JPH05271865A - 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 - Google Patents
加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板Info
- Publication number
- JPH05271865A JPH05271865A JP7467592A JP7467592A JPH05271865A JP H05271865 A JPH05271865 A JP H05271865A JP 7467592 A JP7467592 A JP 7467592A JP 7467592 A JP7467592 A JP 7467592A JP H05271865 A JPH05271865 A JP H05271865A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- strength
- weldability
- workability
- rolled 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.)
- Granted
Links
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上の
建設機械用に適した加工性および溶接性の優れた新しい
高強度熱延鋼板を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５０
％以下、Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２５
〜１．５％、Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、Ｂ：０．０
００５〜０．００１５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％〜０．
１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含み、必要に応じて
Ｃｒを含み、かつＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／
６０＋５Ｂ≦０．２７を満足し、残部はＦｅおよび不可
避的不純物より成る鋼であって、微細ＴｉＣとしてのＴ
ｉ含有量が０．１０％以上で、かつフェライト結晶粒の
粒径が１０μ以下であることを特徴とする加工性および
溶接性の良い高強度熱延鋼板。
建設機械用に適した加工性および溶接性の優れた新しい
高強度熱延鋼板を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５０
％以下、Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２５
〜１．５％、Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、Ｂ：０．０
００５〜０．００１５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％〜０．
１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含み、必要に応じて
Ｃｒを含み、かつＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／
６０＋５Ｂ≦０．２７を満足し、残部はＦｅおよび不可
避的不純物より成る鋼であって、微細ＴｉＣとしてのＴ
ｉ含有量が０．１０％以上で、かつフェライト結晶粒の
粒径が１０μ以下であることを特徴とする加工性および
溶接性の良い高強度熱延鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は加工性および溶接性の良
い高強度熱延鋼板に係り、特に近時の建設機械の軽量化
に即応せしめ降伏点８９０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強さ９
５０Ｎ／ｍｍ 2 以上の建設機械に好適な加工性および溶
接性の良い高強度熱延鋼板に関するものである。
い高強度熱延鋼板に係り、特に近時の建設機械の軽量化
に即応せしめ降伏点８９０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強さ９
５０Ｎ／ｍｍ 2 以上の建設機械に好適な加工性および溶
接性の良い高強度熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年における建築物の高層化にともなっ
て、トラック・クレーン等の建設機械も大型化して高層
に高重量物を吊りあげられる機種が要求されるようにな
った。それにともないクレーンの自重を軽くする必要が
あり、強度の高い鋼板が必要とされるようになった。な
お、建設機械の製造工程では曲げ加工およびアーク溶接
が行われ、これらの施工性に優れた鋼板が要求される。
従来建設機械に用いられる高強度熱延鋼板として特公昭
５５−４９１４７号公報及び特開昭５９−２２９４６４
号公報（特公平３−６５４２５号）に示されるものがあ
る。
て、トラック・クレーン等の建設機械も大型化して高層
に高重量物を吊りあげられる機種が要求されるようにな
った。それにともないクレーンの自重を軽くする必要が
あり、強度の高い鋼板が必要とされるようになった。な
お、建設機械の製造工程では曲げ加工およびアーク溶接
が行われ、これらの施工性に優れた鋼板が要求される。
従来建設機械に用いられる高強度熱延鋼板として特公昭
５５−４９１４７号公報及び特開昭５９−２２９４６４
号公報（特公平３−６５４２５号）に示されるものがあ
る。
【０００３】特公昭５５−４９１４７号公報は、Ｃ０．
０５％から０．２０％以下、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ
０．３％以上２．０％以下で、Ｔｉを０．０３％から
０．３０％添加した。熱延後の巻取温度を５５０℃から
７５０℃として冷間での曲げ加工性が良好であることを
狙ったＴｉＣ析出強化型フェライト・パーライト鋼板に
関するものである。しかし、その引張強さはせいぜい８
００Ｎ／ｍｍ2 級以下のもので、近年要求されている引
張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上は満足しない。特開昭５９
−２２９４６４号公報（特公平３−６５４２５号）はＣ
０．０５％から０．２０％以下、Ｓｉ１．２％以下、Ｍ
ｎ０．５％から２．０％以下で、Ｔｉを０．０４％から
０．２０％添加した、Ｔｉの析出形態を制限し、ベイナ
イト組織の量を制限した鋼板の発明である。その引張強
さは９５０Ｎ／ｍｍ2 級以下のものである。一方、１０
００Ｎ／ｍｍ2 級以上の高強度熱延鋼板として、高磁束
密度を有する高強度熱延鋼板の製造方法として特開昭６
３−１６６９３１号公報に示されているようなものがあ
る。この発明は強度と磁束密度とを同時に満足させるも
のであるが、建設機械に好適な加工性および溶接性を同
時に満足させるものではない。
０５％から０．２０％以下、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ
０．３％以上２．０％以下で、Ｔｉを０．０３％から
０．３０％添加した。熱延後の巻取温度を５５０℃から
７５０℃として冷間での曲げ加工性が良好であることを
狙ったＴｉＣ析出強化型フェライト・パーライト鋼板に
関するものである。しかし、その引張強さはせいぜい８
００Ｎ／ｍｍ2 級以下のもので、近年要求されている引
張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上は満足しない。特開昭５９
−２２９４６４号公報（特公平３−６５４２５号）はＣ
０．０５％から０．２０％以下、Ｓｉ１．２％以下、Ｍ
ｎ０．５％から２．０％以下で、Ｔｉを０．０４％から
０．２０％添加した、Ｔｉの析出形態を制限し、ベイナ
イト組織の量を制限した鋼板の発明である。その引張強
さは９５０Ｎ／ｍｍ2 級以下のものである。一方、１０
００Ｎ／ｍｍ2 級以上の高強度熱延鋼板として、高磁束
密度を有する高強度熱延鋼板の製造方法として特開昭６
３−１６６９３１号公報に示されているようなものがあ
る。この発明は強度と磁束密度とを同時に満足させるも
のであるが、建設機械に好適な加工性および溶接性を同
時に満足させるものではない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、降伏点８９
０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上の建
設機械に好適な新しい高強度熱延鋼板を提供することを
目的とする。建設機械用としては、強度と靱性を満足す
る母材鋼板であること、曲げ加工性が良好な鋼板である
ことおよび溶接性が良好であることが必要である。
０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上の建
設機械に好適な新しい高強度熱延鋼板を提供することを
目的とする。建設機械用としては、強度と靱性を満足す
る母材鋼板であること、曲げ加工性が良好な鋼板である
ことおよび溶接性が良好であることが必要である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは次のとおりである。 １）Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以
下、Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２５〜
１．５％、Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、Ｂ：０．００
０５〜０．００１５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％〜０．
１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含み、かつＣ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ≦０．２７を満
足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であ
って、微細ＴｉＣとしてのＴｉ含有量を０．１０％以上
でかつフェライト結晶粒の粒径が１０μ以下の加工性お
よび溶接性の良い高強度熱延鋼板。 ２）Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以
下、Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２５〜
１．５％、Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、Ｂ：０．００
０５〜０．００１５％、Ｃｒ：１．００％以下、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０％〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以
下を含み、かつＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６
０＋５Ｂ≦０．２７を満足し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物よりなる鋼であって、微細ＴｉＣとしてのＴｉ
含有量を０．１０％以上でかつフェライト結晶粒の粒径
が１０μ以下の加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼
板にある。
ろは次のとおりである。 １）Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以
下、Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２５〜
１．５％、Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、Ｂ：０．００
０５〜０．００１５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％〜０．
１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含み、かつＣ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ≦０．２７を満
足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であ
って、微細ＴｉＣとしてのＴｉ含有量を０．１０％以上
でかつフェライト結晶粒の粒径が１０μ以下の加工性お
よび溶接性の良い高強度熱延鋼板。 ２）Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以
下、Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２５〜
１．５％、Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、Ｂ：０．００
０５〜０．００１５％、Ｃｒ：１．００％以下、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０％〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以
下を含み、かつＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６
０＋５Ｂ≦０．２７を満足し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物よりなる鋼であって、微細ＴｉＣとしてのＴｉ
含有量を０．１０％以上でかつフェライト結晶粒の粒径
が１０μ以下の加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼
板にある。
【０００６】以下、本発明の詳細について説明する。本
発明の目的の一つである強度と靱性を得るために種々実
験を行い次のような知見を得た。降伏点および引張強さ
を向上させるのにＴｉ添加は極めて有効な方法である
が、０．２０％のＴｉ添加鋼で加熱温度１２８０℃の従
来行われている熱延条件では、引張強さが８００Ｎ／ｍ
ｍ2 程度しか得られない。そこで、さらに強度をあげる
ための工夫が必要である。多くの実験の結果、Ｔｉ添加
鋼の強度向上には微細ＴｉＣの量を増加させることが必
要であることが明らかになった。ここでいう微細ＴｉＣ
とは有効Ｔｉから酸溶解法分析で測定されるＴｉＣの量
を除去した量をいい、（１）式で定義されたものであ
る。 微細ＴｉＣ＝有効Ｔｉ（ｅｆｆ〔Ｔｉ〕）−ＴｉＣ（酸溶解法分析で測定） ・・・（１） 有効Ｔｉ（ｅｆｆ〔Ｔｉ〕）とはＴｏｔａｌ Ｔｉから
Ｏ，Ｎ，Ｓと結合したものを除いたもので（２）式で定
義されたものである。 ｅｆｆ〔Ｔｉ（％）〕＝Ｔｏｔａｌ Ｔｉ（％）−３．４〔Ｎ（％）〕 −１．５〔Ｏ（％）〕−３．０〔Ｓ（％）〕 ・・・（２）
発明の目的の一つである強度と靱性を得るために種々実
験を行い次のような知見を得た。降伏点および引張強さ
を向上させるのにＴｉ添加は極めて有効な方法である
が、０．２０％のＴｉ添加鋼で加熱温度１２８０℃の従
来行われている熱延条件では、引張強さが８００Ｎ／ｍ
ｍ2 程度しか得られない。そこで、さらに強度をあげる
ための工夫が必要である。多くの実験の結果、Ｔｉ添加
鋼の強度向上には微細ＴｉＣの量を増加させることが必
要であることが明らかになった。ここでいう微細ＴｉＣ
とは有効Ｔｉから酸溶解法分析で測定されるＴｉＣの量
を除去した量をいい、（１）式で定義されたものであ
る。 微細ＴｉＣ＝有効Ｔｉ（ｅｆｆ〔Ｔｉ〕）−ＴｉＣ（酸溶解法分析で測定） ・・・（１） 有効Ｔｉ（ｅｆｆ〔Ｔｉ〕）とはＴｏｔａｌ Ｔｉから
Ｏ，Ｎ，Ｓと結合したものを除いたもので（２）式で定
義されたものである。 ｅｆｆ〔Ｔｉ（％）〕＝Ｔｏｔａｌ Ｔｉ（％）−３．４〔Ｎ（％）〕 −１．５〔Ｏ（％）〕−３．０〔Ｓ（％）〕 ・・・（２）
【０００７】また、強度を高くし、同時に靱性を向上さ
せるのに微細ＴｉＣが析出した状態ではフェライト結晶
粒を微細化することが有効であることが明らかになっ
た。微細ＴｉＣの析出量を増加さすには、熱間圧延中の
ＴｉＣの析出をおさえ、熱間圧延後の冷却速度を速くし
て冷却中のＴｉＣの粗大化を防ぐ必要がある。フェライ
ト結晶粒を超微細化するには、微量のＢ添加と熱間圧延
後の冷却速度を速くする必要がある。これにより、靱性
の劣化を少なくして、引張強さが９５０Ｎ／ｍｍ 2 以上
が得られることを新たに見出した。
せるのに微細ＴｉＣが析出した状態ではフェライト結晶
粒を微細化することが有効であることが明らかになっ
た。微細ＴｉＣの析出量を増加さすには、熱間圧延中の
ＴｉＣの析出をおさえ、熱間圧延後の冷却速度を速くし
て冷却中のＴｉＣの粗大化を防ぐ必要がある。フェライ
ト結晶粒を超微細化するには、微量のＢ添加と熱間圧延
後の冷却速度を速くする必要がある。これにより、靱性
の劣化を少なくして、引張強さが９５０Ｎ／ｍｍ 2 以上
が得られることを新たに見出した。
【０００８】０．１０％Ｃ−０．３０％Ｓｉ−１．８５
％Ｍｎ−０．３０％Ｎｉ−０．００１０％Ｂを含みＰ，
Ｓ，Ｎ，ｓｏｌ．Ａｌは発明の範囲の鋼にＴｉ添加量を
種々変えた鋼のスラブを用い、熱延条件を種々変えた鋼
板を製造した。これらの鋼板のＴｉ ａｓ微細ＴｉＣ量
およびフェライト結晶粒径と引張強さの関係を図１に示
す。これによると引張強さはＴｉ ａｓ微細ＴｉＣ量が
増加するにつれて高くなり、フェライト結晶粒径が小さ
くなるにつれて高くなっている。即ち、Ｔｉ ａｓ微細
ＴｉＣ量を０．１０％以上、平均フェライト結晶粒径１
０μ以下で、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上が得られて
いる。
％Ｍｎ−０．３０％Ｎｉ−０．００１０％Ｂを含みＰ，
Ｓ，Ｎ，ｓｏｌ．Ａｌは発明の範囲の鋼にＴｉ添加量を
種々変えた鋼のスラブを用い、熱延条件を種々変えた鋼
板を製造した。これらの鋼板のＴｉ ａｓ微細ＴｉＣ量
およびフェライト結晶粒径と引張強さの関係を図１に示
す。これによると引張強さはＴｉ ａｓ微細ＴｉＣ量が
増加するにつれて高くなり、フェライト結晶粒径が小さ
くなるにつれて高くなっている。即ち、Ｔｉ ａｓ微細
ＴｉＣ量を０．１０％以上、平均フェライト結晶粒径１
０μ以下で、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上が得られて
いる。
【０００９】図２はシャルピー衝撃試験破面遷移温度に
及ぼす微細ＴｉＣ量およびフェライト結晶粒径の影響を
示す。これによると平均フェライト結晶粒径２０μの鋼
板はＴｉ ａｓ微細ＴｉＣ量が増えて降伏点が高くなる
につれて急激にシャルピー衝撃試験破面遷移温度は高く
なりＴｉ ａｓ微細ＴｉＣ量が０．１５％になると−１
０℃程度にまでなる。ところが、同じＴｉ ａｓ微細Ｔ
ｉＣ量でも平均フェライト結晶粒径１０μの鋼板ではシ
ャルピー衝撃試験破面遷移温度が−４０℃まで低下す
る。このように、フェライト結晶粒径を１０μ以下とい
う超微細粒にすることにより、微細ＴｉＣにより強度向
上させても実用可能な−２０℃以下のシャルピー衝撃試
験破面遷移温度を得ることができる。また、強度および
靱性に対する微細ＴｉＣおよびフェライト結晶粒径の効
果はＣｒを添加してもＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｔｉ−Ｂ
鋼と同様であり、更にＣｒの固溶強化により靱性を低下
させないで強度を向上さすことができる。
及ぼす微細ＴｉＣ量およびフェライト結晶粒径の影響を
示す。これによると平均フェライト結晶粒径２０μの鋼
板はＴｉ ａｓ微細ＴｉＣ量が増えて降伏点が高くなる
につれて急激にシャルピー衝撃試験破面遷移温度は高く
なりＴｉ ａｓ微細ＴｉＣ量が０．１５％になると−１
０℃程度にまでなる。ところが、同じＴｉ ａｓ微細Ｔ
ｉＣ量でも平均フェライト結晶粒径１０μの鋼板ではシ
ャルピー衝撃試験破面遷移温度が−４０℃まで低下す
る。このように、フェライト結晶粒径を１０μ以下とい
う超微細粒にすることにより、微細ＴｉＣにより強度向
上させても実用可能な−２０℃以下のシャルピー衝撃試
験破面遷移温度を得ることができる。また、強度および
靱性に対する微細ＴｉＣおよびフェライト結晶粒径の効
果はＣｒを添加してもＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｔｉ−Ｂ
鋼と同様であり、更にＣｒの固溶強化により靱性を低下
させないで強度を向上さすことができる。
【００１０】このような鋼板は、加熱・熱延条件をつぎ
のような範囲に制御することにより製造できる。即ち、
スラブの加熱は一度冷片としたもの、もしくは熱片のま
まのものも（３）式に示されるＴｉＣの溶体化温度（Ｔ
°Ｋ）以上に加熱する。 ｌｏｇ10〔％Ｔｉ〕・〔％Ｃ〕＝２．７５−７０００／Ｔ ・・・（３） 上記溶体化温度以上に加熱したスラブを熱間圧延し、そ
の仕上温度をＡｒ3 変態点以上とする。また、９５０℃
を越す仕上圧延温度では高温すぎて鋼板のフェライト結
晶粒が粗大化し、必要な靱性が得られない。また、仕上
圧延時の全圧下率はオーステナイト結晶粒を小さくし、
冷却後のフェライト結晶粒も微細化するために８０％以
上にすることが望ましい。
のような範囲に制御することにより製造できる。即ち、
スラブの加熱は一度冷片としたもの、もしくは熱片のま
まのものも（３）式に示されるＴｉＣの溶体化温度（Ｔ
°Ｋ）以上に加熱する。 ｌｏｇ10〔％Ｔｉ〕・〔％Ｃ〕＝２．７５−７０００／Ｔ ・・・（３） 上記溶体化温度以上に加熱したスラブを熱間圧延し、そ
の仕上温度をＡｒ3 変態点以上とする。また、９５０℃
を越す仕上圧延温度では高温すぎて鋼板のフェライト結
晶粒が粗大化し、必要な靱性が得られない。また、仕上
圧延時の全圧下率はオーステナイト結晶粒を小さくし、
冷却後のフェライト結晶粒も微細化するために８０％以
上にすることが望ましい。
【００１１】熱間圧延終了してからの冷却速度は成分と
ともに鋼板のフェライト結晶粒制御に不可欠の条件であ
る。引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度熱延鋼板を
得るには固溶体強化だけでは無理で、析出強化あるいは
フエライト結晶粒微細化による強化をも組あわせる必要
があり、冷却制御によって微細な組織を狙う。この際、
Ｂ添加により組織微細化の効果が極めて大きい。冷却制
御はオーステナイト相からフェライト相への変態領域で
ある８００℃から５００℃までの間の冷却速度で規定し
たものである。冷却速度が３０℃／ｓｅｃ〜８０℃／ｓ
ｅｃであることが望ましい。巻取温度が高いと変態が完
了しないうちに巻き取られ、巻取後は徐冷されその間に
変態するのでフェライト結晶粒が粗大化し、目的の強度
を得られないので、５００℃以下とすることが好まし
い。
ともに鋼板のフェライト結晶粒制御に不可欠の条件であ
る。引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度熱延鋼板を
得るには固溶体強化だけでは無理で、析出強化あるいは
フエライト結晶粒微細化による強化をも組あわせる必要
があり、冷却制御によって微細な組織を狙う。この際、
Ｂ添加により組織微細化の効果が極めて大きい。冷却制
御はオーステナイト相からフェライト相への変態領域で
ある８００℃から５００℃までの間の冷却速度で規定し
たものである。冷却速度が３０℃／ｓｅｃ〜８０℃／ｓ
ｅｃであることが望ましい。巻取温度が高いと変態が完
了しないうちに巻き取られ、巻取後は徐冷されその間に
変態するのでフェライト結晶粒が粗大化し、目的の強度
を得られないので、５００℃以下とすることが好まし
い。
【００１２】本発明の二つ目の目的は曲げ加工性の向上
にある。この目的にはＴｉ添加によりＡ系介在物となる
ＭｎＳをＴｉＳに置き換えてＣ系介在物にすることによ
り達成されている。本発明の三つ目の目的は溶接性が良
好なことである。即ち、溶接の作業性が良いこと、およ
び溶接継手の強度および靱性が良好なことが必要であ
る。溶接の作業性には、溶接前の予熱温度が低いことが
望ましいが、鋼板についている露を除去するため５０℃
の予熱温度が必要である。さらに、本発明の鋼板はホッ
トストリップミルで製造することを前提で考えているの
で、適用板厚は９ｍｍ以下である。これを前提に考える
と予熱温度５０℃で溶接割れの発生を防止するための炭
素当量Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ
は０．２７以下にすることが必要である。
にある。この目的にはＴｉ添加によりＡ系介在物となる
ＭｎＳをＴｉＳに置き換えてＣ系介在物にすることによ
り達成されている。本発明の三つ目の目的は溶接性が良
好なことである。即ち、溶接の作業性が良いこと、およ
び溶接継手の強度および靱性が良好なことが必要であ
る。溶接の作業性には、溶接前の予熱温度が低いことが
望ましいが、鋼板についている露を除去するため５０℃
の予熱温度が必要である。さらに、本発明の鋼板はホッ
トストリップミルで製造することを前提で考えているの
で、適用板厚は９ｍｍ以下である。これを前提に考える
と予熱温度５０℃で溶接割れの発生を防止するための炭
素当量Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ
は０．２７以下にすることが必要である。
【００１３】なお、溶接継手の強度は熱影響部の軟化に
より決る。そのため、溶接の入熱を下げて熱影響部の冷
却速度を速くする必要がある。熱影響部の冷却速度を速
くする観点からも、溶接予熱温度が低いことが有効であ
る。また、溶接継手の靱性が良好なことが必要である
が、これには溶接材料および溶接条件が大きく影響する
が、母材のからの対策も必要である。即ち、Ｎｉを添加
して溶接継手熱影響部の靱性向上を狙った。
より決る。そのため、溶接の入熱を下げて熱影響部の冷
却速度を速くする必要がある。熱影響部の冷却速度を速
くする観点からも、溶接予熱温度が低いことが有効であ
る。また、溶接継手の靱性が良好なことが必要である
が、これには溶接材料および溶接条件が大きく影響する
が、母材のからの対策も必要である。即ち、Ｎｉを添加
して溶接継手熱影響部の靱性向上を狙った。
【００１４】本発明における上記鋼成分の限定理由は次
の如くである。 Ｃ：Ｃは高い引張強さを得るために最も効果的な元素で
あって、この目的のために少なくとも０．０５％を必要
とする。しかし、Ｃの増加と共に加工性、靱性および溶
接割れ感受性が劣化するので、その上限を０．１５％と
し、０．０５〜０．１５％の範囲に限定した。 Ｓｉ：Ｓｉは強化元素として有用であるが、鋼を経済的
に製造するために１．５０％を上限として添加すること
とした。 Ｍｎ：Ｍｎも強度の向上には効果的な元素であるが、溶
接割れ感受性を劣化させる。そのため強化元素として少
なくとも０．７０％を必要とする。しかし、２．５０％
を越すと溶接割れ感受性の劣化が大となるので上限を
２．５０％とし、０．７０〜２．５０％の範囲に限定し
た。
の如くである。 Ｃ：Ｃは高い引張強さを得るために最も効果的な元素で
あって、この目的のために少なくとも０．０５％を必要
とする。しかし、Ｃの増加と共に加工性、靱性および溶
接割れ感受性が劣化するので、その上限を０．１５％と
し、０．０５〜０．１５％の範囲に限定した。 Ｓｉ：Ｓｉは強化元素として有用であるが、鋼を経済的
に製造するために１．５０％を上限として添加すること
とした。 Ｍｎ：Ｍｎも強度の向上には効果的な元素であるが、溶
接割れ感受性を劣化させる。そのため強化元素として少
なくとも０．７０％を必要とする。しかし、２．５０％
を越すと溶接割れ感受性の劣化が大となるので上限を
２．５０％とし、０．７０〜２．５０％の範囲に限定し
た。
【００１５】Ｎｉ：Ｎｉは溶接継手部の靱性向上に有効
な元素である。継手部シャルピーの破面遷移温度を０℃
以下にするためには、少なくとも０．２５％の添加が必
要である。Ｎｉの添加は多ければ多い程、溶接継手部の
靱性向上に有効であるが、経済性の観点から上限を１．
５％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは安価で、しかも少量の添加によってＣと結
合してＴｉＣを形成し鋼を強化するので少なくとも０．
１２％を必要とする。Ｔｉが多くなると表面疵の原因に
なるので上限を０．３０％とした。 Ｂ：Ｂは熱間圧延終了後の冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以
上の急冷下においてオーステナイトを安定化させ、微細
組織を得やすくする作用があるが、０．０００５％未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．００１
５％以上含有させてもその効果が飽和し、さらに鋳片割
れ等の表面疵が発生し易くなることから、その含有量を
０．０００５〜０．００１５％に限定した。
な元素である。継手部シャルピーの破面遷移温度を０℃
以下にするためには、少なくとも０．２５％の添加が必
要である。Ｎｉの添加は多ければ多い程、溶接継手部の
靱性向上に有効であるが、経済性の観点から上限を１．
５％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは安価で、しかも少量の添加によってＣと結
合してＴｉＣを形成し鋼を強化するので少なくとも０．
１２％を必要とする。Ｔｉが多くなると表面疵の原因に
なるので上限を０．３０％とした。 Ｂ：Ｂは熱間圧延終了後の冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以
上の急冷下においてオーステナイトを安定化させ、微細
組織を得やすくする作用があるが、０．０００５％未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．００１
５％以上含有させてもその効果が飽和し、さらに鋳片割
れ等の表面疵が発生し易くなることから、その含有量を
０．０００５〜０．００１５％に限定した。
【００１６】Ａｌ：Ａｌは脱酸上０．０１０％以上必要
であるが、０．１０％を越すとフェライト結晶粒の粗大
化を来たし強度を劣化させるので０．１０％以下に限定
した。 Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓは、何れも不純物元素であって、鋼の延
性や靱性を害するので少ないほど好ましいものでＰは
０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下にする必要が
ある。 Ｎ：Ｎは本発明でとくに添加したＢと結合してＢＮを形
成して、オーステナイトの安定に対し有効に作用しなく
なる。この防止策としてＴｉを添加するのであるが、Ｎ
が多量にあるとＢＮを形成しその効果を減少させてしま
うので上限を０．００５０％に限定した。
であるが、０．１０％を越すとフェライト結晶粒の粗大
化を来たし強度を劣化させるので０．１０％以下に限定
した。 Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓは、何れも不純物元素であって、鋼の延
性や靱性を害するので少ないほど好ましいものでＰは
０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下にする必要が
ある。 Ｎ：Ｎは本発明でとくに添加したＢと結合してＢＮを形
成して、オーステナイトの安定に対し有効に作用しなく
なる。この防止策としてＴｉを添加するのであるが、Ｎ
が多量にあるとＢＮを形成しその効果を減少させてしま
うので上限を０．００５０％に限定した。
【００１７】Ｃｒ：ＣｒはＭｎと同様に鋼を強靱化に有
効な元素である。鋼の強靱化には望ましくは０．１％以
上添加するのが望ましいが、１．０％を超えて含有させ
てもそれ以上の効果が得られないことから、その含有量
を１．０％以下とした。上記の化学成分の範囲で、Ｃ＋
Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂなる式で示
す値を０．２７以下に限定したのは、これを上まわると
溶接時の予熱温度が５０℃を超えることになり、作業性
を悪化させるためである。
効な元素である。鋼の強靱化には望ましくは０．１％以
上添加するのが望ましいが、１．０％を超えて含有させ
てもそれ以上の効果が得られないことから、その含有量
を１．０％以下とした。上記の化学成分の範囲で、Ｃ＋
Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂなる式で示
す値を０．２７以下に限定したのは、これを上まわると
溶接時の予熱温度が５０℃を超えることになり、作業性
を悪化させるためである。
【００１８】微細ＴｉＣ：微細ＴｉＣの量は強度向上に
極めて有効であり、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上にす
るためには０．１０％以上必要である。しかし、当然な
がらＴｉ添加量を越えることはない。 フェライト結晶粒：フェライト結晶粒を細かくすること
は強度を高くし、同時に靱性を向上させるのに有効であ
る。この効果を得るには微細ＴｉＣが析出した状態では
フェライト結晶粒を１０μ以下と超微細化することが必
要である。
極めて有効であり、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上にす
るためには０．１０％以上必要である。しかし、当然な
がらＴｉ添加量を越えることはない。 フェライト結晶粒：フェライト結晶粒を細かくすること
は強度を高くし、同時に靱性を向上させるのに有効であ
る。この効果を得るには微細ＴｉＣが析出した状態では
フェライト結晶粒を１０μ以下と超微細化することが必
要である。
【００１９】
【実施例】表１に示される化学成分を持った鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造により鋳片とした。化学成分について
みると、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ鋼は本発
明の成分条件を満足するものである。Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ鋼
は比較のためのものである。表２に熱間圧延条件とＴｉ
ａｓ微細ＴｉＣおよび鋼板のフェライト結晶粒径を示
している。これ以外の熱延条件は次ぎに示すように一定
にした。即ち、熱延仕上げ温度は８７０℃、仕上げ全圧
下率８５％、巻取温度は室温とした。表３にそのとき得
られた鋼板の機械的性質および溶接性試験結果が示され
ている。引張試験片およびシャルピー試験片は鋼板より
圧延方向に並行に採取し、広幅曲げ試験片は圧延方向に
直角に採取した。溶接継手試験は６０度のＶ開先形状で
入熱１０ＫＪ／ｃｍのＭＡＧ溶接を行い、溶接ビードを
削除して継手引張試験を行い、ボンド部の継手シャルピ
ー試験を行った。
溶製し、連続鋳造により鋳片とした。化学成分について
みると、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ鋼は本発
明の成分条件を満足するものである。Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ鋼
は比較のためのものである。表２に熱間圧延条件とＴｉ
ａｓ微細ＴｉＣおよび鋼板のフェライト結晶粒径を示
している。これ以外の熱延条件は次ぎに示すように一定
にした。即ち、熱延仕上げ温度は８７０℃、仕上げ全圧
下率８５％、巻取温度は室温とした。表３にそのとき得
られた鋼板の機械的性質および溶接性試験結果が示され
ている。引張試験片およびシャルピー試験片は鋼板より
圧延方向に並行に採取し、広幅曲げ試験片は圧延方向に
直角に採取した。溶接継手試験は６０度のＶ開先形状で
入熱１０ＫＪ／ｃｍのＭＡＧ溶接を行い、溶接ビードを
削除して継手引張試験を行い、ボンド部の継手シャルピ
ー試験を行った。
【００２０】これによると、鋼板Ｎｏ．１〜１３は本発
明の化学成分、Ｔｉ ａｓ微細ＴｉＣおよび鋼板のフェ
ライト結晶粒径を満足するもので、目的の強度、曲げ加
工性、靱性および溶接性が得られている。しかし、Ｎ
ｏ．１４は化学成分は満足しているが加熱温度が低くＴ
ｉの溶体化が十分行われず、強化に働くＴｉ ａｓ微細
ＴｉＣの量が十分でなく目的の強度が得られていない。
Ｎｏ．１５は化学成分は満足しているが熱間圧延後の冷
却速度が遅くフェライト結晶粒が２０μと大きく目的の
強度が得られていない。Ｎｏ．１６も化学成分は満足し
ているがＴｉ ａｓ微細ＴｉＣの量が０．０９％と十分
でなく、フェライト結晶粒が２０μと大きく目的の強度
が得られていない。Ｎｏ．１７も化学成分は満足してい
るがフェライト結晶粒が２０μと大きく靱性が悪い。Ｎ
ｏ．１８も化学成分は満足しているがフェライト結晶粒
が２２μと大きく靱性が悪い。Ｎｏ．１９はＴｉの添加
量が少ない比較鋼Ｋを用いたため目的の強度が得られな
い。Ｎｏ．２０はＢが添加されてない比較鋼Ｌを用いた
ために、目的の強度が得られていない。Ｎｏ．２１はＮ
ｉの添加量が少ない比較鋼Ｍを用いたため溶接継手部の
靱性が悪い。Ｎｏ．２２はＣ当量が高い比較鋼Ｎを用い
たため溶接時の予熱温度が高くなる。
明の化学成分、Ｔｉ ａｓ微細ＴｉＣおよび鋼板のフェ
ライト結晶粒径を満足するもので、目的の強度、曲げ加
工性、靱性および溶接性が得られている。しかし、Ｎ
ｏ．１４は化学成分は満足しているが加熱温度が低くＴ
ｉの溶体化が十分行われず、強化に働くＴｉ ａｓ微細
ＴｉＣの量が十分でなく目的の強度が得られていない。
Ｎｏ．１５は化学成分は満足しているが熱間圧延後の冷
却速度が遅くフェライト結晶粒が２０μと大きく目的の
強度が得られていない。Ｎｏ．１６も化学成分は満足し
ているがＴｉ ａｓ微細ＴｉＣの量が０．０９％と十分
でなく、フェライト結晶粒が２０μと大きく目的の強度
が得られていない。Ｎｏ．１７も化学成分は満足してい
るがフェライト結晶粒が２０μと大きく靱性が悪い。Ｎ
ｏ．１８も化学成分は満足しているがフェライト結晶粒
が２２μと大きく靱性が悪い。Ｎｏ．１９はＴｉの添加
量が少ない比較鋼Ｋを用いたため目的の強度が得られな
い。Ｎｏ．２０はＢが添加されてない比較鋼Ｌを用いた
ために、目的の強度が得られていない。Ｎｏ．２１はＮ
ｉの添加量が少ない比較鋼Ｍを用いたため溶接継手部の
靱性が悪い。Ｎｏ．２２はＣ当量が高い比較鋼Ｎを用い
たため溶接時の予熱温度が高くなる。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【発明の効果】以上説明したような本発明は、降伏点８
９０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上を
有し、かつ曲げ加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板
であるから建設機械用の高強度熱延鋼板として極めて有
用である。
９０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ2 以上を
有し、かつ曲げ加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板
であるから建設機械用の高強度熱延鋼板として極めて有
用である。
【図１】Ｔｉ，Ｂ添加鋼の引張強さに及ぼすＴｉ ａｓ
微細ＴｉＳおよびフェライト結晶粒径の影響を示す図、
微細ＴｉＳおよびフェライト結晶粒径の影響を示す図、
【図２】Ｔｉ，Ｂ添加鋼のシャルピー試験の破面遷移温
度（ｖＴｒｓ）に及ぼすＴｉａｓ微細ＴｉＳおよびフェ
ライト結晶粒径の影響を示す図である。
度（ｖＴｒｓ）に及ぼすＴｉａｓ微細ＴｉＳおよびフェ
ライト結晶粒径の影響を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、 Ｎｉ：０．２５〜１．５％、 Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００１５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％〜０．１０％、 Ｎ ：０．００５０％以下を含み、 かつＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ≦
０．２７を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よ
りなる鋼であって、微細ＴｉＣとしてのＴｉ含有量を
０．１０％以上でかつフェライト結晶粒の粒径が１０μ
以下の加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、 Ｎｉ：０．２５〜１．５％、 Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００１５％、 Ｃｒ：１．００％以下、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％〜０．１０％、 Ｎ ：０．００５０％以下を含み、 かつＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ≦
０．２７を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よ
りなる鋼であって、微細ＴｉＣとしてのＴｉ含有量を
０．１０％以上でかつフェライト結晶粒の粒径が１０μ
以下の加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4074675A JP2543459B2 (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4074675A JP2543459B2 (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05271865A true JPH05271865A (ja) | 1993-10-19 |
| JP2543459B2 JP2543459B2 (ja) | 1996-10-16 |
Family
ID=13554046
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4074675A Expired - Fee Related JP2543459B2 (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2543459B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100406607C (zh) * | 2004-11-30 | 2008-07-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低屈服比易焊接结构钢厚板及其生产方法 |
| WO2013099206A1 (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| US10301698B2 (en) | 2012-01-31 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same |
-
1992
- 1992-03-30 JP JP4074675A patent/JP2543459B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100406607C (zh) * | 2004-11-30 | 2008-07-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低屈服比易焊接结构钢厚板及其生产方法 |
| WO2013099206A1 (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN104011234A (zh) * | 2011-12-27 | 2014-08-27 | 杰富意钢铁株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
| JP5610094B2 (ja) * | 2011-12-27 | 2014-10-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2013099206A1 (ja) * | 2011-12-27 | 2015-04-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN104011234B (zh) * | 2011-12-27 | 2015-12-23 | 杰富意钢铁株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
| US9534271B2 (en) | 2011-12-27 | 2017-01-03 | Jfe Steel Corporation | Hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| US10301698B2 (en) | 2012-01-31 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2543459B2 (ja) | 1996-10-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6441939B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材及びその製造方法 | |
| JP7262288B2 (ja) | 母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5045073B2 (ja) | 低降伏比を有する非調質高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5045074B2 (ja) | 低降伏比を有する高張力薄肉鋼板およびその製造方法 | |
| EP0761824B1 (en) | Heavy-wall structural steel and method | |
| JPH08295982A (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4035990B2 (ja) | 超大入熱溶接ｈａｚ靱性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4427522B2 (ja) | 溶接性と低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP2005068519A (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 | |
| JP2005187853A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JPS626730B2 (ja) | ||
| JP5515954B2 (ja) | 耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板 | |
| JP2003003240A (ja) | 穴拡げ性及びｈａｚ部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2556411B2 (ja) | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2543459B2 (ja) | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 | |
| JP4539100B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP2007277622A (ja) | 溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP5061420B2 (ja) | 高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JPS62170459A (ja) | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3468168B2 (ja) | 経済性および靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JP2020204091A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 | |
| JP3444244B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP7323086B1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP2020204092A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19960514 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070725 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080725 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080725 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090725 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090725 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100725 Year of fee payment: 14 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |