JP5124988B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5124988B2 JP5124988B2 JP2006145407A JP2006145407A JP5124988B2 JP 5124988 B2 JP5124988 B2 JP 5124988B2 JP 2006145407 A JP2006145407 A JP 2006145407A JP 2006145407 A JP2006145407 A JP 2006145407A JP 5124988 B2 JP5124988 B2 JP 5124988B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- steel plate
- tensile
- tensile strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 90
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 88
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 title claims description 44
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 15
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims description 31
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 26
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 15
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 13
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 13
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 12
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 11
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 11
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 11
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 10
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 43
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 43
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 42
- 239000000463 material Substances 0.000 description 29
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 26
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 10
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 7
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 6
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 6
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 229910000967 As alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 2
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 2
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 2
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 2
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 2
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 238000012935 Averaging Methods 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000009529 body temperature measurement Methods 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 1
- 238000004817 gas chromatography Methods 0.000 description 1
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
- C21D9/10—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes shotgun barrels
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
Description
本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法に関し、特に引張強度が６００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れる高張力鋼材として好適なものに関する。
近年、建設産業機械・タンク・ペンストック・ラインパイプ等の鋼材使用分野では、構造物の大型化を背景として、使用する鋼材の高強度化が指向されると共に、鋼材使用環境の苛酷化が進んでいる。
しかし、このような鋼材の高強度化および使用環境の苛酷化は、一般的に鋼材の水素脆性感受性を高めることが知られており、例えば高力ボルトの分野ではＪＩＳ Ｂ １１８６にてＦ１１Ｔ級ボルト（引張強さ１１００〜１３００Ｎ／ｍｍ２）についてはなるべく使用しないとの記載がなされている等、高強度鋼材の使用は限定的である。
このため、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５等で、成分の適正化、粒界強化、結晶粒の微細化、水素トラップサイトの活用、組織形態制御、炭化物の微細分散化等の様々な技術を利用する、耐水素脆性特性に優れた鋼板の製造方法が提案されてきた。
特開平３−２４３７４５号公報
特開２００３−７３７３７号公報
特開２００３−２３９０４１号公報
特開２００３−２５３３７６号公報
特開２００３−３２１７４３号公報
しかしながら、上記特許文献１〜５等に記載されている方法によっても、強度レベルが高くなると厳しい腐食環境下で使用される場合に要求される耐遅れ破壊特性を得ることは困難であり、特に強度が９００ＭＰａ以上の高いレベルで、より耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法が求められていた。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、強度が６００ＭＰａ以上、特に９００ＭＰａ以上で、従来の鋼材より耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法を提供することを目的とする。
遅れ破壊は、室温で鋼中を拡散可能ないわゆる拡散性水素が応力集中部に集積し、その量が材料の限界値に到達すると発生するとされており、そのため、耐遅れ破壊特性を向上させる一つの指針として応力集中部に集積する拡散性水素の量を減少させることが挙げられる。
本発明者らは、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させるために鋭意研究を重ねた結果、特に合金炭化物等の析出物形成元素であるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの添加量と焼戻し処理時における鋼材の板厚方向中心部の昇温速度を規定することによって、析出物の微細分散化および残留オーステナイトの適正量の確保を達成し、これらの析出物や残留オーステナイトによる拡散性水素のトラップ量の増大を通じて、応力集中部に集積する拡散性水素量が減少し、従来材よりも耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材を得ることが可能となることを見出した。
さらに、Ｓ、Ｃａ、Ｏの添加量を適切な範囲にすることでＣａＳとＭｎＳの複合介在物を水素のトラップサイトとして積極的に利用可能で、耐遅れ破壊特性がより向上することを見出した。
本発明は得られた知見に基づき、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、かつＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
２．更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
３．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
４．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、０．０００４％≦Ｓ≦０．００２５％、０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％、０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％およびＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、かつ下記式で求められるＡＣＲが０．２≦ＡＣＲ＜１．０を満足し残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）
５．更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
６．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、４または５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
７．１乃至６の何れか一つに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延により鋼板とした後、Ａｒ３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れた後、焼戻し開始温度から４５０〜５５０℃の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として焼戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、かつＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
２．更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
３．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
４．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、０．０００４％≦Ｓ≦０．００２５％、０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％、０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％およびＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、かつ下記式で求められるＡＣＲが０．２≦ＡＣＲ＜１．０を満足し残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）
５．更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
６．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、４または５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
７．１乃至６の何れか一つに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延により鋼板とした後、Ａｒ３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れた後、焼戻し開始温度から４５０〜５５０℃の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として焼戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張強度が６００ＭＰａ以上、特に９００ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊特性に極めて優れた高張力鋼材の製造が可能となり、産業上極めて有用である。
［成分組成］
本発明における成分の限定理由について述べる。化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。
本発明における成分の限定理由について述べる。化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。
Ｃ：０．０２〜０．２５％
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．２５％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．２５％に限定する。
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．２５％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．２５％に限定する。
Ｓｉ：０．０１〜０．８％
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．８％を超えると粒界が脆化し、遅れ破壊の発生を促進する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．８％に限定する。
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．８％を超えると粒界が脆化し、遅れ破壊の発生を促進する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．８％に限定する。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、強度を確保するために含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％に限定する。
Ｍｎは、強度を確保するために含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％に限定する。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸材として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でなく、一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１％に限定する。
Ａｌは、脱酸材として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でなく、一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１％に限定する。
Ｎ：０．０００５〜０．００８％
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。０．０００５％未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％に限定する。
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。０．０００５％未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％に限定する。
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物元素であり、０．０３％を超えると健全な母材および溶接継手を得ることができなくなる。従って、Ｐ、Ｓ含有量をそれぞれ０．０３％以下に限定するが、Ｓについては介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので０．０００４≦Ｓ≦０．００２５とするのが好ましい。０．０００４％未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。０．００２５％を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物元素であり、０．０３％を超えると健全な母材および溶接継手を得ることができなくなる。従って、Ｐ、Ｓ含有量をそれぞれ０．０３％以下に限定するが、Ｓについては介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので０．０００４≦Ｓ≦０．００２５とするのが好ましい。０．０００４％未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。０．００２５％を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。
０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％
介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％とするのが好ましい。０．０００８％未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。０．００３０％を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。
介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％とするのが好ましい。０．０００８％未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。０．００３０％を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの一種または二種以上
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、１種または二種以上含有していれば、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有するため、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％の一種以上を含有する。
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、１種または二種以上含有していれば、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有するため、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％の一種以上を含有する。
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有すると同時に、炭化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。０．０１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、１％を超える添加は経済性が劣る。
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有すると同時に、炭化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。０．０１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、１％を超える添加は経済性が劣る。
従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を０．０１〜１％に限定する。特にＭｏは焼戻し軟化抵抗を大きくする作用を有し、強度を９００ＭＰａ以上確保するために０．２％以上添加することが好ましい。
Ｎｂ：０．００１〜０．１％
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊 特性を向上させる。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．１％を越える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．１％に限定する。
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊 特性を向上させる。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．１％を越える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．１％に限定する。
Ｖ：０．００１〜０．５％
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒
化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．５％以下に限定する。
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒
化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．５％以下に限定する。
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。
また、ＭｏやＮｂと複合析出物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる効果も有する。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．１％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．１％に限定する。
本発明では、所望する特性に応じて更に以下の成分を含有することができる。
Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。
Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。
Ｎｉ：４％以下
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、Ｎｉ含有量が４％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を４％以下に限定する。
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、Ｎｉ含有量が４％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を４％以下に限定する。
Ｃｒ：２％以下
Ｃｒは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。従って、高強度化する場合に積極的に添加し、特に引張強度９００ＭＰａ以上の特性を得るために０．３％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。
Ｃｒは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。従って、高強度化する場合に積極的に添加し、特に引張強度９００ＭＰａ以上の特性を得るために０．３％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。
Ｗ：２％以下
Ｗは、強度を向上する作用を有している。しかしながら、２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｗを添加する場合は、その含有量を２％以下に限定する。
Ｗは、強度を向上する作用を有している。しかしながら、２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｗを添加する場合は、その含有量を２％以下に限定する。
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１％以下に限定する。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１％以下に限定する。
好ましくは、介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％とする。０．００１０％未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。
０．００３０％を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。
但し、０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％とする場合は、鋼中Ｏ量を０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％とし、下記式で求められるＡＣＲを０．２≦ＡＣＲ＜１．０とする。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ
式において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは鋼中含有量（ｍａｓｓ％）
ＡＣＲは、Ｃａ系介在物の晶出度を表す指数であり、ＣａＳ、ＭｎＳの複合介在物を積極的に水素のトラップサイトとして利用して耐遅れ破壊特性を向上させるために０．２≦ＡＣＲ＜１．０とする。ＡＣＲが該範囲を満足するるようにＣａ、Ｏ、Ｓを含有させることによりＣａＳ、ＭｎＳがそれぞれ主体となって晶出することを防止し、微細な複合介在物として分散させることができる。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ
式において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは鋼中含有量（ｍａｓｓ％）
ＡＣＲは、Ｃａ系介在物の晶出度を表す指数であり、ＣａＳ、ＭｎＳの複合介在物を積極的に水素のトラップサイトとして利用して耐遅れ破壊特性を向上させるために０．２≦ＡＣＲ＜１．０とする。ＡＣＲが該範囲を満足するるようにＣａ、Ｏ、Ｓを含有させることによりＣａＳ、ＭｎＳがそれぞれ主体となって晶出することを防止し、微細な複合介在物として分散させることができる。
この結果、これらの複合介在物とマトリックスの界面に水素がトラップされ、一部の介在物の界面への集積を抑制することが可能となる。さらに急速加熱焼戻し過程においてこれらの複合介在物の表面に合金炭化物が析出することによって、より多くの水素がトラップされる。ＡＣＲが０．２未満の場合は、介在物の主体がＭｎＳとなり圧延によって介在物が伸長し、遅れ破壊の起点になりやすく、耐遅れ破壊特性が劣る場合がある。
ＡＣＲが１．０以上の場合は、介在物の主体がＣａＳとなって粗大になりやすく、当該粗大なＣａＳが、遅れ破壊の起点となって耐遅れ破壊特性が劣る場合がある。
さらに、好ましいＡＣＲは、０．４≦ＡＣＲ≦０．８の範囲である。
さらに、好ましいＡＣＲは、０．４≦ＡＣＲ≦０．８の範囲である。
尚、従来は、ＭｎＳが圧延によって伸長し、その部分に水素が集積することで、割れが発生しやすいため、ＡＣＲ≧１．０を満足するようにＣａを添加し、Ｓを固定してＭｎＳの形態制御を行っている。
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）として硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性を改善する。しかしながら、０．０２％を超える添加は、沈殿晶帯にＲＥＭ硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。
ＲＥＭは、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）として硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性を改善する。しかしながら、０．０２％を超える添加は、沈殿晶帯にＲＥＭ硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。
［ミクロ組織］
本発明における析出物の析出形態の限定理由について述べる。本発明では、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下、好ましくは１５ｎｍ以下の析出物を、５個／２５００００ｎｍ２以上の割合、好ましくは１０個／２５００００ｎｍ２以上を鋼中に含む。
本発明における析出物の析出形態の限定理由について述べる。本発明では、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下、好ましくは１５ｎｍ以下の析出物を、５個／２５００００ｎｍ２以上の割合、好ましくは１０個／２５００００ｎｍ２以上を鋼中に含む。
析出物の観察は、例えば、薄膜または抽出レプリカのサンプルを用いて、透過型電子顕微鏡にて行う。粒子径は、画像解析による円相当径にて評価し、平均粒子径は、例えば、５００ｎｍ四方の視野中で観察される析出物を対象として、任意の５視野以上の単純平均値とする。
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する析出物は、大きさによらず拡散性水素をトラップする効果を有するが、平均粒子径が２０ｎｍより大きくなると格子整合性が低くなり、拡散性水素をトラップする力が弱くなるため、耐遅れ破壊特性の向上効果が小さくなる。そこで平均粒子径を２０ｎｍ以下、好ましくは１５ｎｍ以下とする。
また、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する析出物の密度が５個／２５００００ｎｍ２未満となると、これらの析出物によりトラップされる拡散性水素の量が少なくなり、耐遅れ破壊特性の向上効果が小さくなる。そこで、５個／２５００００ｎｍ２以上の割合、好ましくは１０個／２５００００ｎｍ２以上の割合で鋼中に含むとする。
本発明は、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むミクロ組織とするのが好ましい。残留オーステナイトは、水素の固溶度が高いため水素トラップサイトとして機能し、耐遅れ破壊特性を向上させるが、０．５％未満ではその効果が明確でなく、５％を超えると強度が低下するため、０．５〜５％、更に、好ましくは２〜４％とする。
残留オーステナイト量の測定は、例えば、Ｘ線回折によるオーステナイト格子定数のピークの定量化によって測定する。次に、本発明鋼の製造に好ましい製造条件について述べる。
［製造条件］
本発明は、鋼板、形鋼および棒鋼など種々の形状の鋼材に適用可能であり、製造条件における温度規定は鋼材中心部でのものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。
［製造条件］
本発明は、鋼板、形鋼および棒鋼など種々の形状の鋼材に適用可能であり、製造条件における温度規定は鋼材中心部でのものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。
焼入れ
母材強度および母材靭性を確保するため、Ａｒ３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れを行う。焼入れは０．５℃／ｓ以上、好ましくは１℃／ｓ以上の速度で冷却する。
母材強度および母材靭性を確保するため、Ａｒ３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れを行う。焼入れは０．５℃／ｓ以上、好ましくは１℃／ｓ以上の速度で冷却する。
本規定は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトへの変態を完了させて母材を強化するために行った。
本発明ではＡｒ３変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏとする。式において各元素は鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。
焼戻し条件
焼戻し時、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上にする。再加熱焼入れなどにより一旦室温まで冷却した場合においても焼戻し時の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上にする。
焼戻し時、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上にする。再加熱焼入れなどにより一旦室温まで冷却した場合においても焼戻し時の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上にする。
焼戻し時に生じる合金炭化物、合金窒化物、合金炭窒化物等の析出物の生成・成長挙動には焼戻し時の昇温速度が影響を及ぼし、平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上とした場合、析出物の微細分散化が達成される。
１℃／ｓ未満では炭化物や炭窒化物が析出する前に粒界やラス界面にＣが拡散するので、粗大な炭化物や炭窒化物しか得ることができず、水素のトラップサイトとなる炭化物や炭窒化物を微細分散させる効果が得られない。
更に、焼戻し時に、６００℃以上での昇温速度が１０℃／ｓ以上となる温度領域を持たせると、分散析出したセメンタイトのＦｅが合金元素に置き換わって微細な合金炭化物の析出を促進させて好ましい。
また、引張強度９００ＭＰａ以上に高強度化する場合は、焼戻し温度を４５０〜５５０℃の範囲にすることが高強度で高靭性というバランスのよい特性を得るのに好ましい。
また、焼戻し時の昇温過程は、所定の平均昇温速度が得られれば良く、直線的な温度履歴を取っても、途中温度で滞留するような温度履歴を取っても良く、特に規定しない。
焼戻し温度における保持時間は、生産性や析出物の粗大化に起因する耐遅れ破壊特性の劣化を防止すべく、６０ｓ以下とすることが望ましい。
焼戻し後の冷却速度については、冷却中における析出物の粗大化を防止すべく、焼戻し温度〜２００℃までの平均冷却速度を０．０５℃／ｓ以上とすることが望ましい。
以上の条件によって、上述の析出物による拡散性水素のトラップ量が増加するため、応力集中部に集積する拡散性水素量が減少し、従来の鋼材よりも耐遅れ破壊特性が向上する。
本発明においてはＡｒ３変態点以上から焼入れが可能なように鋼片を製造すれば良く、溶鋼から鋳片を製造する方法や、鋳片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法・電気炉法等で溶製された鋼や、連続鋳造・造塊法等で製造されたスラブが利用できる。
鋳片を圧延して鋼片を製造する際、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ３変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。
Ａｒ３変態点以上で圧延を終了すれば、その他の圧延条件に関して特に規定するものではない。Ａｒ３変態点以上の温度の圧延であれば、再結晶域で圧延を行っても未再結晶域で圧延を行って良い。
本発明は、Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相組織の状態から焼入れを開始すれば、
熱間圧延後に直接焼入れを行っても、熱間圧延材を再加熱後に焼入れを行っても良い。
熱間圧延後に直接焼入れを行っても、熱間圧延材を再加熱後に焼入れを行っても良い。
焼戻し時の加熱方式は、所要の昇温速度が達成されれば、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、雰囲気加熱等のいずれの方式でも良い。
本発明の有効性を実施例によって説明する。表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｕ（但し鋼Ａ，Ｂ，Ｃは参考例とする）を溶製してスラブに鋳造し、加熱炉で加熱後、圧延を行い鋼板とした。圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、ソレノイド型誘導加熱装置を用いて焼戻し処理を行った。
また、板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって管理した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板を往復させて加熱することによって、±５℃の範囲内で
保持を行った。
保持を行った。
また、加熱後の冷却は空冷とした。焼戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部における温度は、放射温度計による表面の逐次における温度測定結果から、伝熱計算によって求めた。
表２に鋼板製造条件、析出物の平均粒子径、析出物の密度、残留オーステナイトの体積分率を、表３に得られた鋼板の降伏強度、引張強度、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、限界拡散性水素量を示す。
析出物の大きさおよび密度は、透過型電子顕微鏡を用いて、抽出レプリカにより抽出した析出物を写真撮影し、５００ｎｍ四方の視野中で観察される析出物を対象として、任意の５視野の平均を求めた。なお、粒子径は、画像解析による円相当径にて評価した。
残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折によりオーステナイト格子定数のピークを定量化することによって測定した。
また、降伏強度および引張強度は、全厚引張試験片により測定し、靭性は、板厚中心部より採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験によって得られるｖＴｒｓで評価した。
更に、限界拡散性水素量は、引張強さの９０％の定荷重負荷下において１００ｈ以内に遅れ破壊を生じない上限の拡散性水素量と定義し、試験片は環状ノッチ付き丸棒引張試験片を用い、拡散性水素量はガスクロマトグラフ法により測定した。
限界拡散性水素量の目標は、引張強度１２００ＭＰ以上の鋼種に関しては、０．２ｍａｓｓ ｐｐｍ以上とし、引張強度１２００ＭＰ未満の鋼種に関しては、０．３ｍａｓｓ ｐｐｍ以上とした。
表３から明らかなように、鋼板Ｎｏ．１〜３９のうち、化学成分、製造方法、析出物の析出形態および残留オーステナイトの体積分率が本発明範囲内となる本発明例の鋼板Ｎｏ．１〜１６（但し、鋼板Ｎｏ．１、２、３は参考例）、Ｎｏ．３３〜３９は、比較例の鋼板Ｎｏ．１７〜３２に対し、良好な限界拡散性水素量を得ることができた。特に、ＡＣＲが本発明範囲の鋼板Ｎｏ．３３〜３９は、より良好な限界拡散性水素量を得ることができた。
これに対して、比較鋼板Ｎｏ．１７〜３２（比較例）は、限界拡散性水素量が上記目標範囲を外れている。以下、これらの比較例を個別に説明する。
成分が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．１７〜２０は、析出物の密度及び残留オーステナイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。
直接焼入れ開始温度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２１は、析出物の密度及び残留オーステナイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。
直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２２は、析出物の密度及び残留オーステナイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。
焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２３〜３２は、析出物の平均粒子径、析出物の密度、残留オーステナイトの体積分率の内、いずれか二つの数値が本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、かつＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
- 更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
- 更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、０．０００４％≦Ｓ≦０．００２５％、０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％、０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％およびＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、かつ下記式で求められるＡＣＲが０．２≦ＡＣＲ＜１．０を満足し残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％） - 更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
- 更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項４または５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
- 請求項１乃至６の何れか一つに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延により鋼板とした後、Ａｒ３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れた後、焼戻し開始温度から４５０〜５５０℃の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として焼戻すことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006145407A JP5124988B2 (ja) | 2005-05-30 | 2006-05-25 | 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
| MX2007011944A MX2007011944A (es) | 2005-05-30 | 2006-05-29 | Material de acero con alta resitencia a la traccion que tiene excelente propiedad de resistencia a la fractura retrasada, y su metodo de fabricacion. |
| PCT/JP2006/311157 WO2006129827A1 (ja) | 2005-05-30 | 2006-05-29 | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法 |
| US11/795,362 US8728257B2 (en) | 2005-05-30 | 2006-05-29 | High tensile strength steel material having excellent delayed fracture resistance property, and method of manufacturing the same |
| CA2600747A CA2600747C (en) | 2005-05-30 | 2006-05-29 | High tensile strength steel material having excellent delayed fracture resistance property, and method of manufacturing the same |
| EP06747137.5A EP1889937B1 (en) | 2005-05-30 | 2006-05-29 | High tensile steel product excellent in delayed fracture resistance and method for production thereof |
| KR1020077017406A KR100918321B1 (ko) | 2005-05-30 | 2007-07-27 | 내지연파괴특성이 우수한 고장력 강재 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005157275 | 2005-05-30 | ||
| JP2005157275 | 2005-05-30 | ||
| JP2006145407A JP5124988B2 (ja) | 2005-05-30 | 2006-05-25 | 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2007009324A JP2007009324A (ja) | 2007-01-18 |
| JP5124988B2 true JP5124988B2 (ja) | 2013-01-23 |
Family
ID=37481748
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006145407A Active JP5124988B2 (ja) | 2005-05-30 | 2006-05-25 | 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US8728257B2 (ja) |
| EP (1) | EP1889937B1 (ja) |
| JP (1) | JP5124988B2 (ja) |
| KR (1) | KR100918321B1 (ja) |
| CA (1) | CA2600747C (ja) |
| MX (1) | MX2007011944A (ja) |
| WO (1) | WO2006129827A1 (ja) |
Families Citing this family (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100805621B1 (ko) * | 2005-08-31 | 2008-02-20 | 주식회사 엘지화학 | 열전도성이 우수한 백라이트 유니트용 반사판 |
| PL2240544T3 (pl) * | 2008-01-25 | 2017-06-30 | Akzo Nobel Coatings International B.V. | Proszkowe kompozycje powłokowe posiadające podkład zasadniczo nie zawierający cynku |
| JP5181775B2 (ja) * | 2008-03-31 | 2013-04-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法 |
| JP4538094B2 (ja) * | 2008-09-17 | 2010-09-08 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2010055609A1 (ja) | 2008-11-11 | 2010-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| KR101091306B1 (ko) * | 2008-12-26 | 2011-12-07 | 주식회사 포스코 | 원자로 격납 용기용 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| CA2755760C (en) * | 2009-03-25 | 2014-10-21 | Nippon Steel Corporation | Electric resistance welded steel pipe excellent in deformability and fatigue properties after quenching |
| JP5757944B2 (ja) | 2009-07-29 | 2015-08-05 | アクゾ ノーベル コーティングス インターナショナル ビー ヴィ | 実質的に亜鉛非含有のプライマーを有することが可能な粉末コーティング組成物 |
| JP5334769B2 (ja) | 2009-09-10 | 2013-11-06 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 高強度ボルト |
| JP5604849B2 (ja) * | 2009-10-22 | 2014-10-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 水素侵入抑制特性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| DE102010011368B4 (de) * | 2010-03-12 | 2014-03-20 | Benteler Automobiltechnik Gmbh | Verfahren zur Herstellung von pressgehärteten Formbauteilen |
| FI122313B (fi) | 2010-06-07 | 2011-11-30 | Rautaruukki Oyj | Menetelmä kuumavalssatun terästuotteen valmistamiseksi sekä kuumavalssattu teräs |
| CN102247985B (zh) * | 2011-07-01 | 2013-06-26 | 河北省首钢迁安钢铁有限责任公司 | 一种极限规格搅拌罐用钢热轧生产方法 |
| JP6051735B2 (ja) * | 2011-09-30 | 2016-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
| JP5894463B2 (ja) * | 2012-02-27 | 2016-03-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属の形成方法 |
| CN103060715B (zh) * | 2013-01-22 | 2015-08-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法 |
| JP5928405B2 (ja) * | 2013-05-09 | 2016-06-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法 |
| ES2744909T3 (es) | 2013-06-07 | 2020-02-26 | Nippon Steel Corp | Material de acero tratado térmicamente y método de fabricación del mismo |
| RU2710817C1 (ru) | 2017-01-25 | 2020-01-14 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Стальная сварная труба, полученная контактной сваркой, для гибкой непрерывной трубы и способ ее изготовления |
| WO2018139095A1 (ja) | 2017-01-25 | 2018-08-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | コイルドチュービング用熱延鋼板 |
| JPWO2023281808A1 (ja) * | 2021-07-08 | 2023-01-12 | ||
| CN115198190B (zh) * | 2022-07-22 | 2023-07-14 | 上海大学 | 一种超高强度合金钢和一种17.8级螺纹紧固件及其制备方法 |
Family Cites Families (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03243745A (ja) | 1990-02-20 | 1991-10-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼 |
| US5454883A (en) * | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
| JPH09279303A (ja) * | 1996-04-10 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
| BR0107389B1 (pt) * | 2000-10-31 | 2011-02-22 | folha de aço laminada a quente de alta resistência, método de fabricação da mesma e folha de aço galvanizado. | |
| JP3762644B2 (ja) | 2001-01-19 | 2006-04-05 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP4261089B2 (ja) | 2001-08-31 | 2009-04-30 | 高周波熱錬株式会社 | 高強度・高耐疲労コイルばねの製造方法 |
| US20050106411A1 (en) * | 2002-02-07 | 2005-05-19 | Jfe Steel Corporation | High strength steel plate and method for production thereof |
| JP2003239041A (ja) | 2002-02-14 | 2003-08-27 | Nippon Steel Corp | 高強度ボルト及びその製造方法 |
| JP4174221B2 (ja) | 2002-02-26 | 2008-10-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼およびその製造方法 |
| JP3754658B2 (ja) | 2002-04-26 | 2006-03-15 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
| WO2004022807A1 (ja) | 2002-09-04 | 2004-03-18 | Jfe Steel Corporation | 大入熱溶接用鋼材およびその製造方法 |
| JP3823906B2 (ja) * | 2002-09-26 | 2006-09-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐水素割れ特性および靭性に優れる高強度ラインパイプ用電縫鋼管の製造方法 |
| JPWO2004074529A1 (ja) * | 2003-02-20 | 2006-06-01 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼材 |
| JP4167587B2 (ja) | 2003-02-28 | 2008-10-15 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| KR101165166B1 (ko) * | 2003-09-30 | 2012-07-11 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 열연 강판 및 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 |
| JP4486334B2 (ja) * | 2003-09-30 | 2010-06-23 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP5072058B2 (ja) * | 2005-01-28 | 2012-11-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト |
-
2006
- 2006-05-25 JP JP2006145407A patent/JP5124988B2/ja active Active
- 2006-05-29 MX MX2007011944A patent/MX2007011944A/es active IP Right Grant
- 2006-05-29 CA CA2600747A patent/CA2600747C/en active Active
- 2006-05-29 US US11/795,362 patent/US8728257B2/en active Active
- 2006-05-29 EP EP06747137.5A patent/EP1889937B1/en active Active
- 2006-05-29 WO PCT/JP2006/311157 patent/WO2006129827A1/ja active Application Filing
-
2007
- 2007-07-27 KR KR1020077017406A patent/KR100918321B1/ko active IP Right Grant
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA2600747A1 (en) | 2006-12-07 |
| JP2007009324A (ja) | 2007-01-18 |
| KR20070095373A (ko) | 2007-09-28 |
| EP1889937A1 (en) | 2008-02-20 |
| MX2007011944A (es) | 2007-12-12 |
| US8728257B2 (en) | 2014-05-20 |
| EP1889937B1 (en) | 2014-09-03 |
| EP1889937A4 (en) | 2009-03-04 |
| KR100918321B1 (ko) | 2009-09-22 |
| US20080110535A1 (en) | 2008-05-15 |
| WO2006129827A1 (ja) | 2006-12-07 |
| CA2600747C (en) | 2012-07-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5124988B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP6064955B2 (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法 | |
| 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 | |
| JP3545770B2 (ja) | 高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP5028760B2 (ja) | 高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板 | |
| KR101846759B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5433964B2 (ja) | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼板の製造方法 | |
| JP5439973B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5303856B2 (ja) | 低温靭性に優れ、かつ強度異方性が小さい高張力鋼材の製造方法 | |
| JP5657026B2 (ja) | 溶接後熱処理抵抗性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| WO2006004228A1 (ja) | 高張力鋼板の製造方法 | |
| JP5181775B2 (ja) | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法 | |
| JP4696570B2 (ja) | 耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP5659758B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP5277672B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法 | |
| JP4311740B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| WO2019181130A1 (ja) | 耐摩耗鋼及びその製造方法 | |
| JP2007009325A (ja) | 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP2011047032A (ja) | 落重特性および母材靭性に優れた高強度厚鋼板 | |
| JP2015183279A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れる船舶用、海洋構造物用および水圧鉄管用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5509654B2 (ja) | 耐ｐｗｈｔ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 | |
| JPH11229075A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP2004292844A (ja) | 低温靭性に優れた高靭性鋼板 | |
| JP4516924B2 (ja) | 熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板及びその製造方法 | |
| JP4344919B2 (ja) | 予熱なしでの溶接性に優れた高強度鋼板とその製造方法及び溶接鋼構造物 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20090421 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100324 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20120321 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20120327 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120703 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120831 |
|
| 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: 20121002 |
|
| 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: 20121015 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 5124988 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151109 Year of fee payment: 3 |
|
| 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 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |