靭性鋼板及びその製造方法 |
RU2588755C2 (ru) * | 2011-09-26 | 2016-07-10 | Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. | Стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью и способ ее производства |
JP2013139602A (ja) * | 2012-01-04 | 2013-07-18 | Jfe Steel Corp | 耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板 |
EP3128030A4 (en) * | 2014-03-31 | 2017-11-29 | JFE Steel Corporation | Steel material for highly-deformable line pipes having superior strain aging characteristics and anti-hic characteristics, method for manufacturing same, and welded steel pipe |
US10465261B2 (en) | 2014-03-31 | 2019-11-05 | Jfe Steel Corporation | Steel material for highly deformable line pipes having superior strain aging resistance and superior HIC resistance, method for manufacturing same, and welded steel pipe |
CN105603298A (zh) * | 2016-02-03 | 2016-05-25 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低屈强比超宽桥梁用钢板及其生产方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP5076959B2 (ja) | 2012-11-21 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5098256B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
JP2012188731A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP6048436B2 (ja) | 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
JP5499731B2 (ja) | 耐hic性に優れた厚肉高張力熱延鋼板及びその製造方法 | |
JP2010196164A (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP2009057629A (ja) | 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法 | |
JP2006291349A (ja) | 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。 | |
JP2010196165A (ja) | 低温靭性に優れた極厚高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5991175B2 (ja) | 鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法 | |
JP5401863B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 | |
JP2007177318A (ja) | 高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板 | |
JP2010196161A (ja) | 耐hic性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 | |
JP5076959B2 (ja) | 耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板とその製造方法 | |
JPWO2016157863A1 (ja) | 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法 | |
JP2012031509A (ja) | 高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼、その製造方法、および高強度低降伏比溶接鋼管 | |
JP2006206942A (ja) | 耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
WO2014175122A1 (ja) | H形鋼及びその製造方法 | |
JP2010222680A (ja) | 加工性に優れた高強度高靭性鋼の製造方法 | |
JP5477089B2 (ja) | 高強度高靭性鋼の製造方法 | |
JP2010196155A (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP2017214618A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 | |
JP5439889B2 (ja) | 厚肉高靭性鋼管素材用厚鋼板およびその製造方法 | |
JP5991174B2 (ja) | 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法 | |
JP5151034B2 (ja) | 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法および高張力ラインパイプ用鋼板 | |
JP6565890B2 (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100823 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120720 |
|
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: 20120731 |
|
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: 20120813 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150907 Year of fee payment: 3 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5076959 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |