JPH1068045A - 溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH1068045A JPH1068045A JP9128688A JP12868897A JPH1068045A JP H1068045 A JPH1068045 A JP H1068045A JP 9128688 A JP9128688 A JP 9128688A JP 12868897 A JP12868897 A JP 12868897A JP H1068045 A JPH1068045 A JP H1068045A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- heat input
- steel
- toughness
- ceq
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】大入熱溶接性および溶接割れ感受性に優れた６
００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼及びその製造方法を提供す
る。 【解決手段】重量％で、C:0.06-0.1% 、Si:0.01-0.4%、
Mn:0.5-1.6% 、Nb:0.005-0.05%、Al:0.005-0.1% 、N:0.
0005-0.005% 、Ti＜0.005%、Ｂ＜0.0003% を含み、Pcm
＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B で
定義されるPcm 値が0.20以下、かつ、Ceq ＝C+Mn/6+Si/
24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 で定義されるCeq 値が0.37以
下で残部が鉄および不可避不純物よりなり、大入熱溶接
により生成する熱影響部粗粒域の硬さが188Hv 以下で引
張強さ570N／mm2 以上を有する溶接割れ感受性と大入熱
溶接継手靱性に優れた高張力鋼。
００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼及びその製造方法を提供す
る。 【解決手段】重量％で、C:0.06-0.1% 、Si:0.01-0.4%、
Mn:0.5-1.6% 、Nb:0.005-0.05%、Al:0.005-0.1% 、N:0.
0005-0.005% 、Ti＜0.005%、Ｂ＜0.0003% を含み、Pcm
＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B で
定義されるPcm 値が0.20以下、かつ、Ceq ＝C+Mn/6+Si/
24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 で定義されるCeq 値が0.37以
下で残部が鉄および不可避不純物よりなり、大入熱溶接
により生成する熱影響部粗粒域の硬さが188Hv 以下で引
張強さ570N／mm2 以上を有する溶接割れ感受性と大入熱
溶接継手靱性に優れた高張力鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は橋梁、倉庫、建築物
などの鉄鋼構造物に用いられる溶接割れ感受性と大入熱
溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼およ
びその製造方法に関するものである。
などの鉄鋼構造物に用いられる溶接割れ感受性と大入熱
溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼およ
びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の
性能向上に関する要望は多く、これまでに数多くの検討
がなされている。これらのうち、溶接割れ感受性の改良
を目的に低Ｃ化とＴｉ−Ｂ添加を特徴とした技術として
特開昭４９−３７８１４号公報、特公平４−１３４０６
号公報などが公知となっている。これらに代表される技
術により、溶接割れ感受性が改良された６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼が得られるが、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力
鋼に要求される引張強さはＢの活用により達成されてい
るため、化学成分や製造条件の変動による母材特性の不
安定さが懸念され、さらに溶接熱影響部の硬さ上昇が著
しい。この溶接熱影響部の硬さ上昇は一般に溶接継手部
で最も懸念されるボンド部の靱性劣化をもたらす。特に
熱影響部のミクロ組織の粗大化が著しくかつ後続パスに
よる再熱を受けない大入熱片面１パス溶接では靱性劣化
は著しく好ましくない。
性能向上に関する要望は多く、これまでに数多くの検討
がなされている。これらのうち、溶接割れ感受性の改良
を目的に低Ｃ化とＴｉ−Ｂ添加を特徴とした技術として
特開昭４９−３７８１４号公報、特公平４−１３４０６
号公報などが公知となっている。これらに代表される技
術により、溶接割れ感受性が改良された６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼が得られるが、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力
鋼に要求される引張強さはＢの活用により達成されてい
るため、化学成分や製造条件の変動による母材特性の不
安定さが懸念され、さらに溶接熱影響部の硬さ上昇が著
しい。この溶接熱影響部の硬さ上昇は一般に溶接継手部
で最も懸念されるボンド部の靱性劣化をもたらす。特に
熱影響部のミクロ組織の粗大化が著しくかつ後続パスに
よる再熱を受けない大入熱片面１パス溶接では靱性劣化
は著しく好ましくない。
【０００３】特開平２−２０５６２７号公報は、直接焼
入法を用いて靱性の優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼
の製造方法を提供している。この技術はＮｂとＢの複合
添加を必須としているため、上記と同様のＢ添加による
弊害が懸念される。
入法を用いて靱性の優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼
の製造方法を提供している。この技術はＮｂとＢの複合
添加を必須としているため、上記と同様のＢ添加による
弊害が懸念される。
【０００４】Ｂを添加しない技術として、特開平５−３
３１５３８号公報、特公昭６０−９０８６号公報、特開
平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１３１２０
号公報、特公昭６１−１２９７０号公報、特公平２−８
３２２号公報、特開昭５３−１１９２１９号公報が提案
されている。
３１５３８号公報、特公昭６０−９０８６号公報、特開
平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１３１２０
号公報、特公昭６１−１２９７０号公報、特公平２−８
３２２号公報、特開昭５３−１１９２１９号公報が提案
されている。
【０００５】これらのうち特開平５−３３１５３８号公
報に示される技術は５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼
に関するものである。また、特公昭６０−９０８６号公
報、特開平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１
３１２０号公報に示される技術はいずれも６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級非調質高張力に関するものであり、実施例などか
らこれらの技術の適用板厚の上限はいずれも２０ｍｍ程
度であることが知れる。
報に示される技術は５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼
に関するものである。また、特公昭６０−９０８６号公
報、特開平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１
３１２０号公報に示される技術はいずれも６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級非調質高張力に関するものであり、実施例などか
らこれらの技術の適用板厚の上限はいずれも２０ｍｍ程
度であることが知れる。
【０００６】特公昭６１−１２９７０号公報は、低Ｃ化
とＶ添加および直接焼入れを組み合わせることで、溶接
割れ感受性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を提供
しようとするものであるが、大入熱溶接性に関する技術
は全くない。
とＶ添加および直接焼入れを組み合わせることで、溶接
割れ感受性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を提供
しようとするものであるが、大入熱溶接性に関する技術
は全くない。
【０００７】特開平２−８３２２は、低Ｃ化とＭｏ，Ｎ
ｂ，Ｔｉの複合添加を必須とし、直接焼入れ法を組み合
わせ、耐ＳＳＣ性と溶接割れ感受性の改良を目的とした
６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に関する技術である。
ｂ，Ｔｉの複合添加を必須とし、直接焼入れ法を組み合
わせ、耐ＳＳＣ性と溶接割れ感受性の改良を目的とした
６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に関する技術である。
【０００８】この公報に適用板厚に関する記載が全く無
いが、ガスタンクやラインパイプへの適用を目的として
いることから概ね５０ｍｍ以下の板厚の鋼材への適用を
目的としていると推察され、大入熱溶接性に関する技術
は全くない。
いが、ガスタンクやラインパイプへの適用を目的として
いることから概ね５０ｍｍ以下の板厚の鋼材への適用を
目的としていると推察され、大入熱溶接性に関する技術
は全くない。
【０００９】また特開昭５３−１１９２１９号公報は再
加熱焼入れ焼戻しプロセスにより板厚の厚い５００Ｎ／
ｍｍ2 級以上の高張力鋼を提供しようとするものであ
る。この技術によれば０．０２％を越える比較的多量の
Ｎｂ添加により再加熱時に未固溶Ｎｂ炭窒化物を残存せ
しめ結晶粒の粗大化を防止し主に母材の靱性を改善しよ
うとするものである。従って焼入れに際して固溶Ｎｂの
焼入れ性向上効果および析出硬化を十分に活用できな
い。そのため実施例に見られるように強度を確保するた
めＮｂ，Ｖに加えて更にＮｉ，Ｍｏの添加が実質的に必
須となり、かつ厚肉材の板厚１／４ｔの位置で６００Ｎ
／ｍｍ2 級の強度を確保できる発明例（供試鋼Ｊ）では
Ｐｃｍ値が０．２２に達し溶接性に劣る。
加熱焼入れ焼戻しプロセスにより板厚の厚い５００Ｎ／
ｍｍ2 級以上の高張力鋼を提供しようとするものであ
る。この技術によれば０．０２％を越える比較的多量の
Ｎｂ添加により再加熱時に未固溶Ｎｂ炭窒化物を残存せ
しめ結晶粒の粗大化を防止し主に母材の靱性を改善しよ
うとするものである。従って焼入れに際して固溶Ｎｂの
焼入れ性向上効果および析出硬化を十分に活用できな
い。そのため実施例に見られるように強度を確保するた
めＮｂ，Ｖに加えて更にＮｉ，Ｍｏの添加が実質的に必
須となり、かつ厚肉材の板厚１／４ｔの位置で６００Ｎ
／ｍｍ2 級の強度を確保できる発明例（供試鋼Ｊ）では
Ｐｃｍ値が０．２２に達し溶接性に劣る。
【００１０】上述のように溶接割れ感受性に優れた６０
０Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の従来技術はそのほとん
どがＢ添加による焼入れ性の確保により達成され、大入
熱溶接性については何等配慮がなされていない。
０Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の従来技術はそのほとん
どがＢ添加による焼入れ性の確保により達成され、大入
熱溶接性については何等配慮がなされていない。
【００１１】一方、大入熱溶接性の向上を図った調質型
高張力鋼の従来技術として、特開平３−１６２５２２号
公報、特開平４−２２８５３７号公報、特開昭６３−１
４９３５４号公報、特開昭６０−１７４８２０号公報が
ある。これらの技術はいずれも５００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼についてＴｉ，Ｂ，Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭの活用によ
り大入熱溶接性の改善を図ったものである。例えば、特
開平３−１６２５２２号公報は板厚１５〜２０ｍｍの鋼
板を対象としたものであり、本発明の目的とする６００
Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の機械的性質を満たす一部
の実施例はいずれも強度に余裕が無く、板厚２０ｍｍ以
上の鋼板への適用は困難と推定される。また、特開昭６
３−１４９３５４号公報にて６００Ｎ／ｍｍ2 級を得た
実施例は３００〜４００℃の低温で焼戻しを施したこと
によるものである。更に、これらには、いずれも溶接割
れ感受性に関する実施例は示されていない。
高張力鋼の従来技術として、特開平３−１６２５２２号
公報、特開平４−２２８５３７号公報、特開昭６３−１
４９３５４号公報、特開昭６０−１７４８２０号公報が
ある。これらの技術はいずれも５００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼についてＴｉ，Ｂ，Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭの活用によ
り大入熱溶接性の改善を図ったものである。例えば、特
開平３−１６２５２２号公報は板厚１５〜２０ｍｍの鋼
板を対象としたものであり、本発明の目的とする６００
Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の機械的性質を満たす一部
の実施例はいずれも強度に余裕が無く、板厚２０ｍｍ以
上の鋼板への適用は困難と推定される。また、特開昭６
３−１４９３５４号公報にて６００Ｎ／ｍｍ2 級を得た
実施例は３００〜４００℃の低温で焼戻しを施したこと
によるものである。更に、これらには、いずれも溶接割
れ感受性に関する実施例は示されていない。
【００１２】本発明は、上述の事情に鑑みてなされたも
ので、その目的とするところは、大入熱溶接性、溶接割
れ感受性にいずれも優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級調質型高
張力鋼及びその製造方法を提供することにある。
ので、その目的とするところは、大入熱溶接性、溶接割
れ感受性にいずれも優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級調質型高
張力鋼及びその製造方法を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】すなわち、溶接割れ感受
性を改善するためには、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ で定義されるＰｃｍ値を低減することが有効である。溶
接割れ感受性を確保しつつ母材の強度を確保する有効な
手段としてＢ添加が考えられるが、溶接熱影響部の著し
い硬度上昇に伴う継手靱性の劣化が特に後述する大入熱
溶接継手において懸念される。Ｂを有効に活用するため
に従来しばしば添加されるＴｉは安定に母材性能を得る
ために添加しないことが好ましい。そこで、Ｔｉ，Ｂを
添加せずに溶接割れ感受性の改善と溶接継手の健全性の
確保を両立させつつ６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を得る
ためには従来の再加熱焼入れ焼戻しプロセスの適用では
適用可能な板厚範囲に制約を生じる懸念がある。
性を改善するためには、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ で定義されるＰｃｍ値を低減することが有効である。溶
接割れ感受性を確保しつつ母材の強度を確保する有効な
手段としてＢ添加が考えられるが、溶接熱影響部の著し
い硬度上昇に伴う継手靱性の劣化が特に後述する大入熱
溶接継手において懸念される。Ｂを有効に活用するため
に従来しばしば添加されるＴｉは安定に母材性能を得る
ために添加しないことが好ましい。そこで、Ｔｉ，Ｂを
添加せずに溶接割れ感受性の改善と溶接継手の健全性の
確保を両立させつつ６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を得る
ためには従来の再加熱焼入れ焼戻しプロセスの適用では
適用可能な板厚範囲に制約を生じる懸念がある。
【００１４】優れた大入熱溶接性を得るためには大入熱
溶接継手強度と継手靱性の確保を図らなければならな
い。大入熱溶接継手強度は従来６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼においてはＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値を概ね０．４０以上に設定することで確保され
てきた。一方、大入熱溶接継手靱性は、最も劣化が懸念
される熱影響部粗粒域について、それを再現する熱サイ
クルを施し検討した結果、Ｃｅｑ値の減少が継手靱性の
改善に有効なことを明らかにした。従って従来の技術で
は６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼における大入熱溶接継手
の強度と靱性の両立は困難てある。
溶接継手強度と継手靱性の確保を図らなければならな
い。大入熱溶接継手強度は従来６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼においてはＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値を概ね０．４０以上に設定することで確保され
てきた。一方、大入熱溶接継手靱性は、最も劣化が懸念
される熱影響部粗粒域について、それを再現する熱サイ
クルを施し検討した結果、Ｃｅｑ値の減少が継手靱性の
改善に有効なことを明らかにした。従って従来の技術で
は６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼における大入熱溶接継手
の強度と靱性の両立は困難てある。
【００１５】本発明者は、大入熱溶接性および溶接割れ
感受性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を工業的に
供給することを阻んできたこれらの課題を解決すべく鋭
意研究した結果、直接焼入れ焼戻しプロセスの適用を前
提に以下の知見を見出だした。
感受性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を工業的に
供給することを阻んできたこれらの課題を解決すべく鋭
意研究した結果、直接焼入れ焼戻しプロセスの適用を前
提に以下の知見を見出だした。
【００１６】（１）化学成分をＮｂ添加系とし、かつ直
接焼入れ法の採用により圧延加熱時に固溶させたＮｂに
よる焼入れ性向上効果を活用できる。これにより他の焼
入れ性確保のための合金元素添加量を削減できる。
接焼入れ法の採用により圧延加熱時に固溶させたＮｂに
よる焼入れ性向上効果を活用できる。これにより他の焼
入れ性確保のための合金元素添加量を削減できる。
【００１７】（２）直接焼入れ後の焼戻し処理によりＮ
ｂ炭窒化物の析出硬化を活用できる。これは焼入れ時の
冷却速度が表層側と比べて必然的に遅くなる板厚の中心
部の強度確保に有効である。即ちこれにより必要以上の
焼入れ性を確保することなく板厚中心部の強度を確保で
きる。また、大入熱溶接により熱影響部から母材部にか
けて生成する軟化域の硬度低下を抑制する効果を発現す
る。この効果は０．０１５％のＮｂ添加によりＣｅｑ値
を０．０４低減することに相当し、これによりＣｅｑ値
を０．４０以下としても６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に
必要な継手強度を確保できる。
ｂ炭窒化物の析出硬化を活用できる。これは焼入れ時の
冷却速度が表層側と比べて必然的に遅くなる板厚の中心
部の強度確保に有効である。即ちこれにより必要以上の
焼入れ性を確保することなく板厚中心部の強度を確保で
きる。また、大入熱溶接により熱影響部から母材部にか
けて生成する軟化域の硬度低下を抑制する効果を発現す
る。この効果は０．０１５％のＮｂ添加によりＣｅｑ値
を０．０４低減することに相当し、これによりＣｅｑ値
を０．４０以下としても６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に
必要な継手強度を確保できる。
【００１８】更に、Ｎｂ添加量が０．０１％を越えれば
大入熱溶接によりボンド部の粗粒化抑制や粗粒域の領域
縮小に少なからず寄与し、また、Ｃ添加量を０．１％以
下に抑えればＮｂ添加や増量による大入熱溶接継手靱性
の劣化を防止できる。
大入熱溶接によりボンド部の粗粒化抑制や粗粒域の領域
縮小に少なからず寄与し、また、Ｃ添加量を０．１％以
下に抑えればＮｂ添加や増量による大入熱溶接継手靱性
の劣化を防止できる。
【００１９】（３）強度を確保するための鋼板厚に応じ
た合金元素の必要添加量を把握し、かつ、大入熱溶接継
手靱性および溶接割れ感受性を阻害しないための条件を
明確にした。
た合金元素の必要添加量を把握し、かつ、大入熱溶接継
手靱性および溶接割れ感受性を阻害しないための条件を
明確にした。
【００２０】（４）上記によりＢ添加は不要となり、む
しろ積極的に特に大入熱溶接継手の靱性を確保するため
その混入を規制する必要がある。また、Ｂを有効に活用
する観点からのＴｉ添加は必須ではなく、むしろ安定に
良好な母材性能を得る上でＴｉは添加しないことが好ま
しい。
しろ積極的に特に大入熱溶接継手の靱性を確保するため
その混入を規制する必要がある。また、Ｂを有効に活用
する観点からのＴｉ添加は必須ではなく、むしろ安定に
良好な母材性能を得る上でＴｉは添加しないことが好ま
しい。
【００２１】本発明はこれらの知見に基づいてなされた
もので、その要旨は、 （１）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓｉ：０．
０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎｂ：０．
００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜０．００５
％、Ｂ＜０．０００３％を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下で
残部が鉄および不可避不純物よりなり、大入熱溶接によ
り生成する熱影響部粗粒域の硬さが１８８Ｈｖ以下で引
張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する溶接割れ感受性と
大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼。
もので、その要旨は、 （１）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓｉ：０．
０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎｂ：０．
００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜０．００５
％、Ｂ＜０．０００３％を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下で
残部が鉄および不可避不純物よりなり、大入熱溶接によ
り生成する熱影響部粗粒域の硬さが１８８Ｈｖ以下で引
張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する溶接割れ感受性と
大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼。
【００２２】（２）上記の組成に、Ｃｕ：０．５％以
下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：
０．３％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上
を更に含む溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れ
た高張力鋼。
下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：
０．３％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上
を更に含む溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れ
た高張力鋼。
【００２３】（３）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６
％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５
〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜
０．００５％、Ｂ＜０．０００３％を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下の
鋼を熱間圧延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の
温度に加熱後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以
上の温度から直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の
温度で焼戻し処理を施し、大入熱溶接により生成する熱
影響部粗粒域の硬さが１８８Ｈｖ以下であることを特徴
とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性
と大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼の製造方法。
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６
％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５
〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜
０．００５％、Ｂ＜０．０００３％を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下の
鋼を熱間圧延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の
温度に加熱後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以
上の温度から直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の
温度で焼戻し処理を施し、大入熱溶接により生成する熱
影響部粗粒域の硬さが１８８Ｈｖ以下であることを特徴
とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性
と大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００２４】（４）上記の組成に、Ｃｕ：０．５％以
下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：
０．３％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上
を更に含む溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れ
た高張力鋼の製造方法。
下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：
０．３％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上
を更に含む溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れ
た高張力鋼の製造方法。
【００２５】（５）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４
＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義さ
れるＣｅｑ値および、１０００〜１２５０℃の温度範囲
に設定された加熱温度Ｔ（℃）を用いて、ｌｏｇ｛（Ｎ
ｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／
（Ｔ＋２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量
及び鋼中に添加された添加Ｎｂ量のうちのいずれか少な
い方を有効Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的と
する鋼板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、 ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ の関係を満たすことを特徴とする上述の引張強さ５７０
Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性
に優れた高張力鋼の製造方法。
＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義さ
れるＣｅｑ値および、１０００〜１２５０℃の温度範囲
に設定された加熱温度Ｔ（℃）を用いて、ｌｏｇ｛（Ｎ
ｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／
（Ｔ＋２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量
及び鋼中に添加された添加Ｎｂ量のうちのいずれか少な
い方を有効Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的と
する鋼板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、 ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ の関係を満たすことを特徴とする上述の引張強さ５７０
Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性
に優れた高張力鋼の製造方法。
【００２６】（６）熱間圧延に際して、１０５０℃以下
で２０％以上の累積圧下率で熱間圧延を施すことを特徴
とする上述の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ
感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼の製造方
法である。
で２０％以上の累積圧下率で熱間圧延を施すことを特徴
とする上述の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ
感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼の製造方
法である。
【００２７】
【発明の実施の形態】以下に本発明での構成要件の限定
理由等について説明する。 ＜Ｃ＞Ｃ量０．０６％未満では他の焼入れ性向上元素の
多量添加が必要となりコスト高、靱性劣化、溶接性の劣
化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、Ｃ含有量が０．０６％に満たないと溶接金属へのＣ
の希釈が少なくなり一般の溶接材料では継手強度を確保
することが困難となる。Ｃ量の上限は溶接割れ感受性の
確保のため、およびＮｂ添加に伴う大入熱溶接継手靱性
確保のため０．１％とした。
理由等について説明する。 ＜Ｃ＞Ｃ量０．０６％未満では他の焼入れ性向上元素の
多量添加が必要となりコスト高、靱性劣化、溶接性の劣
化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、Ｃ含有量が０．０６％に満たないと溶接金属へのＣ
の希釈が少なくなり一般の溶接材料では継手強度を確保
することが困難となる。Ｃ量の上限は溶接割れ感受性の
確保のため、およびＮｂ添加に伴う大入熱溶接継手靱性
確保のため０．１％とした。
【００２８】＜Ｓｉ＞Ｓｉは母材強度と溶接継手強度を
確保する上で有効に働くので０．０１％以上添加する。
しかし、０．４％を越える添加は溶接割れ感受性と溶接
継手靱性を劣化させる。
確保する上で有効に働くので０．０１％以上添加する。
しかし、０．４％を越える添加は溶接割れ感受性と溶接
継手靱性を劣化させる。
【００２９】＜Ｍｎ＞Ｍｎは母材強度と溶接継手強度を
確保する上で有効に働くので０．５％以上添加する。し
かし、１．６％を越える添加は溶接割れ感受性を劣化さ
せ、必要以上の焼入れ性をもたらし母材靱性、継手靱性
を劣化させる。
確保する上で有効に働くので０．５％以上添加する。し
かし、１．６％を越える添加は溶接割れ感受性を劣化さ
せ、必要以上の焼入れ性をもたらし母材靱性、継手靱性
を劣化させる。
【００３０】＜Ｎｂ＞Ｎｂは母材強度と溶接継手強度を
確保するために０．００５％以上添加する。しかし、
０．０５％を越える添加は、溶接継手靱性を劣化させる
傾向も認められることからＮｂ添加量の上限を０．０５
％、好ましくは０．０３％とする。
確保するために０．００５％以上添加する。しかし、
０．０５％を越える添加は、溶接継手靱性を劣化させる
傾向も認められることからＮｂ添加量の上限を０．０５
％、好ましくは０．０３％とする。
【００３１】＜Ａｌ＞Ａｌは鋼の脱酸のため添加され、
通常０．００５％以上は含有する。また、ミクロ組織の
微細化による母材靱性の確保のために０．０１％添加す
る。しかし、０．１％を越えるＡｌ添加は母材靱性を損
なう。
通常０．００５％以上は含有する。また、ミクロ組織の
微細化による母材靱性の確保のために０．０１％添加す
る。しかし、０．１％を越えるＡｌ添加は母材靱性を損
なう。
【００３２】＜Ｎ＞Ｎは、Ａｌ，Ｎｂなどと反応し析出
物を形成することでミクロ組織を微細化し、母材靱性を
向上させるため、および焼戻し時にＮｂ，Ｖなどと反応
し析出硬化による強度確保のために添加する。
物を形成することでミクロ組織を微細化し、母材靱性を
向上させるため、および焼戻し時にＮｂ，Ｖなどと反応
し析出硬化による強度確保のために添加する。
【００３３】０．０００５％未満の添加ではミクロ組織
の微細化および強度確保に必要な析出物が形成されず、
０．００５％を越える添加はむしろ母材および大入熱溶
接継手の靱性を損なう。
の微細化および強度確保に必要な析出物が形成されず、
０．００５％を越える添加はむしろ母材および大入熱溶
接継手の靱性を損なう。
【００３４】＜Ｔｉ，Ｂ＞Ｔｉはミクロ組織の細粒化を
通じて母材および溶接継手の靱性を改善する効果を有す
る。また、Ｂ添加鋼では、焼入れ性に有効に働くＢを確
保するため積極的に添加される。しかし、本発明では溶
接熱影響部の硬化が懸念されるＢを添加せずに母材強度
を確保し、特に熱影響部粗粒域の硬度低減により溶接継
手靱性を達成するため、Ｔｉを添加する必然性はない。
むしろＴｉ添加による母材性能の不安定さを懸念し、不
純物元素して０．００５％未満に規制するが後述するＮ
含有量の３．４倍を下回ることが望ましい。
通じて母材および溶接継手の靱性を改善する効果を有す
る。また、Ｂ添加鋼では、焼入れ性に有効に働くＢを確
保するため積極的に添加される。しかし、本発明では溶
接熱影響部の硬化が懸念されるＢを添加せずに母材強度
を確保し、特に熱影響部粗粒域の硬度低減により溶接継
手靱性を達成するため、Ｔｉを添加する必然性はない。
むしろＴｉ添加による母材性能の不安定さを懸念し、不
純物元素して０．００５％未満に規制するが後述するＮ
含有量の３．４倍を下回ることが望ましい。
【００３５】Ｂは上述の熱影響部の硬さ低減のため不純
物元素として０．０００３％未満に規制しなければなら
ない。 ＜Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ＞Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒは母材および溶
接継手強度を向上させる効果を有する。Ｎｉはさらに靱
性を改善する働きを示す。しかし必要以上の添加はＣｅ
ｑを増加させ大入熱溶接継手の靱性低下や製造性の劣化
を招くのでそれぞれに上限を設定した。特に、Ｃｕの過
剰な添加は熱間圧延の低下をもたらすため０．５％以下
とする。
物元素として０．０００３％未満に規制しなければなら
ない。 ＜Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ＞Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒは母材および溶
接継手強度を向上させる効果を有する。Ｎｉはさらに靱
性を改善する働きを示す。しかし必要以上の添加はＣｅ
ｑを増加させ大入熱溶接継手の靱性低下や製造性の劣化
を招くのでそれぞれに上限を設定した。特に、Ｃｕの過
剰な添加は熱間圧延の低下をもたらすため０．５％以下
とする。
【００３６】＜Ｍｏ＞Ｍｏは母材強度、継手強度を向上
させる効果を有することから選択的に添加できる。ただ
し、溶接割れ感受性と溶接継手靱性を劣化させる傾向が
認められるため、上限を０．３％とする。ただし、必要
以上の焼入れ性を確保しない様にとの配慮から上限を
０．２％とすることが好ましい。また、添加する場合の
下限は、上記の効果を発揮させるため０．０２％とする
ことが好ましい。
させる効果を有することから選択的に添加できる。ただ
し、溶接割れ感受性と溶接継手靱性を劣化させる傾向が
認められるため、上限を０．３％とする。ただし、必要
以上の焼入れ性を確保しない様にとの配慮から上限を
０．２％とすることが好ましい。また、添加する場合の
下限は、上記の効果を発揮させるため０．０２％とする
ことが好ましい。
【００３７】＜Ｖ＞Ｖは母材強度と溶接継手強度を確保
する上で有効に働くので、選択的に０．０１％以上添加
することが可能である。
する上で有効に働くので、選択的に０．０１％以上添加
することが可能である。
【００３８】しかし、０．１％を越える添加は溶接割れ
感受性を劣化させ、かつ母材靱性を損なう。 ＜Ｐ，Ｓ＞Ｐ，Ｓは、いずれも不純物元素である。健全
な母材および溶接継手を得るためにはいずれも０．０１
５％以下好ましくは０．０１％以下に規制されることが
望ましい。
感受性を劣化させ、かつ母材靱性を損なう。 ＜Ｐ，Ｓ＞Ｐ，Ｓは、いずれも不純物元素である。健全
な母材および溶接継手を得るためにはいずれも０．０１
５％以下好ましくは０．０１％以下に規制されることが
望ましい。
【００３９】＜Ｐｃｍ＞Ｐｃｍは溶接割れ感受性を表す
指数であり、通常の環境において溶接施工時の予熱を不
要にするために０．２０以下に規制する。
指数であり、通常の環境において溶接施工時の予熱を不
要にするために０．２０以下に規制する。
【００４０】＜Ｃｅｑ＞Ｃｅｑは従来より良く知られて
いる炭素当量値である。厚肉材を含む従来の６００Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼のＣｅｑ値は概ね０．４０を越えた
が、本発明では先述のようにＮｂ添加により母材強度お
よび大入熱継手強度を確保するので０．４０を越えるＣ
ｅｑ値は必要ではなく、むしろ大入熱溶接継手靱性を確
保するためＣｅｑ値を０．３７以下に好ましくは０．３
５以下に制限する。
いる炭素当量値である。厚肉材を含む従来の６００Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼のＣｅｑ値は概ね０．４０を越えた
が、本発明では先述のようにＮｂ添加により母材強度お
よび大入熱継手強度を確保するので０．４０を越えるＣ
ｅｑ値は必要ではなく、むしろ大入熱溶接継手靱性を確
保するためＣｅｑ値を０．３７以下に好ましくは０．３
５以下に制限する。
【００４１】計算式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋
２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４０ 計算式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ
は母材の板厚１／２ｔにおける強度を表す指数であり、
当該業者間で一般に知られる炭素当量式（Ｃｅｑ）に本
発明の要であるＮｂ，Ｖの寄与を加味しさらに概ね１５
〜６０ｍｍまでの板厚範囲における板厚効果を考慮して
整理した数式である。尚、板厚効果とは、熱間圧延後の
直接焼入れにより鋼板をＡｒ３変態点以上から強制冷却
する際、板厚に応じてその冷却速度が必然的に変化し、
そのため母材強度が変化することを指す。板厚と冷却速
度の関係は両対数表示において線形な関係にあるため板
厚と強度も同様な関係にて近似できる。ここでは１／２
ｔにおいても６００Ｎ／ｍｍ2 級耐候性高張力鋼に分類
されるＪＩＳ Ｇ３１１４ＳＭＡ５７０およびＪＩＳ
Ｇ３１０６ＳＭ５７０に適合する鋼板を得ることとし、
計算式の板厚の項は工業的な簡便さを図るべく板厚１５
〜６０ｍｍの１／２ｔの強度との相関を線形として取り
扱い、計算式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０
Ｃｅｑが板厚ｔ（ｍｍ）に４０を加えた値を上回ること
とした。
２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４０ 計算式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ
は母材の板厚１／２ｔにおける強度を表す指数であり、
当該業者間で一般に知られる炭素当量式（Ｃｅｑ）に本
発明の要であるＮｂ，Ｖの寄与を加味しさらに概ね１５
〜６０ｍｍまでの板厚範囲における板厚効果を考慮して
整理した数式である。尚、板厚効果とは、熱間圧延後の
直接焼入れにより鋼板をＡｒ３変態点以上から強制冷却
する際、板厚に応じてその冷却速度が必然的に変化し、
そのため母材強度が変化することを指す。板厚と冷却速
度の関係は両対数表示において線形な関係にあるため板
厚と強度も同様な関係にて近似できる。ここでは１／２
ｔにおいても６００Ｎ／ｍｍ2 級耐候性高張力鋼に分類
されるＪＩＳ Ｇ３１１４ＳＭＡ５７０およびＪＩＳ
Ｇ３１０６ＳＭ５７０に適合する鋼板を得ることとし、
計算式の板厚の項は工業的な簡便さを図るべく板厚１５
〜６０ｍｍの１／２ｔの強度との相関を線形として取り
扱い、計算式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０
Ｃｅｑが板厚ｔ（ｍｍ）に４０を加えた値を上回ること
とした。
【００４２】この計算式におけるＮｂ，Ｖの強度上昇効
果はＶの場合、Ｖ炭窒化物の析出硬化による寄与を表
し、Ｎｂの場合はＮｂ炭窒化物の析出硬化に加えて焼入
れ性上昇による寄与を考慮したものである。直接焼入れ
後焼戻し工程により期待されるこれらの元素の効果は、
熱間圧延前の加熱段階に於いて固溶していることが必要
である。Ｖは本発明の範囲において添加量全てが固溶し
得るが、Ｎｂの場合は必ずしも全量固溶するとは限らな
い。そこで、Ｎｂの全量固溶を確保できない場合は、ｌ
ｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−
６７７０／（Ｔ（℃）＋２７３．１５）の関係より計算
される固溶Ｎｂ量及び鋼中に添加された添加Ｎｂ量のう
ちのいずれか少ない方を有効Ｎｂ量として、上述の計算
式を ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ として、適用しなければならない。
果はＶの場合、Ｖ炭窒化物の析出硬化による寄与を表
し、Ｎｂの場合はＮｂ炭窒化物の析出硬化に加えて焼入
れ性上昇による寄与を考慮したものである。直接焼入れ
後焼戻し工程により期待されるこれらの元素の効果は、
熱間圧延前の加熱段階に於いて固溶していることが必要
である。Ｖは本発明の範囲において添加量全てが固溶し
得るが、Ｎｂの場合は必ずしも全量固溶するとは限らな
い。そこで、Ｎｂの全量固溶を確保できない場合は、ｌ
ｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−
６７７０／（Ｔ（℃）＋２７３．１５）の関係より計算
される固溶Ｎｂ量及び鋼中に添加された添加Ｎｂ量のう
ちのいずれか少ない方を有効Ｎｂ量として、上述の計算
式を ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ として、適用しなければならない。
【００４３】尚、本発明が対象とする板厚範囲は概ね１
５ｍｍ〜６０ｍｍの範囲である。 ＜熱間圧延前の加熱温度＞合金元素の均質化とＮｂの固
溶を図るため、加熱温度は１０００℃以上に設定する必
要がある。しかし、加熱温度が１２５０℃を越えるとミ
クロ組織の粗大化により母材の靱性が確保されなくなる
ので上限を１２５０℃、好ましくは１２００℃、更に好
ましくは１１５０℃とする。
５ｍｍ〜６０ｍｍの範囲である。 ＜熱間圧延前の加熱温度＞合金元素の均質化とＮｂの固
溶を図るため、加熱温度は１０００℃以上に設定する必
要がある。しかし、加熱温度が１２５０℃を越えるとミ
クロ組織の粗大化により母材の靱性が確保されなくなる
ので上限を１２５０℃、好ましくは１２００℃、更に好
ましくは１１５０℃とする。
【００４４】＜圧延条件＞均一に加熱された本発明鋼を
熱間圧延する工程は、通常の条件に依って差し支えな
い。
熱間圧延する工程は、通常の条件に依って差し支えな
い。
【００４５】母材の靱性をより安定に確保、向上させる
観点から、１０５０℃以下の温度域で２０％以上の累積
圧下を付与することが望ましい。累積圧下を２０％以上
とすることでγ粒の再結晶に伴う細粒化を達成し、母材
の靱性をより安定に確保、向上させることができる。同
じ理由から、圧延１パス毎の圧下率を５％以上、更に好
ましくは１０％以上確保することが望ましい。
観点から、１０５０℃以下の温度域で２０％以上の累積
圧下を付与することが望ましい。累積圧下を２０％以上
とすることでγ粒の再結晶に伴う細粒化を達成し、母材
の靱性をより安定に確保、向上させることができる。同
じ理由から、圧延１パス毎の圧下率を５％以上、更に好
ましくは１０％以上確保することが望ましい。
【００４６】＜直接焼入れ＞熱間圧延終了後、Ａｒ３変
態点を上回る温度の鋼板を強制冷却し焼入れ処理を施す
ことが必要である。強制冷却は水等の冷却媒体を鋼板に
均一に付与し、板厚１／２ｔにて少なくとも１℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度を達成させなければならない。
態点を上回る温度の鋼板を強制冷却し焼入れ処理を施す
ことが必要である。強制冷却は水等の冷却媒体を鋼板に
均一に付与し、板厚１／２ｔにて少なくとも１℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度を達成させなければならない。
【００４７】＜焼戻し温度＞焼戻しは、溶接やＳＲによ
る性能変化に対する懸念を取り除くため実施されるが、
本発明ではＮｂ炭窒化物の析出硬化による母材強度確保
という重要な意味を持つ。焼戻しは５７０℃以上で実施
しなければ上記の目的を達成できず、好ましくは６００
℃以上で実施する。しかし、Ａｃ１変態点を越える温度
で焼戻しを行うと強度の低下が著しく、６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼としての強度が確保されない。
る性能変化に対する懸念を取り除くため実施されるが、
本発明ではＮｂ炭窒化物の析出硬化による母材強度確保
という重要な意味を持つ。焼戻しは５７０℃以上で実施
しなければ上記の目的を達成できず、好ましくは６００
℃以上で実施する。しかし、Ａｃ１変態点を越える温度
で焼戻しを行うと強度の低下が著しく、６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼としての強度が確保されない。
【００４８】＜音響異方性＞音響異方性とは、鋼材の圧
延方向に平行な方向（Ｌ方向）と垂直な方向（Ｃ方向）
との音速比で定義される。熱間圧延後に当該温度にて十
分な時間が経過した場合、鋼板は再結晶し、音響異方性
はほぼ１．０００〜１．００５の範囲となる。一方、低
温で圧延が終了するか比較的高温でも圧延終了後速やか
に直接焼き入れした場合、鋼板は十分に再結晶せず、音
響異方性は１．００５以上の値となる。本発明のような
Ｎｂ添加鋼では再結晶温度が高く、例えば１０００℃以
下で２０％以上の累積圧下を加える場合には、圧延能率
を阻害する低温での圧延を実施することなく、１．０１
を越える程度の音響異方性が達成され、しかも低温靱性
が改善される。図４に示すように鋼板の音響異方性が
１．０１を越えると低温靱性は改善される。
延方向に平行な方向（Ｌ方向）と垂直な方向（Ｃ方向）
との音速比で定義される。熱間圧延後に当該温度にて十
分な時間が経過した場合、鋼板は再結晶し、音響異方性
はほぼ１．０００〜１．００５の範囲となる。一方、低
温で圧延が終了するか比較的高温でも圧延終了後速やか
に直接焼き入れした場合、鋼板は十分に再結晶せず、音
響異方性は１．００５以上の値となる。本発明のような
Ｎｂ添加鋼では再結晶温度が高く、例えば１０００℃以
下で２０％以上の累積圧下を加える場合には、圧延能率
を阻害する低温での圧延を実施することなく、１．０１
を越える程度の音響異方性が達成され、しかも低温靱性
が改善される。図４に示すように鋼板の音響異方性が
１．０１を越えると低温靱性は改善される。
【００４９】
【実施例】表１に本発明の実施例に用いた鋼の化学成分
を示す。表１に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊とな
し、表２に示した製造条件にて所定の板厚に熱間圧延
後、直接焼入れし、更に焼戻し処理を施し供試鋼を得
た。尚、圧延仕上温度はいずれも８５０℃以上であり、
焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲とした。また、一
部の供試鋼を再加熱焼入れ焼戻し処理し比較例に用い
た。
を示す。表１に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊とな
し、表２に示した製造条件にて所定の板厚に熱間圧延
後、直接焼入れし、更に焼戻し処理を施し供試鋼を得
た。尚、圧延仕上温度はいずれも８５０℃以上であり、
焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲とした。また、一
部の供試鋼を再加熱焼入れ焼戻し処理し比較例に用い
た。
【００５０】全ての供試鋼の板厚中央部より、引張試験
およびシャルピー衝撃試験を圧延方向と垂直な方向にて
採取し６００Ｎ／ｍｍ2 級鋼としての母材の機械的性質
を評価した。その結果を表３に示す 更に、ＪＩＳ Ｚ３１５８に準拠して斜めＹ型溶接割れ
試験を、ＪＩＳ Ｚ３１０１に準拠して最高硬さ試験を
それぞれ実施し、溶接割れ感受性を評価した。これらの
試験はいずれも６０キロ級鋼用超低水素タイプの溶接材
料を用いて、雰囲気２０℃−６０％、試験片初期温度２
５℃の条件で行った。大入熱溶接継手靱性は、図１に示
した熱サイクルにより劣化が最も懸念される熱影響部粗
粒域を再現し、これについてシャルピー衝撃試験を実施
し評価した。また、いくつかの供試鋼を用いて、エレク
トロガスアーク溶接により大入熱溶接継手を作製し、継
手強度と靱性が最も懸念される切欠位置をボンド部とし
たシャルピー衝撃試験を実施し、本発明の妥当性を検証
した。
およびシャルピー衝撃試験を圧延方向と垂直な方向にて
採取し６００Ｎ／ｍｍ2 級鋼としての母材の機械的性質
を評価した。その結果を表３に示す 更に、ＪＩＳ Ｚ３１５８に準拠して斜めＹ型溶接割れ
試験を、ＪＩＳ Ｚ３１０１に準拠して最高硬さ試験を
それぞれ実施し、溶接割れ感受性を評価した。これらの
試験はいずれも６０キロ級鋼用超低水素タイプの溶接材
料を用いて、雰囲気２０℃−６０％、試験片初期温度２
５℃の条件で行った。大入熱溶接継手靱性は、図１に示
した熱サイクルにより劣化が最も懸念される熱影響部粗
粒域を再現し、これについてシャルピー衝撃試験を実施
し評価した。また、いくつかの供試鋼を用いて、エレク
トロガスアーク溶接により大入熱溶接継手を作製し、継
手強度と靱性が最も懸念される切欠位置をボンド部とし
たシャルピー衝撃試験を実施し、本発明の妥当性を検証
した。
【００５１】実施例Ｎｏ．１はＡ鋼による比較例であ
る。本発明の要件であるＮｂを含まないＡ鋼の計算値
（６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝７
８）は供試鋼板厚（２０）に４０を加えた値（６０）を
上回り、そのため板厚中心部の母材の引張り強さは５７
０Ｎ／ｍｍ2 を越え、また靱性も良好であった。Ｐｃｍ
値は０．１７と低く、Ｙ割れ試験において溶接割れは発
生しなかった。しかし、Ｎｂを含まないため大入熱溶接
継手の強度が５７０Ｎ／ｍｍ2 に満たない。
る。本発明の要件であるＮｂを含まないＡ鋼の計算値
（６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝７
８）は供試鋼板厚（２０）に４０を加えた値（６０）を
上回り、そのため板厚中心部の母材の引張り強さは５７
０Ｎ／ｍｍ2 を越え、また靱性も良好であった。Ｐｃｍ
値は０．１７と低く、Ｙ割れ試験において溶接割れは発
生しなかった。しかし、Ｎｂを含まないため大入熱溶接
継手の強度が５７０Ｎ／ｍｍ2 に満たない。
【００５２】実施例Ｎｏ．２〜１０はＢ〜Ｉ鋼による本
発明例である。母材および再現された大入熱溶接継手の
熱影響部粗粒域の靱性は良好である。また、実際に作製
した大入熱溶接継手の性能は強度、靱性共に良好である
ことが確認された。尚、Ｆ鋼による実施例Ｎｏ．６，７
は適用板厚を変化させた本発明例であり、計算式（６２
５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ）の妥当性を
示すものである。また、Ｅ鋼による実施例Ｎｏ．５とＦ
鋼によるＮｏ．６，７の比較から、大入熱溶接継手の熱
影響部粗粒域の靱性確保の観点から、Ｐを０．０１以下
に抑えることがより好ましいことがわかる。
発明例である。母材および再現された大入熱溶接継手の
熱影響部粗粒域の靱性は良好である。また、実際に作製
した大入熱溶接継手の性能は強度、靱性共に良好である
ことが確認された。尚、Ｆ鋼による実施例Ｎｏ．６，７
は適用板厚を変化させた本発明例であり、計算式（６２
５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ）の妥当性を
示すものである。また、Ｅ鋼による実施例Ｎｏ．５とＦ
鋼によるＮｏ．６，７の比較から、大入熱溶接継手の熱
影響部粗粒域の靱性確保の観点から、Ｐを０．０１以下
に抑えることがより好ましいことがわかる。
【００５３】実施例Ｎｏ．１１〜１４は、Ｊ，Ｋ鋼によ
る比較例である。これらの実施例はＣｅｑが０．３７を
越えるため大入熱溶接継手の熱影響部粗粒域の靱性は本
発明例に比べて劣る。尚、１０００℃で加熱されたＮ
ｏ．１２の実施例は１１００℃で加熱されたＮｏ．１１
に対して有効Ｎｂ量が減少し、その結果計算値（６２５
（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ）が１００に減
じたため母材強度に低下が認められる。Ｎｏ．１３は直
接焼入れ焼戻し（ＤＱＴ）プロセスに代わって再加熱焼
入れ焼戻し（ＱＴ）プロセスを適用した例であり、目標
とする母材強度が達成されない。これらはいずれも本発
明の要件である直接焼入れ焼戻しプロセスの必要性と母
材強度確保の条件を与える計算式（６２５（有効Ｎｂ）
＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ）の妥当性を示すものであ
る。
る比較例である。これらの実施例はＣｅｑが０．３７を
越えるため大入熱溶接継手の熱影響部粗粒域の靱性は本
発明例に比べて劣る。尚、１０００℃で加熱されたＮ
ｏ．１２の実施例は１１００℃で加熱されたＮｏ．１１
に対して有効Ｎｂ量が減少し、その結果計算値（６２５
（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ）が１００に減
じたため母材強度に低下が認められる。Ｎｏ．１３は直
接焼入れ焼戻し（ＤＱＴ）プロセスに代わって再加熱焼
入れ焼戻し（ＱＴ）プロセスを適用した例であり、目標
とする母材強度が達成されない。これらはいずれも本発
明の要件である直接焼入れ焼戻しプロセスの必要性と母
材強度確保の条件を与える計算式（６２５（有効Ｎｂ）
＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ）の妥当性を示すものであ
る。
【００５４】実施例Ｎｏ．１５〜１７はＬ，Ｍ，Ｎ鋼に
よる比較例である。これらの実施例の母材の強度、靱性
は良好であるが、Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉを全く添加せず母材性
能を得るためＰｃｍは０．２０を越え、Ｃｅｑは０．３
８を越える。そのため最高硬さは３００Ｈｖを越え、Ｙ
型溶接割れ試験で割れが発生しなかったものの溶接材料
を低水素系とした場合は割れが懸念され、溶接割れ感受
性は良好とはいえない。また、大入熱溶接継手の熱影響
部粗粒域の靱性は本発明例に比べて劣る。
よる比較例である。これらの実施例の母材の強度、靱性
は良好であるが、Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉを全く添加せず母材性
能を得るためＰｃｍは０．２０を越え、Ｃｅｑは０．３
８を越える。そのため最高硬さは３００Ｈｖを越え、Ｙ
型溶接割れ試験で割れが発生しなかったものの溶接材料
を低水素系とした場合は割れが懸念され、溶接割れ感受
性は良好とはいえない。また、大入熱溶接継手の熱影響
部粗粒域の靱性は本発明例に比べて劣る。
【００５５】実施例Ｎｏ．１８は本発明の特徴であるＮ
ｂを用いずにＢを活用し低Ｐｃｍ化と低Ｃｅｑ化を図っ
たＯ鋼による比較例である。溶接割れ感受性は良好であ
ったが、Ｃｅｑが０．３７以下であるにも拘わらず大入
熱溶接継手の熱影響部粗粒域の靱性は本発明例に比べて
劣る。
ｂを用いずにＢを活用し低Ｐｃｍ化と低Ｃｅｑ化を図っ
たＯ鋼による比較例である。溶接割れ感受性は良好であ
ったが、Ｃｅｑが０．３７以下であるにも拘わらず大入
熱溶接継手の熱影響部粗粒域の靱性は本発明例に比べて
劣る。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
【００５８】
【表３】
【００５９】次に、鋼番５Ｅ，８Ｇについて音響異方性
とｖＴｓとの関係を調べた。その結果を表４に示すと共
に図４に示す。この結果から、音響異方性が１．０１〜
１．０３５の範囲のものがｖＴｓが低いことがわかる。
とｖＴｓとの関係を調べた。その結果を表４に示すと共
に図４に示す。この結果から、音響異方性が１．０１〜
１．０３５の範囲のものがｖＴｓが低いことがわかる。
【００６０】
【表４】
【００６１】
【発明の効果】以上のように、本発明により、溶接割れ
感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2
級高張力鋼およびその製造方法を提供できる。
感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2
級高張力鋼およびその製造方法を提供できる。
【図１】大入熱溶接継手熱影響部粗粒域の靱性評価のシ
ミュレーションに用いた熱サイクルを示した図。
ミュレーションに用いた熱サイクルを示した図。
【図２】再現された熱影響部粗粒域の硬さと靱性の関係
を示した図。
を示した図。
【図３】炭素当量（Ｃｅｑ）値と再現された熱影響部粗
粒域の硬さの関係を示した図。
粒域の硬さの関係を示した図。
【図４】ｖＴｓ（℃）と音響異方性との関係を示した
図。
図。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．
１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜０．０
０５％、Ｂ＜０．０００３％を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下で
残部が鉄および不可避不純物よりなり、大入熱溶接によ
り生成する熱影響部粗粒域の硬さが１８８Ｈｖ以下で引
張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する溶接割れ感受性と
大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼。 - 【請求項２】 Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以
下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：
０．１％以下の１種または２種以上を更に含む請求項１
に記載の溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた
高張力鋼。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．
１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜０．０
０５％、Ｂ＜０．０００３％を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下の
鋼を熱間圧延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の
温度に加熱後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以
上の温度から直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の
温度で焼戻し処理を施し、大入熱溶接により生成する熱
影響部粗粒域の硬さが１８８Ｈｖ以下であることを特徴
とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性
と大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項４】 Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以
下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：
０．１％以下の１種または２種以上を更に含む請求項３
に記載の溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた
高張力鋼の製造方法。 - 【請求項５】 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値および、１０００〜１２５０℃の温度範囲に設
定された加熱温度Ｔ（℃）を用いて、ｌｏｇ｛（Ｎｂ）
×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／（Ｔ
＋２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量及び
鋼中に添加された添加Ｎｂ量のうちのいずれか少ない方
を有効Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的とする
鋼板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、 ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ の関係を満たすことを特徴とする請求項３または４に記
載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性と
大入熱溶接継手靱性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項６】 熱間圧延に際して、１０５０℃以下で２
０％以上の累積圧下率で熱間圧延を施すことを特徴とす
る請求項３乃至５のいずれか１に記載の引張強さ５７０
Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性
に優れた高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9128688A JPH1068045A (ja) | 1996-06-21 | 1997-05-19 | 溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16197996 | 1996-06-21 | ||
| JP8-161979 | 1996-06-21 | ||
| JP9128688A JPH1068045A (ja) | 1996-06-21 | 1997-05-19 | 溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1068045A true JPH1068045A (ja) | 1998-03-10 |
Family
ID=26464283
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9128688A Pending JPH1068045A (ja) | 1996-06-21 | 1997-05-19 | 溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1068045A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
| KR100489024B1 (ko) * | 2000-11-27 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 재결정제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| CN102383057A (zh) * | 2011-10-26 | 2012-03-21 | 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 | 耐低温k60管线钢及其所制弯管和弯管的制作方法 |
| CN103361554A (zh) * | 2012-03-29 | 2013-10-23 | 株式会社神户制钢所 | 弯曲加工性、冲击特性和拉伸特性优异的钢板及其制造方法 |
| CN105063509A (zh) * | 2015-07-27 | 2015-11-18 | 武汉钢铁(集团)公司 | 屈服强度500MPa级桥梁用结构钢及其生产方法 |
-
1997
- 1997-05-19 JP JP9128688A patent/JPH1068045A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
| KR100489024B1 (ko) * | 2000-11-27 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 재결정제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| CN102383057A (zh) * | 2011-10-26 | 2012-03-21 | 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 | 耐低温k60管线钢及其所制弯管和弯管的制作方法 |
| CN103361554A (zh) * | 2012-03-29 | 2013-10-23 | 株式会社神户制钢所 | 弯曲加工性、冲击特性和拉伸特性优异的钢板及其制造方法 |
| CN105063509A (zh) * | 2015-07-27 | 2015-11-18 | 武汉钢铁(集团)公司 | 屈服强度500MPa级桥梁用结构钢及其生产方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH10298706A (ja) | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4926447B2 (ja) | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JP3220406B2 (ja) | 耐割れ性に優れた高強度溶接継手の作製方法 | |
| JPH1068045A (ja) | 溶接割れ感受性と大入熱溶接継手靱性に優れた６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP3374688B2 (ja) | 溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 | |
| JPS625216B2 (ja) | ||
| JP3951428B2 (ja) | 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3503345B2 (ja) | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4250113B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2000192140A (ja) | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP2930772B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 | |
| JPS6167717A (ja) | 溶接熱影響部の強度及び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH05112823A (ja) | 大入熱溶接継手靱性の優れた建築用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐火鋼材の製造方法 | |
| JPH1017929A (ja) | 溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００ｎ級鋼の製造方法 | |
| JPH0735543B2 (ja) | クラッド鋼板の製造方法 | |
| JP2652538B2 (ja) | 溶接性及び低温靭性にすぐれる高強度鋼の製造方法 | |
| JP3474954B2 (ja) | 高張力鋼及びその製造方法 | |
| JPH08176731A (ja) | 高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP3312516B2 (ja) | 溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH09227937A (ja) | 高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JPH09176783A (ja) | 溶接性と耐候性に優れた高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP3855479B2 (ja) | 靱性・アレスト性に優れる高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH06145787A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment |
Year of fee payment: 12 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081219 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment |
Year of fee payment: 12 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081219 |