JP5509685B2 - 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5509685B2 JP5509685B2 JP2009136781A JP2009136781A JP5509685B2 JP 5509685 B2 JP5509685 B2 JP 5509685B2 JP 2009136781 A JP2009136781 A JP 2009136781A JP 2009136781 A JP2009136781 A JP 2009136781A JP 5509685 B2 JP5509685 B2 JP 5509685B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- steel plate
- mass
- less
- thick steel
- 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 168
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 168
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 10
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 49
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 38
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 38
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 34
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 33
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 32
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 30
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 27
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 23
- 230000000694 effects Effects 0.000 claims description 22
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 19
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 16
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 15
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 14
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- -1 microstructure Substances 0.000 claims description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 22
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 17
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 14
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 12
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 8
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 7
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 7
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 7
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 6
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 6
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 6
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 4
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 4
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- XTQHKBHJIVJGKJ-UHFFFAOYSA-N sulfur monoxide Chemical compound S=O XTQHKBHJIVJGKJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 238000005304 joining Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000005211 surface analysis Methods 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、土木，建築，橋梁等の分野で構築される溶接構造物に好適な低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に関し、特に入熱400ｋＪ／cmを超える大入熱溶接（以下、超大入熱溶接という）による熱影響部の靭性に優れ、降伏強さ630MPa以上，引張強さ780MPa以上，降伏比85％以下の低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、溶接構造物の大型化が進められ、それに伴って鋼板の高強度化や厚肉化の要求が高まっている。また、溶接構造物を構築する工事における施工能率の向上および施工コストの低減という観点から、溶接効率の向上が求められており、大入熱溶接が広く採用されている。特に、高層建築に用いられるボックス柱の接合では、溶接入熱が400kJ／cmを超えるような超大入熱溶接（たとえばサブマージアーク溶接，エレクトロスラグ溶接等）が行なわれている。
一方で、土木，建築，橋梁等の分野の溶接構造物には耐震性が求められ、溶接構造物の塑性変形性を確保して倒壊を防止するために低降伏比（たとえば降伏比80％以下）の鋼板が使用されている。さらに、溶接構造物の耐震性を一層向上するために、鋼板の溶接継手にも高い靭性が要求されるようになって来た。たとえば高層建築では、ボックス柱同士の溶接継手やボックス柱と梁との溶接継手にも、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが70Ｊ以上といった高い靭性が要求されている。
超大入熱溶接を行なった場合に、靭性が著しく低下するのは溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという）であり、そのＨＡＺの中でも溶融線近傍のボンド部と呼ばれる領域にて最も低下する。ボンド部では、超大入熱溶接の際に融点に近い高温に曝されることによってオーステナイト粒が粗大化し、引き続き冷却されて上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がオーステナイト粒内に生成する。その結果、ＨＡＺの靭性が低下する。
特に引張強さが780MPaを超える高強度鋼では、合金元素を多量に添加するので、鋼板の降伏比が上昇し、超大入熱溶接のＨＡＺの靭性が低下する傾向が認められる。そのため、ＨＡＺの靭性に優れ、かつ降伏比の低い高強度厚鋼板を製造する技術が種々検討されている。
たとえば特許文献１には、希土類元素（以下、REMという）の酸硫化物（すなわちオキシサルファイド）とTiＮとを複合して鋼板中に分散させることによってオーステナイト粒の粗大化を抑制し、大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を改善する技術が開示されている。しかしながら超大入熱溶接においては、TiＮが融点に近い高温に長時間曝されて固溶するので、オーステナイト粒の成長を抑制する効果が得られないという問題がある。また、鋼板の強度を高めるためにREMやTi等の合金元素を多量に添加すると、鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がオーステナイト粒内に生成し易くなるという問題がある。
たとえば特許文献１には、希土類元素（以下、REMという）の酸硫化物（すなわちオキシサルファイド）とTiＮとを複合して鋼板中に分散させることによってオーステナイト粒の粗大化を抑制し、大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を改善する技術が開示されている。しかしながら超大入熱溶接においては、TiＮが融点に近い高温に長時間曝されて固溶するので、オーステナイト粒の成長を抑制する効果が得られないという問題がある。また、鋼板の強度を高めるためにREMやTi等の合金元素を多量に添加すると、鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がオーステナイト粒内に生成し易くなるという問題がある。
特許文献２には、Ti酸化物を鋼板中に分散させてフェライトの生成核として活用することによって、ＨＡＺの靭性を改善する技術が開示されている。しかしながら、引張強さ780MPa以上の高強度鋼では合金元素を多量に添加する必要があり、鋼板の焼入れ性が増加して、上部ベイナイトやマルテンサイトが生成し易くなり、フェライトの生成が困難になる。
特許文献３には、引張強さ780MPa以上の高強度鋼の大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を向上する技術として、Ｃ，Siを低減し、Cuの析出強化を利用して炭素当量を低減した鋼板に２相域温度から急冷する焼入れ処理（以下、２相域焼入れ処理という）を施すことによって、大入熱溶接における溶接性とＨＡＺ靭性に優れた低降伏比HT780鋼板を製造する技術が開示されている。しかしながら、この技術では析出強化元素であるCuを１質量％以上添加するので、エレクトロスラグ溶接等の超大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性向上には限界があり、０℃のシャルピー衝撃値は高々40Ｊ程度である。
特許文献４には、Ｃを0.010〜0.060質量％まで低減することによってマルテンサイトの減少と微細化を図り、さらにＫＰ＝［％Mn］＋1.5［％Cr］＋２［％Mo］≧3.20を満たすMn，Cr，Moを添加することによって冷却速度が遅い場合にも低温ベイナイトを生成させることによって、大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を向上する技術が開示されている。この技術では、HT780鋼板の降伏比を85％以下にすることは困難であるが、エレクトロスラグ溶接のＨＡＺにて−10℃で47Ｊ以上のシャルピー衝撃値が得られている。そこで特許文献５には、特許文献４と類似の組成を有する鋼板の残留オーステナイトを1.0％とすることによって、大入熱溶接におけるＨＡＺの優れた靭性と82％以下の低降伏比を両立させる技術が開示されている。しかしながらＫＰ≧3.20を達成するために、従来のHT780に比べて多量のMn，Cr，Moを添加しなければならない。Mnを多量に添加すると鋳片の中央偏析部の硬化に起因する割れを誘発し、CrとMoを多量に添加すると再加熱割れ感受性を高める等の問題がある。また、残留オーステナイトは再加熱や冷間加工に対して不安定であり、鋼板の加工方法によっては容易に降伏比が上昇するという問題もある。
本発明は、土木，建築，橋梁等の分野で使用される低降伏比高張力厚鋼板（板厚100mm以下）の製造方法を提供することを目的とする。詳しくは、780MPa以上の引張強さと85％以下の降伏比を有するとともに、溶接性や耐再加熱割れ性も従来の低降伏比HT780鋼板と同等以上であり、かつ超大入熱溶接によって高靭性のＨＡＺが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
ここで、超大入熱溶接とは400ｋＪ／cmを超える入熱量で行なう溶接を指し、溶接熱影響部（すなわちＨＡＺ）の優れた靭性とは、400ｋＪ／cmを超える超大入熱溶接で得られるボンド部のシャルピー吸収エネルギー（０℃）が47Ｊ以上であることを指す。
発明者らは、厚鋼板の強度の向上と溶接性の改善を両立させるために、Ｃeqを0.28以下とする成分を選択し、その成分で超大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を向上する研究を行なった。
その結果、厚鋼板の降伏比を低減するためには、２相域焼入れ処理が有効であることが判明した。つまり、２相域に保持する間にフェライトとオーステナイトの境界にMn，Cu，Ni等の元素が分布することを利用して、厚鋼板に各合金元素の含有量に濃淡を付与することができる。この合金元素の濃淡分布は、ＨＡＺが受けるような短時間の加熱では消失しないので、濃度が低い領域では焼入性が低下し、変態点は上昇する。そのため、旧オーステナイト粒内に存在する合金元素の低濃度領域におけるベイナイトの核生成が促進されて、粒内ベイナイトが生成される。この粒内ベイナイトは、超大入熱溶接におけるＨＡＺを構成する粗大な上部ベイナイト組織を分割し、靭性を高める。
その結果、厚鋼板の降伏比を低減するためには、２相域焼入れ処理が有効であることが判明した。つまり、２相域に保持する間にフェライトとオーステナイトの境界にMn，Cu，Ni等の元素が分布することを利用して、厚鋼板に各合金元素の含有量に濃淡を付与することができる。この合金元素の濃淡分布は、ＨＡＺが受けるような短時間の加熱では消失しないので、濃度が低い領域では焼入性が低下し、変態点は上昇する。そのため、旧オーステナイト粒内に存在する合金元素の低濃度領域におけるベイナイトの核生成が促進されて、粒内ベイナイトが生成される。この粒内ベイナイトは、超大入熱溶接におけるＨＡＺを構成する粗大な上部ベイナイト組織を分割し、靭性を高める。
本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものである。
すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：0.075〜0.13％，Si：0.05〜0.45％，Mn：0.8〜1.4％，Ｐ：0.020％以下，Ｓ：0.003％以下，Al：0.010〜0.060％，Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ti：0.005〜0.030％，Ｎ：0.005％以下を含有し、さらにCr：0.05〜1.0％，Mo：0.05〜0.50％，Nb：0.005〜0.050％およびＶ：0.010〜0.060％の中から選ばれる１種以上を含有し、さらにCu：0.10〜1.0％およびNi：0.50〜2.0％のうちの１種以上を（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値が0.20〜0.38％となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるＣeqが0.46〜0.60を満足し、(2)式で定義されるＰcmが0.28以下を満足し、(3)式で定義されるＰSRが0.30以下を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が、Mn、Cu、Niの含有量が鋼材平均よりも高い濃化領域と低い淡化領域を含み、（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値が鋼材平均の85％以下である淡化領域の分率が15％以上である超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた降伏強さ630MPa以上、引張強さ780MPa以上、降伏比85％以下の低降伏比高張力厚鋼板である。
すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：0.075〜0.13％，Si：0.05〜0.45％，Mn：0.8〜1.4％，Ｐ：0.020％以下，Ｓ：0.003％以下，Al：0.010〜0.060％，Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ti：0.005〜0.030％，Ｎ：0.005％以下を含有し、さらにCr：0.05〜1.0％，Mo：0.05〜0.50％，Nb：0.005〜0.050％およびＶ：0.010〜0.060％の中から選ばれる１種以上を含有し、さらにCu：0.10〜1.0％およびNi：0.50〜2.0％のうちの１種以上を（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値が0.20〜0.38％となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるＣeqが0.46〜0.60を満足し、(2)式で定義されるＰcmが0.28以下を満足し、(3)式で定義されるＰSRが0.30以下を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が、Mn、Cu、Niの含有量が鋼材平均よりも高い濃化領域と低い淡化領域を含み、（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値が鋼材平均の85％以下である淡化領域の分率が15％以上である超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた降伏強さ630MPa以上、引張強さ780MPa以上、降伏比85％以下の低降伏比高張力厚鋼板である。
Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Mn］／６）＋｛（［％Ni］＋［％Cu］）／15｝
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝ ・・・(1)
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］） ・・・(2)
ＰSR＝［％Cr］＋［％Cu］＋２［％Mo］＋10［％Ｖ］＋７［％Nb］
＋５［％Ti］−２ ・・・(3)
［％Ｃ］：Ｃ含有量（質量％）
［％Mn］：Mn含有量（質量％）
［％Ni］：Ni含有量（質量％）
［％Cu］：Cu含有量（質量％）
［％Cr］：Cr含有量（質量％）
［％Mo］：Mo含有量（質量％）
［％Ｖ］：Ｖ含有量（質量％）
［％Si］：Si含有量（質量％）
［％Ｂ］：Ｂ含有量（質量％）
［％Nb］：Nb含有量（質量％）
［％Ti］：Ti含有量（質量％）
本発明の低降伏比高張力厚鋼板においては、鋼素材が、前記した組成に加えて、質量％でCa：0.0010〜0.0030％，REM：0.0010〜0.020％およびMg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上を含有することが好ましい。
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝ ・・・(1)
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］） ・・・(2)
ＰSR＝［％Cr］＋［％Cu］＋２［％Mo］＋10［％Ｖ］＋７［％Nb］
＋５［％Ti］−２ ・・・(3)
［％Ｃ］：Ｃ含有量（質量％）
［％Mn］：Mn含有量（質量％）
［％Ni］：Ni含有量（質量％）
［％Cu］：Cu含有量（質量％）
［％Cr］：Cr含有量（質量％）
［％Mo］：Mo含有量（質量％）
［％Ｖ］：Ｖ含有量（質量％）
［％Si］：Si含有量（質量％）
［％Ｂ］：Ｂ含有量（質量％）
［％Nb］：Nb含有量（質量％）
［％Ti］：Ti含有量（質量％）
本発明の低降伏比高張力厚鋼板においては、鋼素材が、前記した組成に加えて、質量％でCa：0.0010〜0.0030％，REM：0.0010〜0.020％およびMg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上を含有することが好ましい。
また本発明は、前記した組成を有する鋼素材を熱間圧延によって厚鋼板とし、次いで厚鋼板を900〜1000℃の温度に再加熱して10分以上保持した後、800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却して焼入れを行なう再加熱焼入れ処理を施し、さらに（Ａc1＋50℃）〜（Ａc1＋100℃）の２相域温度に加熱して30分以上保持した後、Ａc1〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却して焼入れを行なう２相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施す超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法である。
本発明によれば、土木，建築，橋梁等の分野で好適な、板厚100mm以下の範囲で780MPa以上の引張強さと85％以下の降伏比を有するとともに、溶接性や耐再加熱割れ性も従来の低降伏比HT780鋼板と同等以上であり、かつ超大入熱溶接によって高靭性のＨＡＺが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた降伏強さ630MPa以上、引張強さ780MPa以上、降伏比85％以下の低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
まず、本発明を適用して厚鋼板を製造するために熱間圧延を行なう鋼素材の成分を限定する理由を説明する。各元素の含有量の単位は、いずれも質量％である。
Ｃ：0.075〜0.13％
Ｃは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が0.075％未満では、降伏比を低下する上で不可欠な硬質第２相を増加できず、780MPa以上の引張強さが得られないばかりでなく、降伏比の低減を達成できない。一方、0.13％を超えると、超大入熱溶接のＨＡＺに島状マルテンサイトが生成して、ＨＡＺの靭性が低下するばかりでなく、溶接性の低下を招く。したがって、Ｃは0.075〜0.13％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.080〜0.12％である。
Ｃ：0.075〜0.13％
Ｃは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が0.075％未満では、降伏比を低下する上で不可欠な硬質第２相を増加できず、780MPa以上の引張強さが得られないばかりでなく、降伏比の低減を達成できない。一方、0.13％を超えると、超大入熱溶接のＨＡＺに島状マルテンサイトが生成して、ＨＡＺの靭性が低下するばかりでなく、溶接性の低下を招く。したがって、Ｃは0.075〜0.13％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.080〜0.12％である。
Si：0.05〜0.45％
Siは、超大入熱溶接の溶融メタル中で脱酸剤として作用する。Si含有量が0.05％未満では、脱酸剤としての効果が得られない。一方、0.45％を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Siは0.05〜0.45％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.05〜0.35％である。
Siは、超大入熱溶接の溶融メタル中で脱酸剤として作用する。Si含有量が0.05％未満では、脱酸剤としての効果が得られない。一方、0.45％を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Siは0.05〜0.45％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.05〜0.35％である。
Mn：0.8〜1.4％
Mnは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。Mn含有量が0.8％未満では、780MPa以上の引張強さが得られない。一方、1.4％を超えると、後述するＣeq値（すなわち0.46〜0.60）の範囲内では、厚鋼板のみならずＨＡＺの靭性が著しく劣化する、あるいは鋳片の中央偏析部におけるMnの濃化によってＨＡＺが硬化して割れが生じる等の問題が生じる。したがって、Mnは0.8〜1.4％の範囲内を満足する必要がある。
Mnは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。Mn含有量が0.8％未満では、780MPa以上の引張強さが得られない。一方、1.4％を超えると、後述するＣeq値（すなわち0.46〜0.60）の範囲内では、厚鋼板のみならずＨＡＺの靭性が著しく劣化する、あるいは鋳片の中央偏析部におけるMnの濃化によってＨＡＺが硬化して割れが生じる等の問題が生じる。したがって、Mnは0.8〜1.4％の範囲内を満足する必要がある。
Ｐ：0.020％以下
Ｐは、厚鋼板の強度を増加させる一方で靭性を劣化させる元素である。そのため、超大入熱溶接によるＨＡＺの靭性の劣化を防止する観点から、Ｐを可能な限り低減する必要がある。Ｐ含有量が0.020％を超えると、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｐは0.020％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限値は特に限定しないが、Ｐを過剰に低減すれば、溶鋼を溶製する段階で精錬コストの上昇を招く。したがって、Ｐは0.005〜0.020％が好ましい。より好ましくは0.005〜0.015％である。
Ｐは、厚鋼板の強度を増加させる一方で靭性を劣化させる元素である。そのため、超大入熱溶接によるＨＡＺの靭性の劣化を防止する観点から、Ｐを可能な限り低減する必要がある。Ｐ含有量が0.020％を超えると、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｐは0.020％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限値は特に限定しないが、Ｐを過剰に低減すれば、溶鋼を溶製する段階で精錬コストの上昇を招く。したがって、Ｐは0.005〜0.020％が好ましい。より好ましくは0.005〜0.015％である。
Ｓ：0.003％以下
Ｓは、溶鋼の凝固段階でCaと結合してCaＳ粒子を晶出する。CaＳ粒子は熱間圧延後の冷却時にフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらに、その厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際には、CaＳ粒子上にMnＳが析出してフェライト生成核として作用し、溶接金属の靭性を向上させる。ところがＳ含有量が0.003％を超えると、溶鋼の連続鋳造にて鋳片の中央偏析部に多量のMnＳが偏析して、鋳片内部に欠陥が生じるばかりでなく、その鋳片から製造した厚鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｓは0.003％以下とする。
Ｓは、溶鋼の凝固段階でCaと結合してCaＳ粒子を晶出する。CaＳ粒子は熱間圧延後の冷却時にフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらに、その厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際には、CaＳ粒子上にMnＳが析出してフェライト生成核として作用し、溶接金属の靭性を向上させる。ところがＳ含有量が0.003％を超えると、溶鋼の連続鋳造にて鋳片の中央偏析部に多量のMnＳが偏析して、鋳片内部に欠陥が生じるばかりでなく、その鋳片から製造した厚鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｓは0.003％以下とする。
Al：0.010〜0.060％
Alは、溶鋼を溶製する段階で脱酸剤として使用される。また、溶鋼中のＮをAlＮとして固定し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を維持したり、AlＮのピンニング効果によってオーステナイト粒を細粒化する効果も有する。Al含有量が0.010％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.060％を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際に溶接金属に混入して、溶接金属の靭性を劣化させる。したがって、Alは0.010〜0.060％の範囲内を満足する必要がある。
Alは、溶鋼を溶製する段階で脱酸剤として使用される。また、溶鋼中のＮをAlＮとして固定し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を維持したり、AlＮのピンニング効果によってオーステナイト粒を細粒化する効果も有する。Al含有量が0.010％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.060％を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際に溶接金属に混入して、溶接金属の靭性を劣化させる。したがって、Alは0.010〜0.060％の範囲内を満足する必要がある。
Ｂ：0.0005〜0.0030％
Ｂは、微量の添加で厚鋼板の焼入れ性を向上することによって、厚鋼板の強度を増加させる元素である。また、Ｂは溶鋼を溶製する段階でＮと結合してＢＮを生成し、熱間圧延後の冷却時にそのＢＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにＢは、TiＮが固溶するような超大入熱溶接によるＨＡＺにＢＮを生成させる。このＢＮはフェライト生成核として作用するばかりでなく、固溶Ｎを低減する効果も有するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。Ｂ含有量が0.0005％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0030％を超えると、厚鋼板のみならずＨＡＺの靭性が劣化するばかりでなく、厚鋼板の降伏強度が著しく上昇するので降伏比の制御が困難になる。したがって、Ｂは0.0005〜0.0030％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.0007〜0.0020％である。
Ｂは、微量の添加で厚鋼板の焼入れ性を向上することによって、厚鋼板の強度を増加させる元素である。また、Ｂは溶鋼を溶製する段階でＮと結合してＢＮを生成し、熱間圧延後の冷却時にそのＢＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにＢは、TiＮが固溶するような超大入熱溶接によるＨＡＺにＢＮを生成させる。このＢＮはフェライト生成核として作用するばかりでなく、固溶Ｎを低減する効果も有するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。Ｂ含有量が0.0005％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0030％を超えると、厚鋼板のみならずＨＡＺの靭性が劣化するばかりでなく、厚鋼板の降伏強度が著しく上昇するので降伏比の制御が困難になる。したがって、Ｂは0.0005〜0.0030％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.0007〜0.0020％である。
Ti：0.005〜0.030％
Tiは、Ｎとの親和力が強く、溶鋼の連続鋳造にてTiＮとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiＮは、超大入熱溶接のＨＡＺにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。Ti含有量が0.005％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.030％を超えると、TiＮ粒子が粗大化するので、これらの効果が得られない。したがって、Tiは0.005〜0.030％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.008〜0.018％である。
Tiは、Ｎとの親和力が強く、溶鋼の連続鋳造にてTiＮとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiＮは、超大入熱溶接のＨＡＺにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。Ti含有量が0.005％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.030％を超えると、TiＮ粒子が粗大化するので、これらの効果が得られない。したがって、Tiは0.005〜0.030％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.008〜0.018％である。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、溶鋼の連続鋳造にてTiＮとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiＮは、超大入熱溶接のＨＡＺにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。ところがＮ含有量が0.005％を超えると、超大入熱溶接によってＨＡＺのTiＮが溶解し、その結果、固溶Ｎ量が増加してＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｎは0.005％以下とする。
Ｎは、溶鋼の連続鋳造にてTiＮとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiＮは、超大入熱溶接のＨＡＺにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。ところがＮ含有量が0.005％を超えると、超大入熱溶接によってＨＡＺのTiＮが溶解し、その結果、固溶Ｎ量が増加してＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｎは0.005％以下とする。
Cr：0.05〜1.0％，Mo：0.05〜0.50％，Nb：0.005〜0.050％，Ｖ：0.010〜0.060％の中から選ばれる１種以上
CrとMoは焼入性の向上によって厚鋼板の強度を増加させ、MnとＶは析出強化によって厚鋼板の強度を増加させる元素である。780MPa以上の引張強さを確保するためには、これらの元素の１種以上を含有する必要がある。ただし含有量が低すぎる場合は、これらの効果は得られない。一方、過剰に添加すると厚鋼板の靭性とＨＡＺの靭性が低下する。したがって、Cr：0.05〜1.0％，Mo：0.05〜0.50％，Nb：0.005〜0.050％，Ｖ：0.010〜0.060％の範囲内とする。
CrとMoは焼入性の向上によって厚鋼板の強度を増加させ、MnとＶは析出強化によって厚鋼板の強度を増加させる元素である。780MPa以上の引張強さを確保するためには、これらの元素の１種以上を含有する必要がある。ただし含有量が低すぎる場合は、これらの効果は得られない。一方、過剰に添加すると厚鋼板の靭性とＨＡＺの靭性が低下する。したがって、Cr：0.05〜1.0％，Mo：0.05〜0.50％，Nb：0.005〜0.050％，Ｖ：0.010〜0.060％の範囲内とする。
Cu：0.10〜1.0％，Ni：0.50〜2.0％のうちの１種以上
CuとNiは、焼入性を高めることによって厚鋼板の強度を増加させる元素である。Cu含有量が0.10％以下では、その強度上昇の効果が得られない。一方、Cu含有量が1.0％を超えると、溶接性が低下するばかりでなく、厚鋼板とＨＡＺの靭性が析出脆化によって低下する。したがって、Cuは0.10〜1.0％の範囲内とする。また、Ni含有量が0.50％未満では、強度上昇の効果が得られない。一方、Ni含有量が2.0％を超えると、溶接性が低下する。したがって、Niは0.50〜2.0％の範囲内とする。
CuとNiは、焼入性を高めることによって厚鋼板の強度を増加させる元素である。Cu含有量が0.10％以下では、その強度上昇の効果が得られない。一方、Cu含有量が1.0％を超えると、溶接性が低下するばかりでなく、厚鋼板とＨＡＺの靭性が析出脆化によって低下する。したがって、Cuは0.10〜1.0％の範囲内とする。また、Ni含有量が0.50％未満では、強度上昇の効果が得られない。一方、Ni含有量が2.0％を超えると、溶接性が低下する。したがって、Niは0.50〜2.0％の範囲内とする。
（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）：0.20〜0.38％
CuとNiは、Mnとともにオーステナイトを安定化する元素であり、ベイナイトまたはマルテンサイトの変態開始温度と終了温度を低下させる。［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15の値が0.20％未満では、その効果が得られない。一方、0.38％を超えると、残留オーステナイトが生じて、厚鋼板の機械的特性が不安定になる。したがって、［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15の値は0.20〜0.38％の範囲内とする。 ここで［％Mn］はMnの含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Ni］はNi含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
CuとNiは、Mnとともにオーステナイトを安定化する元素であり、ベイナイトまたはマルテンサイトの変態開始温度と終了温度を低下させる。［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15の値が0.20％未満では、その効果が得られない。一方、0.38％を超えると、残留オーステナイトが生じて、厚鋼板の機械的特性が不安定になる。したがって、［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15の値は0.20〜0.38％の範囲内とする。 ここで［％Mn］はMnの含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Ni］はNi含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
Ｃeq：0.46〜0.60
Ｃeqは下記の(1)式で定義される値である。Ｃeqが0.46未満では、再加熱焼入れ処理や２相域焼入れ処理における焼入れ性が不足するので、フェライトが生成する。その結果、板厚80mm以上の厚鋼板では所望の引張強さ（すなわち780MPa以上）が得られない。また再加熱焼入れ処理を行なっても厚鋼板にマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織が得られないので、２相域焼入れ処理で合金元素の濃淡を生じさせることが困難になる。一方、0.60を超えると、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｃeqは0.46〜0.60の範囲内を満足する必要がある。
Ｃeqは下記の(1)式で定義される値である。Ｃeqが0.46未満では、再加熱焼入れ処理や２相域焼入れ処理における焼入れ性が不足するので、フェライトが生成する。その結果、板厚80mm以上の厚鋼板では所望の引張強さ（すなわち780MPa以上）が得られない。また再加熱焼入れ処理を行なっても厚鋼板にマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織が得られないので、２相域焼入れ処理で合金元素の濃淡を生じさせることが困難になる。一方、0.60を超えると、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｃeqは0.46〜0.60の範囲内を満足する必要がある。
Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Mn］／６）＋｛（［％Ni］＋［％Cu］）／15｝
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝ ・・・(1)
ここで［％Ｃ］はＣ含有量，［％Mn］はMn含有量，［％Ni］はNi含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Cr］はCr含有量，［％Mo］はMo含有量，［％Ｖ］はＶ含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝ ・・・(1)
ここで［％Ｃ］はＣ含有量，［％Mn］はMn含有量，［％Ni］はNi含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Cr］はCr含有量，［％Mo］はMo含有量，［％Ｖ］はＶ含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
Ｐcm：0.28以下
Ｐcmは下記の(2)式で定義される値である。Ｐcmが0.28を超えると、低温割れ感受性が高くなり、溶接金属に割れが発生し易くなる。したがって、Ｐcmは0.28以下とする。
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］） ・・・(2)
ここで［％Ｃ］はＣ含有量，［％Si］はSi含有量，［％Mn］はMnの含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Ni］はNi含有量，［％Cr］はCr含有量，［％Mo］はMo含有量，［％Ｖ］はＶ含有量，［％Ｂ］はＢ含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
Ｐcmは下記の(2)式で定義される値である。Ｐcmが0.28を超えると、低温割れ感受性が高くなり、溶接金属に割れが発生し易くなる。したがって、Ｐcmは0.28以下とする。
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］） ・・・(2)
ここで［％Ｃ］はＣ含有量，［％Si］はSi含有量，［％Mn］はMnの含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Ni］はNi含有量，［％Cr］はCr含有量，［％Mo］はMo含有量，［％Ｖ］はＶ含有量，［％Ｂ］はＢ含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
ＰSR：0.30以下
ＰSRは下記の(3)式で定義される値である。ＰSRの増加に伴って再加熱割れ感受性が増加し、ＨＡＺの再加熱割れが発生し易くなる。再加熱割れを軽減するためにはＰSRを0.30以下とする必要がある。
ＰSR＝［％Cr］＋［％Cu］＋２［％Mo］＋10［％Ｖ］＋７［％Nb］
＋５［％Ti］−２ ・・・(3)
ここで［％Cr］はCr含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Mo］はMo含有量，［％Ｖ］はＶ含有量，［％Nb］はNb含有量，［％Ti］はTi含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
ＰSRは下記の(3)式で定義される値である。ＰSRの増加に伴って再加熱割れ感受性が増加し、ＨＡＺの再加熱割れが発生し易くなる。再加熱割れを軽減するためにはＰSRを0.30以下とする必要がある。
ＰSR＝［％Cr］＋［％Cu］＋２［％Mo］＋10［％Ｖ］＋７［％Nb］
＋５［％Ti］−２ ・・・(3)
ここで［％Cr］はCr含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Mo］はMo含有量，［％Ｖ］はＶ含有量，［％Nb］はNb含有量，［％Ti］はTi含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
本発明では、上記の成分に加えてCa：0.0010〜0.0030％，希土類元素（すなわちREM）：0.0010〜0.020％およびMg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上を含有しても良い。
Ca：0.0010〜0.0030％，REM：0.0010〜0.020％，Mg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上
Ca，REM，Mgは、いずれも厚鋼板およびＨＡＺの靭性を向上する作用を有しており、必用に応じて添加する。Ca，REM，Mgは0.0010％以上添加することが好ましいが、過剰に添加しても効果が飽和して添加量の増加に見合う効果が得られない。そのため、 Caは0.0010〜0.0030％，REMは0.0010〜0.020％，Mgは0.0010〜0.0050％の範囲内が好ましい。
Ca：0.0010〜0.0030％，REM：0.0010〜0.020％，Mg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上
Ca，REM，Mgは、いずれも厚鋼板およびＨＡＺの靭性を向上する作用を有しており、必用に応じて添加する。Ca，REM，Mgは0.0010％以上添加することが好ましいが、過剰に添加しても効果が飽和して添加量の増加に見合う効果が得られない。そのため、 Caは0.0010〜0.0030％，REMは0.0010〜0.020％，Mgは0.0010〜0.0050％の範囲内が好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
なお本発明では、ミクロレベルでMn，Cu，Niの濃化領域と淡化領域を形成し、淡化領域からの粒内フェライト核生成を促進することにより、ＨＡＺの靭性の向上を図る。フェライト核生成を促進するためには、ＥＰＭＡ等によって測定される局所的な（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値を、鋼材平均値の85％以下とする必要がある。また、このような淡化領域の分率が15％未満の場合は、十分な量の粒内フェライトを生成することができない。そこで、（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値が鋼材平均値の85％以下である淡化領域の分率を15％以上に限定した。
なお本発明では、ミクロレベルでMn，Cu，Niの濃化領域と淡化領域を形成し、淡化領域からの粒内フェライト核生成を促進することにより、ＨＡＺの靭性の向上を図る。フェライト核生成を促進するためには、ＥＰＭＡ等によって測定される局所的な（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値を、鋼材平均値の85％以下とする必要がある。また、このような淡化領域の分率が15％未満の場合は、十分な量の粒内フェライトを生成することができない。そこで、（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値が鋼材平均値の85％以下である淡化領域の分率を15％以上に限定した。
次に、厚鋼板の製造工程について説明する。
溶鋼を溶製し、さらに鋳造して、上記した成分を有する鋼素材を製造する工程で採用する技術は特に限定せず、従来から知られている技術を使用する。ただし厚鋼板を大量に製造することを考慮すると、溶鋼を転炉，電気炉，真空溶解炉等で溶製し、脱ガス処理を施してガス成分を調整した後、連続鋳造を行なって鋼素材（すなわちスラブ）を製造することが好ましい。
溶鋼を溶製し、さらに鋳造して、上記した成分を有する鋼素材を製造する工程で採用する技術は特に限定せず、従来から知られている技術を使用する。ただし厚鋼板を大量に製造することを考慮すると、溶鋼を転炉，電気炉，真空溶解炉等で溶製し、脱ガス処理を施してガス成分を調整した後、連続鋳造を行なって鋼素材（すなわちスラブ）を製造することが好ましい。
この鋼素材を加熱し、さらに熱間圧延を施して厚鋼板とする。熱間圧延は、熱間加工の後で焼入れ−焼戻し，焼入れ−２相域焼入れ−焼戻し等の従来から知られている低降伏比HT780鋼板の製造技術を使用する。ただし、低降伏比と高強度を両立させるために最も好適なプロセスは、厚鋼板を一端冷却した後で再加熱して行なう再加熱焼入れ−２相域焼入れ−焼戻しの３段熱処理である。
再加熱焼入れでは、次工程の２相域焼入れによって形成されるオーステナイトを安定化する元素の濃化領域および淡化領域を微細かつ均一に分布させるため、再加熱によって均一で細かいオーステナイト組織とした後で焼入れを行なう。その焼入温度（すなわち再加熱温度）が900℃未満では、焼入性が低下して粗大な上部ベイナイトまたはフェライトが生成して、オーステナイトを安定化する元素の濃化領域と淡化領域の分布が不均一となり、超大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性が低下する。一方、1000℃を超えると、オーステナイト粒が粗大になり、厚鋼板の靭性が低下する。したがって、焼入温度は900〜1000℃の範囲内とする。
また、焼入温度の保持時間が10分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなり、一部の領域で焼入性が著しく低下する。したがって、保持時間は10分以上とする。冷却速度が１℃／秒未満では、マルテンサイトや上部ベイナイトを主体とする焼入組織が得られない。したがって、冷却速度は１℃／秒以上とする。
２相域焼入れは、厚鋼板を加熱して２相組織とすることによって厚鋼板の降伏比を低下させるために行なう。また２相域温度に保持する間に合金元素が分散されて、超大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を向上する効果も得られる。保持温度が（Ａc1＋50℃）未満では、オーステナイトの分率が低すぎるので、厚鋼板の硬質相分率が不足し、780MPa以上の引張強さを確保し難くなる。一方、（Ａc1＋100℃）を超えると、オーステナイトの分率が高すぎるので、軟質相であるフェライト相が不足し、80％以下の降伏比を達成し難くなる。しかもオーステナイト中に濃化するＣが減少し、硬質相の硬さが低下するので、厚鋼板の強度が低下する。したがって、２相域焼入れに先立つ加熱の保持温度は（Ａc1＋50℃）〜（Ａc1＋100℃）の範囲内とする。
２相域焼入れは、厚鋼板を加熱して２相組織とすることによって厚鋼板の降伏比を低下させるために行なう。また２相域温度に保持する間に合金元素が分散されて、超大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を向上する効果も得られる。保持温度が（Ａc1＋50℃）未満では、オーステナイトの分率が低すぎるので、厚鋼板の硬質相分率が不足し、780MPa以上の引張強さを確保し難くなる。一方、（Ａc1＋100℃）を超えると、オーステナイトの分率が高すぎるので、軟質相であるフェライト相が不足し、80％以下の降伏比を達成し難くなる。しかもオーステナイト中に濃化するＣが減少し、硬質相の硬さが低下するので、厚鋼板の強度が低下する。したがって、２相域焼入れに先立つ加熱の保持温度は（Ａc1＋50℃）〜（Ａc1＋100℃）の範囲内とする。
また、２相域焼入れに先立つ加熱の保持時間が30分未満では、Cu，Ni，Mn等の合金元素が十分に分散されない。したがって、保持時間は30分以上とする。冷却速度が１℃／秒未満では、硬質相の硬さを確保できない。したがって、冷却速度は１℃／秒以上とする。
焼戻しは、２相域焼入れによって生成した脆い硬質相を焼戻すことによって、厚鋼板の靭性を向上させるために行なう。焼戻しに先立つ加熱温度（すなわち焼戻し温度）が400℃未満では、その効果が得られない。一方、600℃を超えると、厚鋼板の強度が低下して780MPa以上の引張強さを達成し難くなる。したがって、焼戻し温度は400〜600℃の範囲内とする。焼戻し温度の保持時間は特に限定しないが、０〜60分程度が好ましい。
焼戻しは、２相域焼入れによって生成した脆い硬質相を焼戻すことによって、厚鋼板の靭性を向上させるために行なう。焼戻しに先立つ加熱温度（すなわち焼戻し温度）が400℃未満では、その効果が得られない。一方、600℃を超えると、厚鋼板の強度が低下して780MPa以上の引張強さを達成し難くなる。したがって、焼戻し温度は400〜600℃の範囲内とする。焼戻し温度の保持時間は特に限定しないが、０〜60分程度が好ましい。
なお厚鋼板の板厚が100mmを超えると、本発明を適用しても、超大入熱溶接によるＨＡＺの靭性を板厚方向全域にわたって向上することは困難である。厚鋼板の板厚が100mm以下であればＨＡＺの靭性を板厚方向全域にわたって改善できるので、板厚の下限値は特に限定しない。ただし、超大入熱溶接によるＨＡＺの靭性改善が困難であると一般に言われていた板厚80mm以上の厚鋼板に本発明を適用すると、多大な効果が得られる。したがって、厚鋼板の板厚は100mm以下が好ましく、80〜100mmの範囲内が一層好ましい。
転炉を用いて溶製した溶鋼に取鍋精錬を施し、さらに連続鋳造によって鋼素材（すなわちスラブ）を製造した。鋼素材の板厚は310mmであり、その成分は表１に示す通りである。表１に示す発明例（すなわち鋼種Ａ〜Ｆ，Ｉ，Ｊ）は、成分が本発明の範囲を満足する例である。比較例のうち、鋼種ＫはＣ含有量が本発明の範囲を外れる例、鋼種ＬはＣ含有量とＰcm値が本発明の範囲を外れる例、鋼種Ｍ，ＮはＣeq値が本発明の範囲を外れる例、鋼種Ｏ，Ｐは［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15の値が本発明の範囲を外れる例である。
これら鋼素材に熱間圧延を行ない板厚60，80，100mmの厚鋼板とした後、表２に示す条件で再加熱焼入れ処理，２相域焼入れ処理，焼戻し処理を行なった。表２に示す厚鋼板記号Ａ，Ｄ〜Ｐは、それぞれ鋼種Ａ，Ｄ〜Ｐ（表１参照）の鋼素材から製造した厚鋼板であり、再加熱焼入れ処理，２相域焼入れ処理，焼戻し処理の条件はいずれも本発明の範囲を満足する。厚鋼板記号Ｂ−１，Ｂ−８は、鋼種Ｂ（表１参照）の鋼素材から製造した厚鋼板であり、再加熱焼入れ処理，２相域焼入れ処理，焼戻し処理の条件はいずれも本発明の範囲を満足する。厚鋼板記号Ｃ−１〜Ｃ−８は、鋼種Ｃ（表１参照）の鋼素材から製造した厚鋼板であり、再加熱焼入れ処理，２相域焼入れ処理，焼戻し処理の条件はいずれも本発明の範囲を満足する。
厚鋼板記号Ｃ−９〜Ｃ−17は、鋼種Ｃ（表１参照）の鋼素材から製造した厚鋼板であるが、再加熱焼入れ処理の加熱温度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号Ｃ−９，Ｃ−10は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、再加熱焼入れ処理の保持温度が本発明の範囲を外れる例である。厚鋼板記号Ｃ−11は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、再加熱焼入れ処理の保持時間が本発明の範囲を外れる例である。厚鋼板記号Ｃ−12は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、再加熱焼入れ処理と２相焼入れ処理の冷却速度が本発明の範囲を外れる例である。厚鋼板記号Ｃ−13，Ｃ−14は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、２相域焼入れ処理の保持温度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号Ｃ−15は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、２相域焼入れ処理の保持時間が本発明の範囲を外れる例である。厚鋼板記号Ｃ−16，Ｃ−17は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、焼戻し処理の保持温度が本発明の範囲を外れる例である。
これらの厚鋼板の板厚方向１／４の深さの位置からＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ規格Z2241の規定に準拠して引張試験を行ない、降伏強さ（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）を調査した。さらに、得られた降伏強さと引張強さから降伏比（ＹＲ）を算出した。その結果を表３に示す。
また、厚鋼板の板厚方向１／４の深さの位置からＪＩＳ規格Z2202の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、０℃における吸収エネルギー（VＥ0）を調査した。その結果を表３に示す。
また、厚鋼板の板厚方向１／４の深さの位置からＪＩＳ規格Z2202の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、０℃における吸収エネルギー（VＥ0）を調査した。その結果を表３に示す。
さらに、これらの厚鋼板の板厚方向１／４の深さの位置から淡化領域の分率測定用の試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（すなわちＬ断面）をＥＰＭＡにて面分析して、Mn，Cu，Niの濃度分布を測定した。濃度分布の測定面積は50μｍ×50μｍとし、４視野ずつ測定し、淡化領域（すなわち（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15の値が鋼材平均値の85％以下である領域）の分率を算出した。これらの4視野の平均値を淡化領域の分率とした。その結果を表３に示す。
次に、各厚鋼板から継手用試験板（400mm×600mm）を２枚ずつ採取し、図１に示すような開先を形成した。すなわち、継手用試験板１を直角に組み合わせ、かつ幅25mmの隙間３を設けて、その隙間３の両側に当て金２を配置して開先を形成した。
この開先にエレクトロスラグ溶接（以下、ＥＳＷという）を行なって、溶接継手を作製した。ＥＳＷの溶接入熱は1000ｋＪ／cmとし、溶接ワイヤはＪＩＳ規格3353YES62相当品，溶接フラックスはＪＩＳ規格3353FS-FG3相当品を使用した。
この開先にエレクトロスラグ溶接（以下、ＥＳＷという）を行なって、溶接継手を作製した。ＥＳＷの溶接入熱は1000ｋＪ／cmとし、溶接ワイヤはＪＩＳ規格3353YES62相当品，溶接フラックスはＪＩＳ規格3353FS-FG3相当品を使用した。
得られた溶接継手から、図２に示すように、切欠き位置をボンド部としてＶノッチ試験片５を採取し、ＪＩＳ規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、０℃における吸収エネルギー（VＥ0）を調査した。その結果を表３に示す。
表３から明らかなように、発明例の厚鋼板の機械的特性の調査結果は、降伏強さ（ＹＳ）が632〜698MPaであり、いずれも630MPa以上であった。また、引張強さ（ＴＳ）が782〜864MPaであり、いずれも780MPa以上であった。さらに、降伏比（ＹＲ）が79.1〜84.4％であり、いずれも85％以下であった。
発明例の厚鋼板とその溶接継手の靭性の調査結果は、厚鋼板の吸収エネルギー（VＥ0）が153〜288Ｊ，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギー（VＥ0）が48〜88Ｊであり、いずれも優れた靭性を有していた。
発明例の厚鋼板とその溶接継手の靭性の調査結果は、厚鋼板の吸収エネルギー（VＥ0）が153〜288Ｊ，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギー（VＥ0）が48〜88Ｊであり、いずれも優れた靭性を有していた。
一方、比較例では、厚鋼板記号Ｃ−９，Ｃ−13は淡化領域の分率，厚鋼板の降伏強さと引張強さ，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギーが不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−10は淡化領域の分率，厚鋼板の吸収エネルギー，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギーが不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−11，Ｃ−12，Ｃ−17は厚鋼板の降伏強さと引張強さが不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−14は淡化領域の分率，厚鋼板の降伏比，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギーが不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−15は淡化領域の分率，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギーが不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−16は厚鋼板の吸収エネルギーが不十分であった。厚鋼板記号Ｋは厚鋼板の降伏強さと引張強さと降伏比が不十分であった。厚鋼板記号Ｌ，Ｍは厚鋼板の吸収エネルギー，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギーが不十分であった。厚鋼板記号Ｎは厚鋼板の降伏強さと引張強さが不十分であった。厚鋼板記号Ｏは淡化領域の分率，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギーが不十分であった。厚鋼板記号ＰはＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギーが不十分であった。
土木，建築，橋梁等の分野で好適な、板厚100mm以下の範囲で780MPa以上の引張強さと85％以下の降伏比を有するとともに、溶接性や耐再加熱割れ性も従来の低降伏比HT780鋼板と同等以上であり、かつ超大入熱溶接によって高靭性のＨＡＺが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた降伏強さ630MPa以上、引張強さ780MPa以上、降伏比85％以下の低降伏比高張力厚鋼板を得ることができ、鋼構造物の大型化や耐震性の向上，施工効率の改善に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
１ 継手用試験板
２ 当て金
３ 隙間
４ 溶接金属
５ Ｖノッチ試験片
２ 当て金
３ 隙間
４ 溶接金属
５ Ｖノッチ試験片
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：0.075〜0.13％、Si：0.05〜0.45％、Mn：0.8〜1.4％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.003％以下、Al：0.010〜0.060％、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Ti：0.005〜0.030％、Ｎ：0.005％以下を含有し、さらにCr：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜0.50％、Nb：0.005〜0.050％およびＶ：0.010〜0.060％の中から選ばれる１種以上を含有し、さらにCu：0.10〜1.0％およびNi：0.50〜2.0％のうちの１種以上を（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値が0.20〜0.38％となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるＣeqが0.46〜0.60を満足し、(2)式で定義されるＰcmが0.28以下を満足し、(3)式で定義されるＰSRが0.30以下を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が、Mn、Cu、Niの含有量が鋼材平均よりも高い濃化領域と低い淡化領域を含み、（［％Mn］／６＋［％Cu］／15＋［％Ni］／15）の値が鋼材平均の85％以下である淡化領域の分率が15％以上であることを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた降伏強さ630MPa以上、引張強さ780MPa以上、降伏比85％以下の低降伏比高張力厚鋼板。
Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Mn］／６）＋｛（［％Ni］＋［％Cu］）／15｝
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝ ・・・(1)
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］） ・・・(2)
ＰSR＝［％Cr］＋［％Cu］＋２［％Mo］＋10［％Ｖ］＋７［％Nb］
＋５［％Ti］−２ ・・・(3)
［％Ｃ］：Ｃ含有量（質量％）
［％Mn］：Mn含有量（質量％）
［％Ni］：Ni含有量（質量％）
［％Cu］：Cu含有量（質量％）
［％Cr］：Cr含有量（質量％）
［％Mo］：Mo含有量（質量％）
［％Ｖ］：Ｖ含有量（質量％）
［％Si］：Si含有量（質量％）
［％Ｂ］：Ｂ含有量（質量％）
［％Nb］：Nb含有量（質量％）
［％Ti］：Ti含有量（質量％） - 前記鋼素材が、前記組成に加えて、質量％でCa：0.0010〜0.0030％、REM：0.0010〜0.020％およびMg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた降伏強さ630MPa以上、引張強さ780MPa以上、降伏比85％以下の低降伏比高張力厚鋼板。
- 請求項１または２に記載の組成を有する鋼素材を熱間圧延によって厚鋼板とし、次いで前記厚鋼板を900〜1000℃の温度に再加熱して10分以上保持した後、800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却して焼入れを行なう再加熱焼入れ処理を施し、さらに（Ａc1＋50℃）〜（Ａc1＋100℃）の２相域温度に加熱して30分以上保持した後、Ａc1〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却して焼入れを行なう２相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施すことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた降伏強さ630MPa以上、引張強さ780MPa以上、降伏比85％以下の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009136781A JP5509685B2 (ja) | 2009-06-08 | 2009-06-08 | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009136781A JP5509685B2 (ja) | 2009-06-08 | 2009-06-08 | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010280976A JP2010280976A (ja) | 2010-12-16 |
| JP5509685B2 true JP5509685B2 (ja) | 2014-06-04 |
Family
ID=43537959
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009136781A Active JP5509685B2 (ja) | 2009-06-08 | 2009-06-08 | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5509685B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101716265B1 (ko) * | 2013-03-15 | 2017-03-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 후육 고인성 고장력 강판 및 그의 제조 방법 |
| JP6534240B2 (ja) * | 2013-12-11 | 2019-06-26 | 日本製鉄株式会社 | Ｂ含有鋼の連続鋳造鋳片 |
| NO3120941T3 (ja) * | 2014-03-20 | 2018-08-25 | ||
| CA2945439C (en) | 2014-04-24 | 2020-03-10 | Jfe Steel Corporation | Steel plate and method of producing same |
| JP5979338B1 (ja) * | 2014-11-18 | 2016-08-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP6809524B2 (ja) * | 2018-01-10 | 2021-01-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP6988836B2 (ja) * | 2019-01-28 | 2022-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2021255856A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | 日本製鉄株式会社 | ボックス柱 |
| JP7410438B2 (ja) * | 2020-06-17 | 2024-01-10 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| CN115505692B (zh) * | 2022-09-13 | 2024-01-26 | 北京科技大学 | 一种高强桥梁钢及其热处理方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3298718B2 (ja) * | 1993-10-25 | 2002-07-08 | 新日本製鐵株式会社 | 極厚調質型高強度鋼板の製造方法 |
| JPH08283836A (ja) * | 1995-04-13 | 1996-10-29 | Nkk Corp | 溶接性と音響異方性に優れた鋼の製造方法 |
| JP4096839B2 (ja) * | 2003-08-22 | 2008-06-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
| JP4252949B2 (ja) * | 2004-09-22 | 2009-04-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 音響異方性が小さく、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP4497009B2 (ja) * | 2005-03-30 | 2010-07-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労き裂伝播特性と靱性に優れた厚鋼板及びその製造方法 |
-
2009
- 2009-06-08 JP JP2009136781A patent/JP5509685B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2010280976A (ja) | 2010-12-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5509685B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5079419B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性が優れた溶接構造物用鋼とその製造方法および溶接構造物の製造方法 | |
| JP5217385B2 (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP5493659B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼 | |
| JP5849940B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JP5136156B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5034290B2 (ja) | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4120531B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れる建築構造用高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP6308151B2 (ja) | 超大入熱溶接部靭性に優れた建築構造物用低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6086090B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009235549A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP5999005B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005068478A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP2012188749A (ja) | 多パス溶接部の靭性に優れた厚鋼板および多パス溶接継手 | |
| JP2007023346A (ja) | 歪時効特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP2013019021A (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP5493658B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法。 | |
| JP6237681B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JP6299676B2 (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP6226163B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP7260780B2 (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 | |
| JP5862592B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP2020204091A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 | |
| JP3852295B2 (ja) | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 | |
| WO2013128650A1 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20120423 |
|
| RD01 | Notification of change of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7421 Effective date: 20130614 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20130621 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20131025 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20131119 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20131227 |
|
| 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: 20140225 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140310 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5509685 Country of ref document: JP 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 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |