JP3864536B2 - 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3864536B2 JP3864536B2 JP03578698A JP3578698A JP3864536B2 JP 3864536 B2 JP3864536 B2 JP 3864536B2 JP 03578698 A JP03578698 A JP 03578698A JP 3578698 A JP3578698 A JP 3578698A JP 3864536 B2 JP3864536 B2 JP 3864536B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- point
- martensite phase
- temperature
- delayed fracture
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば産業機械等に使用される、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、耐摩耗性の向上、軽量化等を目的に産業機械等に使用される鋼材の高強度化がますます要求される状況にある。熱処理による鋼材の高強度化を図る方法としてはマルテンサイト組織を利用することが最も一般的であり、従来の耐摩耗鋼等においても０．２〜０．４５％の炭素（Ｃ）を含有したマルテンサイト鋼が利用されてきた。マルテンサイト相が高強度を有するのはマルテンサイト相中に過飽和に固溶したＣ原子による格子の歪が原因である。Ｃ含有率が増えると格子の歪も大きくなるので、Ｃ含有率を増加させることによってマルテンサイト鋼の強度は著しく上昇する。これに対し、Ｎｉ、Ｍｎ等の置換型元素は焼入性を上げることによってマルテンサイト相の生成を促進するが、マルテンサイト相そのものの硬度を上昇させる効果はない。
【０００３】
そこで、従来の耐摩耗性マルテンサイト鋼では、所望の硬さに対応したＣ含有率とし、かつ主として肉厚で決まる質量効果に応じて必要な焼入性を確保するために上記のＮｉ、Ｍｎ等の置換型合金元素を必要量含有させてきた。しかしながら、Ｃ含有率の増大のみによって硬さを上昇させるマルテンサイト鋼は、水素による遅れ破壊感受性がきわめて高く、かつ靭性も低いために重要部材には使用できない。
【０００４】
このため、高価なＮｉを多量に含有させ、剪断型逆変態オーステナイト相中の高転位密度を活用した低炭素超高張力鋼の提案がなされた（特開平６−１１６６３７号公報）。しかし、耐摩耗性が要求される産業機械等に使用するには高価にすぎ、かつ耐摩耗性自体もそれほど高くない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来の高炭素マルテンサイト鋼よりも耐遅れ破壊特性に優れ、かつ一定以上の靭性を有する高強度鋼を安価に供給することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、耐遅れ破壊特性の優れる鋼の製造方法を鋭意検討した結果、マルテンサイト相中の転位密度を上昇させることにより水素トラップサイトが増加し、同じ強度であっても耐遅れ破壊特性が向上することを確認することができた。この高転位密度のマルテンサイト相を得るためにはマルテンサイト変態前のオーステナイト相（以後、「γ」と記す）を、やはり高密度の転位を含む未再結晶γとする必要がある。ここで、「未再結晶γ」とは高転位密度を含むγであれば全て該当し、圧延によりγ粒が伸長した状態の未再結晶γのみならず、Ａc1点近傍の急速加熱によって起きる剪断型逆変態で生じる高密度転位を含むγも該当する。この剪断型逆変態によって生成したγは、逆変態当初は高密度の転位を含むが次第に転位は合体等により消滅してゆく。したがって、高転位密度のマルテンサイト相を得るためには、Ａc1点以上の温度域を短時間のうちに加熱し、γが再結晶する前に焼入れる必要がある。この急速加熱により剪断型逆変態オーステナイト相の結晶粒も微細化され、この結果、靭性も向上する。
【０００７】
上記の２種類の未再結晶γから変態するマルテンサイト相は微細であり、その結果、高強度で靭性がよく、なおかつ耐遅れ破壊特性に優れている。また、通常のマルテンサイト相においては置換型合金元素は強度上昇に寄与しないが、未再結晶γからのマルテンサイト相では、Ｍｎ、Ｎｉをはじめとする合金元素はＡc1点およびＡc3点を低下させることによって、高転位密度を維持するのに有効である。したがって、本発明においては置換型合金元素はマルテンサイト相の硬度を上昇させる効果がある。
【０００８】
本発明は上記の事項に基づいて完成されたもので、その要旨は下記の高張力鋼およびその製造方法にある。
【０００９】
（１）質量％にて、Ｃ：０．１２〜０．４５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：２．１〜３．５％、Ｎｉ：６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：０．００６％以下を含み、さらにＣｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．０８％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、金属組織のうち７０体積％以上がマルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相であり、当該マルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相のうち５０体積％以上が未再結晶オーステナイト相から生成したマルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼（［発明１］とする）。
【００１０】
（２）上記（１）の化学組成を有する鋼を、Ａc１点未満の温度からＡc１点を超える加熱温度まで昇温速度４℃/s以上にて加熱後、冷却速度１０℃/s以上にて２００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法（［発明２］とする）。
【００１１】
（３）Ａc１点以下の温度域で圧延を施した後、Ａc１点未満の温度からＡc１点を超える温度に加熱すること、またはＡc１点以上に加熱中もしくは加熱後圧延を施すことを特徴とする、上記（２）の耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法（［発明３］とする）。
【００１２】
（４）さらに焼戻し処理を加えることを特徴とする、上記（２）または（３）の耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法（［発明４］とする）。
【００１３】
上記（１）の「未再結晶γ」には、高転位密度を含むγであれば全て該当し、圧延によりγ粒が伸長した状態の未再結晶γのみならず、Ａc１点近傍を急速加熱する際に起きる剪断型逆変態で生じる未再結晶γも該当する。
【００１４】
上記（２）において加熱温度における保持時間はゼロでもよく、短いほうがよい。
【００１５】
上記（２）における「Ａc１点を超える加熱温度」とは、Ａc１点を超えさえすればよく、Ａc３点以上であってもよい。Ac１およびAc３は鋼の化学組成から計算によって簡便に求めることができ、実測した値と大きな相違はない。Ac１およびAc３を化学組成から求めるのはつぎの式による。
【００１６】
Ac1(℃)=751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-22.9Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo-39.7V-5.7Ti+233Nb-169A
Ac3(℃)=937-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.6Ti-19Nb+198
【００１７】
【発明の実施の形態】
つぎに、本発明を上記のように限定した理由について説明する。
【００１８】
１．化学組成
Ｃ：０．１２〜０．４５％
Ｃはマルテンサイト相の強度上昇に極めて有効であり、またＡc3点を低温側に移行させ未再結晶γを維持するのに効果を発揮する。これらの理由から、Ｃは０．１２％以上とする。しかし、０．４５％を超えて過剰に含ませると鋼の靭性を劣化させるとともに、焼入れ後に残留γが残り、強度をかえって低下させてしまうので、０．４５％を上限とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは脱酸に有効な元素であるが、０．３％を超えると溶接熱影響部の靭性を低下させるため上限を０．３％とする。含有率は実質的に０でも良いが、Ｓｉを０にすると、Ａｌ脱酸のときＡｌの損失が大きくなるので、通常はＳｉ脱酸をおこなって残存する程度の含有率、例えば０．０１％程度が下限として望ましい。
【００２０】
Ｍｎ：２．１〜３．５％
Ｍｎは変態点の低下に有効な元素であり、未再結晶γから生成するマルテンサイト相の強度上昇に有効である。そのためには、２．１％以上とする。しかし、３．５％を超えると残留γが生成し強度が低下するため、上限を３．５％とする。
【００２１】
Ｎｉ：６％以下
Ｎｉは靭性を改善し、かつＡc3点を低下させるのに有効なので、特に高強度かつ高靭性とする場合には含ませることが望ましい。明瞭にＡc3点を低下させるために１％以上とすることが望ましい。しかしながら、６％を超えると残留γが増大し強度を低下させるので６％以下とする。
【００２２】
Ｂ：０．０００５〜０．０４％
Ｂは、焼入性を向上させるのみならず、Ｎｂ硼化物の析出により逆変態時の未再結晶γの再結晶の抑制に有効であり０．０００５％以上が必要である。しかし、０．０４％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０４％とする。望ましい範囲は０．００２〜０．０２％である。
【００２３】
本発明にかかる高強度鋼は、さらに、強度上昇、未再結晶γの再結晶の抑制や焼入性向上を狙いとして、上記の各化学成分に加えて、次のとおり、Ｃｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．０８％以下のうち１種または２種以上を含有させる。
Ｃｕ：０．６％以下
Ｃｕは強度上昇に有効なので特に一層の高強度化を図る場合には添加してもよい。しかし、０．６％を超えると靱性を劣化させるので、含ませる場合でも０．６％以下とする。靱性を劣化させずに強度を確保する場合には、０．２〜０．４％とすることが望ましい。
【００２４】
Ｃｒ：０．８％以下
変態点の低下による強度上昇を目的として添加してもよい。靱性とのバランスを考えて、０．３〜０．７％とすることが望ましい。０．８％を超えると靭性が劣化するので、上限を０．８％とする。
【００２５】
Ｍｏ：２％以下
Ｍｏは未再結晶γの再結晶の抑制に有効なので、添加してもよい。しかしながら２％を超えると靭性が劣化するので、上限を２％とする。
【００２６】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは未再結晶γの再結晶防止に極めて有効な元素であるので、添加してもよい。０．０１％未満では効果が不明瞭なので含ませる場合は、０．０１％以上とすることが望ましい。しかし０．１％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．１％とする。
【００２７】
Ｖ：０．０８％以下
Ｖは焼入性向上のために、添加してもよい。０．０１〜０．０５％程度含有させるのが望ましい。０．０８％を超えると靭性が劣化するため、上限は０．０８％とする。
【００２８】
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは微量でＮをＴｉＮとして固定し結晶粒を微細化し、同時に焼入性および剪断型逆変態γの生成に必要な固溶Ｂ量を確保する。このため、０．００５％以上含むことが望ましい。Ｎｂ含有鋼の場合には、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微量Ｔｉが有効である。０．００５％以上でこの効果を発揮するが、０．０３％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０３％とする。
【００２９】
sol Ａｌ：０．０８％以下
sol Ａｌは、脱酸反応により酸化物を形成するＡｌ以外のＡｌをさし、固溶Ａｌおよび窒化物としてのＡｌからなる。本発明では、意図的にsol Ａｌを残存させてもよいし、また、脱酸反応により酸化物のみを形成し、sol Ａｌを含まなくてもよい。すなわち、sol Ａｌが実質的に０でもよい。ただし、板厚が厚いために圧延の全圧下率[{(スラブ厚さ−製品板厚)／スラブ厚さ}×１００(%)]を５０％以上とれず圧下のみで凝固時のピンホ−ルの圧着が期待できない場合には、凝固後の鋼中のsol Ａｌとして０．００１％以上残存させることが望ましい。凝固後の鋼中のsol Ａｌが０．００１％未満では、凝固の進行中に酸素と結合してピンホールの発生を防止するのに必要なＡｌが不足する。
【００３０】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、Ａｌと結合し窒化物を生成し、結晶粒の微細化に有効であるが、過量のＮは溶接部の靭性を損なうので、上限を０．００６％とする。さらにＮには溶接性の向上という効果がある。この効果を期待する場合には、０．００１５％以上含有させてもよい。
【００３１】
不可避不純物：
不可避不純物のうち、Ｐは０．０１％以下とすることが望ましい。０．０１％を超えると、偏析部にＰのみならずＣ、Ｍｎ、Ｓ等を濃縮させ、硬さを高くして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。
【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ことが望ましい。
【００３４】
２．金属組織
金属組織のうちマルテンサイト相の体積率は強度を確保するために７０％以上とする。上限はとくに定めないが１００％マルテンサイト相であってもよい。このマルテンサイト相のうち未再結晶γから変態したマルテンサイト相は５０体積％以上なければならない。上限は１００％とすることが望ましい。
【００３５】
マルテンサイト相は光学顕微鏡または電子顕微鏡で他の相、たとえばベイナイト相と容易に識別することができる。未再結晶γから変態したマルテンサイトは電子顕微鏡により転位密度を測定することにより判定することができる。また、Ｘ線回折線の半価幅を測定することによっても可能である。
【００３６】
３．熱処理（〔発明２〕）
次に熱処理条件について説明する。
【００３７】
上記組成の鋼をオーステナイト相の逆変態がおこるＡc1点〜加熱温度間を急速に加熱することによって、高転位密度で、かつ通常より微細なオーステナイト粒が得られる。耐遅れ破壊特性を向上させるためには全肉厚にわたってこの昇温速度で加熱することが望ましいが、表層部分のみを急速加熱しても効果が得られる。ここでいう表層部分とは板厚の約１０％程度の表裏面部分を指す。
【００３８】
昇温速度は、上記のマルテンサイト相の５０体積％以上を未再結晶γから変態させるために、γの再結晶が進行する時間的余裕を与えないように４℃/s以上とする。昇温速度は大きければ大きいほど良く、望ましくは１０℃/s以上、さらに望ましくは２０℃/s以上である。したがって、昇温速度の上限はとくに設けない。
【００３９】
この昇温速度は、肉厚中心部でもよいし、上記表層部であってもよい。
【００４０】
加熱温度については、逆変態したオーステナイト相体積率の確保のためＡc1点とＡc3点の中間温度以上とすることが望ましい。均一なγ組織とするため、さらに望ましくはＡc3点以上とすることが望ましい。しかし、未再結晶γからのマルテンサイト変態により最高の平均硬度が得られるのはＡc3点直下に加熱した時である。またγ結晶粒の再結晶と粗大化を防止するため、加熱温度の上限は、（Ａc3点＋８０℃）以下とすることが望ましい。加熱は鋼の肉厚中心部において上記の加熱温度に達すればよい。加熱温度では剪断型逆変態で生成したγの再結晶の進行を阻止するため、保持時間をとらないことが望ましい。
【００４１】
上記の急速加熱は、直接通電加熱、矩形断面のコイルによる高周波加熱等により実現することができる。高周波加熱の場合は表層部の急速加熱に適している。
【００４２】
加熱後の冷却速度は、肉厚中心部においてもフェライト相が生成しないようにする必要があるため、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する。この肉厚中心部の冷却速度の上限はとくに設けないが、たとえば７０℃／ｓ程度とするのがよい。冷却停止温度の下限もとくに設けないが、水素含有率が高い場合の遅れ破壊を防止するため、１００℃程度とすることが望ましい。
【００４３】
４．圧延条件（〔発明３〕）
上記〔発明２〕において、微細化と転位密度上昇の効果を高めるためには、熱処理素材として圧延加工を低温域で加えたものを用いる。この低温域の圧延加工は、Ａc１点以下で実施することが効果的である。圧延加工温度の下限はとくに設けないが、圧延機の能力、平坦度確保等を考慮すると５５０℃程度とするのがよい。このときの加工度は上記の効果を十分発揮するために圧下率で１０％以上とすることが望ましい。上限はとくに設けないが、平坦度を確保するために３５％以下とすることが望ましい。
【００４４】
５．焼戻し（〔発明４〕）
必要に応じて強度靭性バランスを整えるためにＡc１点以下の適当な温度において焼戻処理をおこなってもよい。未再結晶γよりマルテンサイト中に導入された転位密度を必要以上に低下させないためにはこの焼戻温度は６５０℃以下とすることが望ましい。
【００４５】
【実施例】
つぎに、実施例により発明１の効果を説明する（発明２を適用して得た発明１）。
供試鋼として、１３種類の鋼を常法により溶製、鋳造および熱間圧延した鋼板を用いた。板厚は１５〜５０ｍｍとした。
【００４６】
表１はこれら１３種類の鋼の化学組成およびＡc1点、Ａc3点およびＣeqを示す。
【００４７】
【表１】
【００４８】
表２は上記の鋼板に施した熱処理条件およびその結果得られた金属組織を示す。
【００４９】
【表２】
【００５０】
これらの鋼板の板厚中心部より試験片を採取し、下記に示す各試験を行った。
【００５１】
引張試験：試験片JIS Z 2201(長手方向=圧延方向)、方法JIS Z 2241に準拠
衝撃試験：試験片JIS Z 2202(長手方向＝幅方向)、評価：-20℃での衝撃値
遅れ破壊試験：３％ＮａＣｌ中に電位差１．５Ｖのもと２００時間浸漬しＳＳＲＴ試験（Slow Strain Rate Tensile Test）により破断する応力を測定した。
【００５２】
図１はこのＳＳＲＴ試験の試験片を示す。この試験における破断応力が室温引張強さの１／２以上あれば合格と判定することができる。
【００５３】
比較例である試験番号６は、鋼の組成は本発明の定義範囲内であるが、昇温速度が小さいためにマルテンサイト相のうち未再結晶部分の体積率が８％と小さくなり遅れ破壊試験における破断応力は室温強度の１／２を割り、かつ靭性も低かった。比較例７は、冷却速度が小さいために必要なマルテンサイト相体積率が得られず、強度、耐遅れ破壊特性および靭性の全てにおいて劣る結果となった。比較例８は、Ｃが低く昇温速度が小さいために靭性は比較的良好であるが、強度および耐遅れ破壊特性が劣化した。比較例９は、Ｃが高すぎたために、強度は良好、耐遅れ破壊特性は比較的良好であるが、靭性はきわめて劣る結果となった。比較例１０は、Ｓｉが高く、かつ昇温速度が小さいために強度は良好であるが、耐遅れ破壊特性および靭性は低くなった。比較例１１は、Ｍｎが低く昇温速度が小さいために、優れた強度は得られるものの耐遅れ破壊特性がやや低下し、靭性は劣化した。比較例１２は、Ｃｕが過剰でかつ昇温速度が小さいために、強度は高いが耐遅れ破壊特性はやや低下し靭性が大きく劣化した。比較例１３は、Ｎｉが過剰で、かつ昇温速度が大きいために、耐遅れ破壊特性がやや大きく劣化し、靭性も劣る結果となった。比較例１４は、Ｍｏが過剰であり、かつ昇温速度が小さいために遅れ破壊特性および靭性も劣る結果となった。
【００５４】
これに対して、本発明の定義範囲内の鋼の破断応力は、全ての試験番号において室温強度の１／２以上となっていた。また、引張試験において１４００ＭＰａ以上の引張強さが得られ、かつ衝撃試験において−２０℃で４０Ｊ以上の衝撃値が得られた。
【００５５】
【発明の効果】
本発明の定義範囲内の高張力鋼およびその製造方法によれば、耐遅れ破壊特性および靭性に優れる高強度鋼を安価に提供でき、産業機械等の素材として貢献することが期待される。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＳＳＲＴ試験(Slow Strain Rate Tensile Test)の試験片を示す。
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば産業機械等に使用される、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、耐摩耗性の向上、軽量化等を目的に産業機械等に使用される鋼材の高強度化がますます要求される状況にある。熱処理による鋼材の高強度化を図る方法としてはマルテンサイト組織を利用することが最も一般的であり、従来の耐摩耗鋼等においても０．２〜０．４５％の炭素（Ｃ）を含有したマルテンサイト鋼が利用されてきた。マルテンサイト相が高強度を有するのはマルテンサイト相中に過飽和に固溶したＣ原子による格子の歪が原因である。Ｃ含有率が増えると格子の歪も大きくなるので、Ｃ含有率を増加させることによってマルテンサイト鋼の強度は著しく上昇する。これに対し、Ｎｉ、Ｍｎ等の置換型元素は焼入性を上げることによってマルテンサイト相の生成を促進するが、マルテンサイト相そのものの硬度を上昇させる効果はない。
【０００３】
そこで、従来の耐摩耗性マルテンサイト鋼では、所望の硬さに対応したＣ含有率とし、かつ主として肉厚で決まる質量効果に応じて必要な焼入性を確保するために上記のＮｉ、Ｍｎ等の置換型合金元素を必要量含有させてきた。しかしながら、Ｃ含有率の増大のみによって硬さを上昇させるマルテンサイト鋼は、水素による遅れ破壊感受性がきわめて高く、かつ靭性も低いために重要部材には使用できない。
【０００４】
このため、高価なＮｉを多量に含有させ、剪断型逆変態オーステナイト相中の高転位密度を活用した低炭素超高張力鋼の提案がなされた（特開平６−１１６６３７号公報）。しかし、耐摩耗性が要求される産業機械等に使用するには高価にすぎ、かつ耐摩耗性自体もそれほど高くない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来の高炭素マルテンサイト鋼よりも耐遅れ破壊特性に優れ、かつ一定以上の靭性を有する高強度鋼を安価に供給することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、耐遅れ破壊特性の優れる鋼の製造方法を鋭意検討した結果、マルテンサイト相中の転位密度を上昇させることにより水素トラップサイトが増加し、同じ強度であっても耐遅れ破壊特性が向上することを確認することができた。この高転位密度のマルテンサイト相を得るためにはマルテンサイト変態前のオーステナイト相（以後、「γ」と記す）を、やはり高密度の転位を含む未再結晶γとする必要がある。ここで、「未再結晶γ」とは高転位密度を含むγであれば全て該当し、圧延によりγ粒が伸長した状態の未再結晶γのみならず、Ａc1点近傍の急速加熱によって起きる剪断型逆変態で生じる高密度転位を含むγも該当する。この剪断型逆変態によって生成したγは、逆変態当初は高密度の転位を含むが次第に転位は合体等により消滅してゆく。したがって、高転位密度のマルテンサイト相を得るためには、Ａc1点以上の温度域を短時間のうちに加熱し、γが再結晶する前に焼入れる必要がある。この急速加熱により剪断型逆変態オーステナイト相の結晶粒も微細化され、この結果、靭性も向上する。
【０００７】
上記の２種類の未再結晶γから変態するマルテンサイト相は微細であり、その結果、高強度で靭性がよく、なおかつ耐遅れ破壊特性に優れている。また、通常のマルテンサイト相においては置換型合金元素は強度上昇に寄与しないが、未再結晶γからのマルテンサイト相では、Ｍｎ、Ｎｉをはじめとする合金元素はＡc1点およびＡc3点を低下させることによって、高転位密度を維持するのに有効である。したがって、本発明においては置換型合金元素はマルテンサイト相の硬度を上昇させる効果がある。
【０００８】
本発明は上記の事項に基づいて完成されたもので、その要旨は下記の高張力鋼およびその製造方法にある。
【０００９】
（１）質量％にて、Ｃ：０．１２〜０．４５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：２．１〜３．５％、Ｎｉ：６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：０．００６％以下を含み、さらにＣｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．０８％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、金属組織のうち７０体積％以上がマルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相であり、当該マルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相のうち５０体積％以上が未再結晶オーステナイト相から生成したマルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼（［発明１］とする）。
【００１０】
（２）上記（１）の化学組成を有する鋼を、Ａc１点未満の温度からＡc１点を超える加熱温度まで昇温速度４℃/s以上にて加熱後、冷却速度１０℃/s以上にて２００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法（［発明２］とする）。
【００１１】
（３）Ａc１点以下の温度域で圧延を施した後、Ａc１点未満の温度からＡc１点を超える温度に加熱すること、またはＡc１点以上に加熱中もしくは加熱後圧延を施すことを特徴とする、上記（２）の耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法（［発明３］とする）。
【００１２】
（４）さらに焼戻し処理を加えることを特徴とする、上記（２）または（３）の耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法（［発明４］とする）。
【００１３】
上記（１）の「未再結晶γ」には、高転位密度を含むγであれば全て該当し、圧延によりγ粒が伸長した状態の未再結晶γのみならず、Ａc１点近傍を急速加熱する際に起きる剪断型逆変態で生じる未再結晶γも該当する。
【００１４】
上記（２）において加熱温度における保持時間はゼロでもよく、短いほうがよい。
【００１５】
上記（２）における「Ａc１点を超える加熱温度」とは、Ａc１点を超えさえすればよく、Ａc３点以上であってもよい。Ac１およびAc３は鋼の化学組成から計算によって簡便に求めることができ、実測した値と大きな相違はない。Ac１およびAc３を化学組成から求めるのはつぎの式による。
【００１６】
Ac1(℃)=751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-22.9Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo-39.7V-5.7Ti+233Nb-169A
Ac3(℃)=937-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.6Ti-19Nb+198
【００１７】
【発明の実施の形態】
つぎに、本発明を上記のように限定した理由について説明する。
【００１８】
１．化学組成
Ｃ：０．１２〜０．４５％
Ｃはマルテンサイト相の強度上昇に極めて有効であり、またＡc3点を低温側に移行させ未再結晶γを維持するのに効果を発揮する。これらの理由から、Ｃは０．１２％以上とする。しかし、０．４５％を超えて過剰に含ませると鋼の靭性を劣化させるとともに、焼入れ後に残留γが残り、強度をかえって低下させてしまうので、０．４５％を上限とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは脱酸に有効な元素であるが、０．３％を超えると溶接熱影響部の靭性を低下させるため上限を０．３％とする。含有率は実質的に０でも良いが、Ｓｉを０にすると、Ａｌ脱酸のときＡｌの損失が大きくなるので、通常はＳｉ脱酸をおこなって残存する程度の含有率、例えば０．０１％程度が下限として望ましい。
【００２０】
Ｍｎ：２．１〜３．５％
Ｍｎは変態点の低下に有効な元素であり、未再結晶γから生成するマルテンサイト相の強度上昇に有効である。そのためには、２．１％以上とする。しかし、３．５％を超えると残留γが生成し強度が低下するため、上限を３．５％とする。
【００２１】
Ｎｉ：６％以下
Ｎｉは靭性を改善し、かつＡc3点を低下させるのに有効なので、特に高強度かつ高靭性とする場合には含ませることが望ましい。明瞭にＡc3点を低下させるために１％以上とすることが望ましい。しかしながら、６％を超えると残留γが増大し強度を低下させるので６％以下とする。
【００２２】
Ｂ：０．０００５〜０．０４％
Ｂは、焼入性を向上させるのみならず、Ｎｂ硼化物の析出により逆変態時の未再結晶γの再結晶の抑制に有効であり０．０００５％以上が必要である。しかし、０．０４％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０４％とする。望ましい範囲は０．００２〜０．０２％である。
【００２３】
本発明にかかる高強度鋼は、さらに、強度上昇、未再結晶γの再結晶の抑制や焼入性向上を狙いとして、上記の各化学成分に加えて、次のとおり、Ｃｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．０８％以下のうち１種または２種以上を含有させる。
Ｃｕ：０．６％以下
Ｃｕは強度上昇に有効なので特に一層の高強度化を図る場合には添加してもよい。しかし、０．６％を超えると靱性を劣化させるので、含ませる場合でも０．６％以下とする。靱性を劣化させずに強度を確保する場合には、０．２〜０．４％とすることが望ましい。
【００２４】
Ｃｒ：０．８％以下
変態点の低下による強度上昇を目的として添加してもよい。靱性とのバランスを考えて、０．３〜０．７％とすることが望ましい。０．８％を超えると靭性が劣化するので、上限を０．８％とする。
【００２５】
Ｍｏ：２％以下
Ｍｏは未再結晶γの再結晶の抑制に有効なので、添加してもよい。しかしながら２％を超えると靭性が劣化するので、上限を２％とする。
【００２６】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは未再結晶γの再結晶防止に極めて有効な元素であるので、添加してもよい。０．０１％未満では効果が不明瞭なので含ませる場合は、０．０１％以上とすることが望ましい。しかし０．１％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．１％とする。
【００２７】
Ｖ：０．０８％以下
Ｖは焼入性向上のために、添加してもよい。０．０１〜０．０５％程度含有させるのが望ましい。０．０８％を超えると靭性が劣化するため、上限は０．０８％とする。
【００２８】
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは微量でＮをＴｉＮとして固定し結晶粒を微細化し、同時に焼入性および剪断型逆変態γの生成に必要な固溶Ｂ量を確保する。このため、０．００５％以上含むことが望ましい。Ｎｂ含有鋼の場合には、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微量Ｔｉが有効である。０．００５％以上でこの効果を発揮するが、０．０３％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０３％とする。
【００２９】
sol Ａｌ：０．０８％以下
sol Ａｌは、脱酸反応により酸化物を形成するＡｌ以外のＡｌをさし、固溶Ａｌおよび窒化物としてのＡｌからなる。本発明では、意図的にsol Ａｌを残存させてもよいし、また、脱酸反応により酸化物のみを形成し、sol Ａｌを含まなくてもよい。すなわち、sol Ａｌが実質的に０でもよい。ただし、板厚が厚いために圧延の全圧下率[{(スラブ厚さ−製品板厚)／スラブ厚さ}×１００(%)]を５０％以上とれず圧下のみで凝固時のピンホ−ルの圧着が期待できない場合には、凝固後の鋼中のsol Ａｌとして０．００１％以上残存させることが望ましい。凝固後の鋼中のsol Ａｌが０．００１％未満では、凝固の進行中に酸素と結合してピンホールの発生を防止するのに必要なＡｌが不足する。
【００３０】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、Ａｌと結合し窒化物を生成し、結晶粒の微細化に有効であるが、過量のＮは溶接部の靭性を損なうので、上限を０．００６％とする。さらにＮには溶接性の向上という効果がある。この効果を期待する場合には、０．００１５％以上含有させてもよい。
【００３１】
不可避不純物：
不可避不純物のうち、Ｐは０．０１％以下とすることが望ましい。０．０１％を超えると、偏析部にＰのみならずＣ、Ｍｎ、Ｓ等を濃縮させ、硬さを高くして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。
【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ことが望ましい。
【００３４】
２．金属組織
金属組織のうちマルテンサイト相の体積率は強度を確保するために７０％以上とする。上限はとくに定めないが１００％マルテンサイト相であってもよい。このマルテンサイト相のうち未再結晶γから変態したマルテンサイト相は５０体積％以上なければならない。上限は１００％とすることが望ましい。
【００３５】
マルテンサイト相は光学顕微鏡または電子顕微鏡で他の相、たとえばベイナイト相と容易に識別することができる。未再結晶γから変態したマルテンサイトは電子顕微鏡により転位密度を測定することにより判定することができる。また、Ｘ線回折線の半価幅を測定することによっても可能である。
【００３６】
３．熱処理（〔発明２〕）
次に熱処理条件について説明する。
【００３７】
上記組成の鋼をオーステナイト相の逆変態がおこるＡc1点〜加熱温度間を急速に加熱することによって、高転位密度で、かつ通常より微細なオーステナイト粒が得られる。耐遅れ破壊特性を向上させるためには全肉厚にわたってこの昇温速度で加熱することが望ましいが、表層部分のみを急速加熱しても効果が得られる。ここでいう表層部分とは板厚の約１０％程度の表裏面部分を指す。
【００３８】
昇温速度は、上記のマルテンサイト相の５０体積％以上を未再結晶γから変態させるために、γの再結晶が進行する時間的余裕を与えないように４℃/s以上とする。昇温速度は大きければ大きいほど良く、望ましくは１０℃/s以上、さらに望ましくは２０℃/s以上である。したがって、昇温速度の上限はとくに設けない。
【００３９】
この昇温速度は、肉厚中心部でもよいし、上記表層部であってもよい。
【００４０】
加熱温度については、逆変態したオーステナイト相体積率の確保のためＡc1点とＡc3点の中間温度以上とすることが望ましい。均一なγ組織とするため、さらに望ましくはＡc3点以上とすることが望ましい。しかし、未再結晶γからのマルテンサイト変態により最高の平均硬度が得られるのはＡc3点直下に加熱した時である。またγ結晶粒の再結晶と粗大化を防止するため、加熱温度の上限は、（Ａc3点＋８０℃）以下とすることが望ましい。加熱は鋼の肉厚中心部において上記の加熱温度に達すればよい。加熱温度では剪断型逆変態で生成したγの再結晶の進行を阻止するため、保持時間をとらないことが望ましい。
【００４１】
上記の急速加熱は、直接通電加熱、矩形断面のコイルによる高周波加熱等により実現することができる。高周波加熱の場合は表層部の急速加熱に適している。
【００４２】
加熱後の冷却速度は、肉厚中心部においてもフェライト相が生成しないようにする必要があるため、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する。この肉厚中心部の冷却速度の上限はとくに設けないが、たとえば７０℃／ｓ程度とするのがよい。冷却停止温度の下限もとくに設けないが、水素含有率が高い場合の遅れ破壊を防止するため、１００℃程度とすることが望ましい。
【００４３】
４．圧延条件（〔発明３〕）
上記〔発明２〕において、微細化と転位密度上昇の効果を高めるためには、熱処理素材として圧延加工を低温域で加えたものを用いる。この低温域の圧延加工は、Ａc１点以下で実施することが効果的である。圧延加工温度の下限はとくに設けないが、圧延機の能力、平坦度確保等を考慮すると５５０℃程度とするのがよい。このときの加工度は上記の効果を十分発揮するために圧下率で１０％以上とすることが望ましい。上限はとくに設けないが、平坦度を確保するために３５％以下とすることが望ましい。
【００４４】
５．焼戻し（〔発明４〕）
必要に応じて強度靭性バランスを整えるためにＡc１点以下の適当な温度において焼戻処理をおこなってもよい。未再結晶γよりマルテンサイト中に導入された転位密度を必要以上に低下させないためにはこの焼戻温度は６５０℃以下とすることが望ましい。
【００４５】
【実施例】
つぎに、実施例により発明１の効果を説明する（発明２を適用して得た発明１）。
供試鋼として、１３種類の鋼を常法により溶製、鋳造および熱間圧延した鋼板を用いた。板厚は１５〜５０ｍｍとした。
【００４６】
表１はこれら１３種類の鋼の化学組成およびＡc1点、Ａc3点およびＣeqを示す。
【００４７】
【表１】
表２は上記の鋼板に施した熱処理条件およびその結果得られた金属組織を示す。
【００４９】
【表２】
これらの鋼板の板厚中心部より試験片を採取し、下記に示す各試験を行った。
【００５１】
引張試験：試験片JIS Z 2201(長手方向=圧延方向)、方法JIS Z 2241に準拠
衝撃試験：試験片JIS Z 2202(長手方向＝幅方向)、評価：-20℃での衝撃値
遅れ破壊試験：３％ＮａＣｌ中に電位差１．５Ｖのもと２００時間浸漬しＳＳＲＴ試験（Slow Strain Rate Tensile Test）により破断する応力を測定した。
【００５２】
図１はこのＳＳＲＴ試験の試験片を示す。この試験における破断応力が室温引張強さの１／２以上あれば合格と判定することができる。
【００５３】
比較例である試験番号６は、鋼の組成は本発明の定義範囲内であるが、昇温速度が小さいためにマルテンサイト相のうち未再結晶部分の体積率が８％と小さくなり遅れ破壊試験における破断応力は室温強度の１／２を割り、かつ靭性も低かった。比較例７は、冷却速度が小さいために必要なマルテンサイト相体積率が得られず、強度、耐遅れ破壊特性および靭性の全てにおいて劣る結果となった。比較例８は、Ｃが低く昇温速度が小さいために靭性は比較的良好であるが、強度および耐遅れ破壊特性が劣化した。比較例９は、Ｃが高すぎたために、強度は良好、耐遅れ破壊特性は比較的良好であるが、靭性はきわめて劣る結果となった。比較例１０は、Ｓｉが高く、かつ昇温速度が小さいために強度は良好であるが、耐遅れ破壊特性および靭性は低くなった。比較例１１は、Ｍｎが低く昇温速度が小さいために、優れた強度は得られるものの耐遅れ破壊特性がやや低下し、靭性は劣化した。比較例１２は、Ｃｕが過剰でかつ昇温速度が小さいために、強度は高いが耐遅れ破壊特性はやや低下し靭性が大きく劣化した。比較例１３は、Ｎｉが過剰で、かつ昇温速度が大きいために、耐遅れ破壊特性がやや大きく劣化し、靭性も劣る結果となった。比較例１４は、Ｍｏが過剰であり、かつ昇温速度が小さいために遅れ破壊特性および靭性も劣る結果となった。
【００５４】
これに対して、本発明の定義範囲内の鋼の破断応力は、全ての試験番号において室温強度の１／２以上となっていた。また、引張試験において１４００ＭＰａ以上の引張強さが得られ、かつ衝撃試験において−２０℃で４０Ｊ以上の衝撃値が得られた。
【００５５】
【発明の効果】
本発明の定義範囲内の高張力鋼およびその製造方法によれば、耐遅れ破壊特性および靭性に優れる高強度鋼を安価に提供でき、産業機械等の素材として貢献することが期待される。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＳＳＲＴ試験(Slow Strain Rate Tensile Test)の試験片を示す。
Claims (4)
- 質量％にて、Ｃ：０．１２〜０．４５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：２．１〜３．５％、Ｎｉ：６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：０．００６％以下を含み、さらにＣｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．０８％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、金属組織のうち７０体積％以上がマルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相であり、当該マルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相のうち５０体積％以上が未再結晶オーステナイト相から生成したマルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼。
- 請求項１に記載の化学組成を有する鋼を、Ａc１点未満の温度からＡc１点を超える加熱温度まで昇温速度４℃/s以上にて加熱後、冷却速度１０℃/s以上にて２００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法。
- Ａc１点以下の温度域で圧延を施した後、Ａc１点未満の温度からＡc１点を超える温度に加熱すること、またはＡc１点以上に加熱中もしくは加熱後圧延を施すことを特徴とする、請求項２に記載の耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法。
- さらに焼戻し処理を加えることを特徴とする、請求項２または３に記載の耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03578698A JP3864536B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03578698A JP3864536B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11229075A JPH11229075A (ja) | 1999-08-24 |
| JP3864536B2 true JP3864536B2 (ja) | 2007-01-10 |
Family
ID=12451604
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03578698A Expired - Fee Related JP3864536B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3864536B2 (ja) |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4673558B2 (ja) * | 2004-01-26 | 2011-04-20 | 新日本製鐵株式会社 | 生産性に優れた熱間プレス成形方法及び自動車用部材 |
| JP4705525B2 (ja) * | 2005-06-24 | 2011-06-22 | 新日本製鐵株式会社 | 高力ボルト接合部 |
| KR101010971B1 (ko) * | 2008-03-24 | 2011-01-26 | 주식회사 포스코 | 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품 |
| BRPI0905362B1 (pt) | 2008-09-17 | 2017-07-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High resistance steel sheet |
| CN101835917B (zh) | 2008-11-11 | 2012-06-20 | 新日本制铁株式会社 | 高强度厚钢板及其制造方法 |
| JP5521818B2 (ja) * | 2010-06-21 | 2014-06-18 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼材およびその製造方法 |
| CN102002634B (zh) * | 2010-10-26 | 2012-06-13 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 一种含钒钛的碳素钢及其制造方法 |
| CN102031451B (zh) * | 2010-10-26 | 2012-09-05 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 含钒钛的碳素钢及其制造方法 |
| US20150176109A1 (en) * | 2013-12-20 | 2015-06-25 | Crs Holdings, Inc. | High Strength Steel Alloy and Strip and Sheet Product Made Therefrom |
| KR101639845B1 (ko) | 2013-12-24 | 2016-07-14 | 주식회사 포스코 | 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법 |
| US9994927B2 (en) * | 2015-02-12 | 2018-06-12 | L&W Engineering | Lightweight boron tubular structure support integrated into seat structure |
| US11021768B2 (en) | 2016-11-30 | 2021-06-01 | L&W Engineering | Shaped boron tubular structure support |
| WO2022172763A1 (ja) | 2021-02-15 | 2022-08-18 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ成形体 |
| KR20240075861A (ko) | 2022-01-07 | 2024-05-29 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체 |
-
1998
- 1998-02-18 JP JP03578698A patent/JP3864536B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11229075A (ja) | 1999-08-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5876521A (en) | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability | |
| JP2003138345A (ja) | 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法 | |
| JP4926447B2 (ja) | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP3864536B2 (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 | |
| JP2018059188A (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| JP7411072B2 (ja) | 低温衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法 | |
| 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 | |
| JP2023506822A (ja) | 低温衝撃靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法 | |
| JP2018059187A (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| JP2018059189A (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| JP4379085B2 (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP2024500851A (ja) | 低温衝撃靭性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法 | |
| JP2008075107A (ja) | 高強度・高靭性鋼の製造方法 | |
| JPH10306316A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 | |
| JP4210010B2 (ja) | 高靱性高張力鋼の製造方法 | |
| JP2005256037A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP2008013812A (ja) | 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3255790B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP2004218081A (ja) | 高張力鋼板の製造方法 | |
| JP7265008B2 (ja) | 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
| JP2688312B2 (ja) | 高強度高靭性鋼板 | |
| JPH059570A (ja) | 高溶接性高強度鋼の製造法 | |
| JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040921 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20041227 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060201 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060207 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060315 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060718 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060811 |
|
| 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: 20060912 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060925 |
|
| 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: 20091013 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101013 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111013 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121013 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131013 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131013 Year of fee payment: 7 |
|
| 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: 20131013 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |