JP3425288B2 - 加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
- Publication number
- JP3425288B2 JP3425288B2 JP01995096A JP1995096A JP3425288B2 JP 3425288 B2 JP3425288 B2 JP 3425288B2 JP 01995096 A JP01995096 A JP 01995096A JP 1995096 A JP1995096 A JP 1995096A JP 3425288 B2 JP3425288 B2 JP 3425288B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- strength
- steel sheet
- cooling rate
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、加工性に優れた４
００〜８００Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板及びの製造方法
に関わり、その用途は、自動車、家電、建材等である。
００〜８００Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板及びの製造方法
に関わり、その用途は、自動車、家電、建材等である。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車、建築等多くの産業分野
で、部材の軽量化の要望が高まっており、それに対応す
るために高強度鋼板が用いられる場合が増えている。そ
して、これらの鋼板が用いられる用途においては、しば
しば高い加工性、特に穴拡げ性が要求される。
で、部材の軽量化の要望が高まっており、それに対応す
るために高強度鋼板が用いられる場合が増えている。そ
して、これらの鋼板が用いられる用途においては、しば
しば高い加工性、特に穴拡げ性が要求される。
【０００３】従来から、このような高強度熱延鋼板とし
ては、フェライト（Ｆ）＋マルテンサイト（Ｍ）また
は、フェライト（Ｆ）＋ベイナイト（Ｂ）の複合組織に
よる組織強化型の鋼板が多く使われている。しかし、Ｆ
＋Ｍの複合組織鋼では、高い強度は得られるものの穴拡
げ性が劣るという問題がある。また、Ｆ＋Ｂ鋼では、特
開昭５７−１０１６４９号公報に示されているように、
穴拡げ性には優れているものの、穴拡げ性を確保したま
まで７００Ｎ／mm2 以上の強度を得ることは困難であっ
た。
ては、フェライト（Ｆ）＋マルテンサイト（Ｍ）また
は、フェライト（Ｆ）＋ベイナイト（Ｂ）の複合組織に
よる組織強化型の鋼板が多く使われている。しかし、Ｆ
＋Ｍの複合組織鋼では、高い強度は得られるものの穴拡
げ性が劣るという問題がある。また、Ｆ＋Ｂ鋼では、特
開昭５７−１０１６４９号公報に示されているように、
穴拡げ性には優れているものの、穴拡げ性を確保したま
まで７００Ｎ／mm2 以上の強度を得ることは困難であっ
た。
【０００４】その他、組織の大部分をフェライトにし、
かつＴｉＣ析出強化を利用することで７００Ｎ／mm2 以
上の強度を確保し、同時に穴拡げ性も確保するものとし
て、特開平６−２００３５１号公報で開示された発明が
ある。しかし、この発明の鋼板は、０．５％以上のＭｎ
による固溶強化が必須であり、本発明のように広い強度
範囲を作り分ける技術でもない。
かつＴｉＣ析出強化を利用することで７００Ｎ／mm2 以
上の強度を確保し、同時に穴拡げ性も確保するものとし
て、特開平６−２００３５１号公報で開示された発明が
ある。しかし、この発明の鋼板は、０．５％以上のＭｎ
による固溶強化が必須であり、本発明のように広い強度
範囲を作り分ける技術でもない。
【０００５】一般に、固溶強化は、高価な合金元素を要
するため、コスト的には不利な強化機構であるとされて
いる。特公昭５６−９２２３号公報で開示された発明で
は、低Ｍｎでも高強度が得られるが、これは、ＴｉｍＢ
ｎによる析出強化を活用するもので、高価なＢ添加が必
須である。また、本発明のように広い強度範囲を作り分
ける技術でもない。
するため、コスト的には不利な強化機構であるとされて
いる。特公昭５６−９２２３号公報で開示された発明で
は、低Ｍｎでも高強度が得られるが、これは、ＴｉｍＢ
ｎによる析出強化を活用するもので、高価なＢ添加が必
須である。また、本発明のように広い強度範囲を作り分
ける技術でもない。
【０００６】６００〜８００Ｎ／mm2 級の強度範囲にお
いて穴拡げ性を確保する技術とては、特開平６−１７２
９２４号公報の発明がある。これは、ベイネティックフ
ェライトによる組織強化鋼であり、フェライト中のＴｉ
Ｃ析出による強化が主である本発明鋼とはその強化機構
が全く異なる。また、低Ｍｎ化による効果を狙ったもの
でもない。
いて穴拡げ性を確保する技術とては、特開平６−１７２
９２４号公報の発明がある。これは、ベイネティックフ
ェライトによる組織強化鋼であり、フェライト中のＴｉ
Ｃ析出による強化が主である本発明鋼とはその強化機構
が全く異なる。また、低Ｍｎ化による効果を狙ったもの
でもない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、高価な合金
元素を用いることなく、６００〜８００Ｎ／mm2 という
広い強度範囲にわたって加工性、特に穴拡げ性に優れる
高強度熱延鋼板とその製造方法を提供することを目的と
するものである。
元素を用いることなく、６００〜８００Ｎ／mm2 という
広い強度範囲にわたって加工性、特に穴拡げ性に優れる
高強度熱延鋼板とその製造方法を提供することを目的と
するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明者等は鋭意検討を行った。その結果、オース
テナイトフォーマーであるＭｎを低減しα域を広げるこ
とによって、熱延終了から巻取前までの冷却中のＴｉＣ
の析出が促進されて、鋼板強度がＴｉＣの析出強化によ
り確保されるとともに、セメンタイトの生成量が減少す
ることから鋼板の穴拡げ性が著しく向上することを見出
した。
に、本発明者等は鋭意検討を行った。その結果、オース
テナイトフォーマーであるＭｎを低減しα域を広げるこ
とによって、熱延終了から巻取前までの冷却中のＴｉＣ
の析出が促進されて、鋼板強度がＴｉＣの析出強化によ
り確保されるとともに、セメンタイトの生成量が減少す
ることから鋼板の穴拡げ性が著しく向上することを見出
した。
【０００９】また、熱延終了から巻取前までの冷却速度
が大きくなるにつれて、ＴｉＣの微細化が促進され、Ｔ
ｉＣの強化への寄与が極めて大きくなることを見出し
た。さらに、粗圧延後に曲げ戻し加工を加えることによ
って、材質の長手、幅方向の均質化が促され、コイル内
の材質のばらつきが低減されることを見出した。
が大きくなるにつれて、ＴｉＣの微細化が促進され、Ｔ
ｉＣの強化への寄与が極めて大きくなることを見出し
た。さらに、粗圧延後に曲げ戻し加工を加えることによ
って、材質の長手、幅方向の均質化が促され、コイル内
の材質のばらつきが低減されることを見出した。
【００１０】本発明は、このＴｉＣの析出強化を活用す
ることによって、低コストでかつ加工性に優れた高強度
鋼板を広い強度範囲において容易に作り分ける技術を確
立したものであり、その要旨とするところは下記の通り
である。
ることによって、低コストでかつ加工性に優れた高強度
鋼板を広い強度範囲において容易に作り分ける技術を確
立したものであり、その要旨とするところは下記の通り
である。
【００１１】（１） 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２
％、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５％未満、Ｓｉ：０．
０１〜０．０４％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７
％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部は鉄
および不可避的不純物よりなり、さらに、全Ｃ量のうち
セメンタイトとして析出しているＣの割合〔Ｍ＝（Ｃ％
as セメンタイト）／（全Ｃ％）〕が０．０３以下であ
ることを特徴とする加工性に優れた４００〜８００Ｎ／
mm2 級高強度熱延鋼板。
％、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５％未満、Ｓｉ：０．
０１〜０．０４％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７
％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部は鉄
および不可避的不純物よりなり、さらに、全Ｃ量のうち
セメンタイトとして析出しているＣの割合〔Ｍ＝（Ｃ％
as セメンタイト）／（全Ｃ％）〕が０．０３以下であ
ることを特徴とする加工性に優れた４００〜８００Ｎ／
mm2 級高強度熱延鋼板。
【００１２】（２） 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２
％、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５％未満、Ｓｉ：０．
０１〜０．０４％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７
％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部は鉄
および不可避的不純物よりなる鋼を、加熱温度：１２０
０〜１３５０℃で加熱し、粗圧延後、仕上げ温度がＡｒ
3 以上の熱間圧延を施し、引き続き１〜６０℃／ｓの範
囲内の冷却速度で、かつ所望の引張強さに応じて下記
(1)式から求まる冷却速度に対して±５℃／ｓの範囲内
の冷却速度で、仕上げ温度から６００〜７５０℃まで冷
却し、その後、巻取温度：室温〜７５０℃で巻き取り、
全Ｃ量のうちセメンタイトとして析出しているＣの割合
〔Ｍ＝（Ｃ％as セメンタイト）／（全Ｃ％）〕が０．
０３以下であることを特徴とする加工性に優れた４００
〜８００Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板の製造方法。 ＣＲ＝−200 ×（ 0.5×Ｃ％＋ 2.5×Ｔｉ％）＋ＴＳ/3 − 85 ……（１） ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Ｃ％：Ｃ濃度、Ｔｉ％：Ｔｉ濃度、 ＴＳ：所望する引張強度（Ｎ／mm2 ）
％、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５％未満、Ｓｉ：０．
０１〜０．０４％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７
％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部は鉄
および不可避的不純物よりなる鋼を、加熱温度：１２０
０〜１３５０℃で加熱し、粗圧延後、仕上げ温度がＡｒ
3 以上の熱間圧延を施し、引き続き１〜６０℃／ｓの範
囲内の冷却速度で、かつ所望の引張強さに応じて下記
(1)式から求まる冷却速度に対して±５℃／ｓの範囲内
の冷却速度で、仕上げ温度から６００〜７５０℃まで冷
却し、その後、巻取温度：室温〜７５０℃で巻き取り、
全Ｃ量のうちセメンタイトとして析出しているＣの割合
〔Ｍ＝（Ｃ％as セメンタイト）／（全Ｃ％）〕が０．
０３以下であることを特徴とする加工性に優れた４００
〜８００Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板の製造方法。 ＣＲ＝−200 ×（ 0.5×Ｃ％＋ 2.5×Ｔｉ％）＋ＴＳ/3 − 85 ……（１） ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Ｃ％：Ｃ濃度、Ｔｉ％：Ｔｉ濃度、 ＴＳ：所望する引張強度（Ｎ／mm2 ）
【００１３】（３） 粗圧延後、粗バーをコイル状に巻
き取り、巻き戻し、その後、仕上圧延に供することを特
徴とする上記（２）記載の加工性に優れた４００〜８０
０Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板の製造方法。 （４） 仕上圧延前に、先行材の後端部と後行材の先端
部を接合して、仕上圧延に供することを特徴とする上記
（２）または（３）記載の加工性に優れた４００〜８０
０Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板の製造方法。
き取り、巻き戻し、その後、仕上圧延に供することを特
徴とする上記（２）記載の加工性に優れた４００〜８０
０Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板の製造方法。 （４） 仕上圧延前に、先行材の後端部と後行材の先端
部を接合して、仕上圧延に供することを特徴とする上記
（２）または（３）記載の加工性に優れた４００〜８０
０Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１４】本発明における鋼板及びその製造方法は、
Ｃ、Ｔｉ量、熱延条件を限定することによって、Ｍｎな
どの高価な合金元素を添加することなく、加工性に優れ
た高強度熱延鋼板を広い強度範囲に亘って提供するもの
である。以下にその限定理由を述べる。
Ｃ、Ｔｉ量、熱延条件を限定することによって、Ｍｎな
どの高価な合金元素を添加することなく、加工性に優れ
た高強度熱延鋼板を広い強度範囲に亘って提供するもの
である。以下にその限定理由を述べる。
【００１５】まず、化学成分について、その限定理由を
説明する。Ｃは、本発明において最も重要な元素の一つ
である。その量が０．０５％以上の範囲では、Ｃ量が増
加するのに伴いＴｉＣ析出量が増加し強度が高くなる。
しかし、その量が０．２％を超えるとその効果は飽和
し、成形性も低下する。したがって、Ｃ添加量の範囲と
しては、０．０５〜０．２％とする。強度と成形性のバ
ランスの観点から、０．１〜０．１５％とするのが好ま
しい。
説明する。Ｃは、本発明において最も重要な元素の一つ
である。その量が０．０５％以上の範囲では、Ｃ量が増
加するのに伴いＴｉＣ析出量が増加し強度が高くなる。
しかし、その量が０．２％を超えるとその効果は飽和
し、成形性も低下する。したがって、Ｃ添加量の範囲と
しては、０．０５〜０．２％とする。強度と成形性のバ
ランスの観点から、０．１〜０．１５％とするのが好ま
しい。
【００１６】Ｓｉは、脱酸のために０．０１％以上添加
する。しかし、その添加量が０．０４％を超えると溶接
性が劣化する。したがって、Ｓｉ添加量は０．０１〜
０．０４％とする。
する。しかし、その添加量が０．０４％を超えると溶接
性が劣化する。したがって、Ｓｉ添加量は０．０１〜
０．０４％とする。
【００１７】Ｍｎは、ＭｎＳを生成し固溶Ｓによる熱間
割れを防止するため、０．０１％以上添加する。しか
し、０．５％以上添加すると、α域が狭くなりＴｉＣの
析出が抑制される。また、粗大なＭｎＳによって穴拡げ
性が低下する。したがって、Ｍｎ添加量の範囲としては
０．０１〜０．５％未満とする。強度と成形性（穴拡げ
性）のバランスの観点から、０．０１〜０．３％とする
のが好ましい。
割れを防止するため、０．０１％以上添加する。しか
し、０．５％以上添加すると、α域が狭くなりＴｉＣの
析出が抑制される。また、粗大なＭｎＳによって穴拡げ
性が低下する。したがって、Ｍｎ添加量の範囲としては
０．０１〜０．５％未満とする。強度と成形性（穴拡げ
性）のバランスの観点から、０．０１〜０．３％とする
のが好ましい。
【００１８】Ｐは、安価な固溶強化元素であるが、０．
０５％超では熱間あるいは冷間加工時の割れの原因とな
る。そこで、Ｐの含有量は０．０５％以下とする。さら
に、厳しい加工性を要求される場合は、０．０３％以下
とするのが好ましい。
０５％超では熱間あるいは冷間加工時の割れの原因とな
る。そこで、Ｐの含有量は０．０５％以下とする。さら
に、厳しい加工性を要求される場合は、０．０３％以下
とするのが好ましい。
【００１９】Ｓ量は、０．０１％超ではγ域でのＴｉ4
Ｃ2 Ｓ2 の析出量が増加するためＴｉＣの析出量が低下
し、強度を確保できない。また、固溶Ｓとして残存した
場合は熱間割れの原因となる。このため、Ｓ量は０．０
１％以下とする。特に、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 生成抑制の観点
からは、Ｓ量は０．００５％以下が望ましく、更に、
０．００３％以下とすることで、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の生成
が更に抑制されて好ましい条件である。
Ｃ2 Ｓ2 の析出量が増加するためＴｉＣの析出量が低下
し、強度を確保できない。また、固溶Ｓとして残存した
場合は熱間割れの原因となる。このため、Ｓ量は０．０
１％以下とする。特に、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 生成抑制の観点
からは、Ｓ量は０．００５％以下が望ましく、更に、
０．００３％以下とすることで、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の生成
が更に抑制されて好ましい条件である。
【００２０】Ａｌは、脱酸剤として少なくとも０．００
５％を添加することが必要である。しかし、０．１％を
超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増加を招
き、加工性を劣化させる。そこで、Ａｌ添加量の範囲と
しては０．００５〜０．１％とする。
５％を添加することが必要である。しかし、０．１％を
超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増加を招
き、加工性を劣化させる。そこで、Ａｌ添加量の範囲と
しては０．００５〜０．１％とする。
【００２１】Ｎは、窒化物の増加に伴い延性の劣化を招
くので、少ないほど望ましい。したがって、０．００７
％以下とする。より厳しい加工性が必要な場合は、０．
００３％以下とするのが好ましい。
くので、少ないほど望ましい。したがって、０．００７
％以下とする。より厳しい加工性が必要な場合は、０．
００３％以下とするのが好ましい。
【００２２】Ｔｉは、本発明において最も重要な元素で
ある。その量が０．０５％以上では、Ｔｉの増加に伴い
ＴｉＣの析出量が増加し、かつＲＯＴ冷却速度の上昇に
伴い析出するＴｉＣが微細になり、強度が高くなる。そ
こで、強度レベルに応じて添加する。ただし、その量が
０．３％を超えると、これらの効果は飽和する。したが
って、Ｔｉ添加量の範囲は０．０５〜０．３％とする。
ある。その量が０．０５％以上では、Ｔｉの増加に伴い
ＴｉＣの析出量が増加し、かつＲＯＴ冷却速度の上昇に
伴い析出するＴｉＣが微細になり、強度が高くなる。そ
こで、強度レベルに応じて添加する。ただし、その量が
０．３％を超えると、これらの効果は飽和する。したが
って、Ｔｉ添加量の範囲は０．０５〜０．３％とする。
【００２３】また、加工性、特に穴拡げ性を確保するた
めには、全Ｃ量のうちセメンタイトとして析出するＣ量
の割合〔Ｍ＝（Ｃ％ as セメンタイト）／（全Ｃ％）〕
が０．０３以下でなければならない。更に厳しい加工性
（穴広げ性）が求められる場合には、Ｍ≦０．０１とす
るのが好ましい。
めには、全Ｃ量のうちセメンタイトとして析出するＣ量
の割合〔Ｍ＝（Ｃ％ as セメンタイト）／（全Ｃ％）〕
が０．０３以下でなければならない。更に厳しい加工性
（穴広げ性）が求められる場合には、Ｍ≦０．０１とす
るのが好ましい。
【００２４】この（Ｃ％ as セメンタイト）は、以下の
ようにして求められる。すなわち、非水溶媒によって抽
出した残渣を化学分析に供し、Ｆｅ量（＝Ｆ（ｇ）とす
る）を測定する。このときサンプル全体の抽出量をＺ
（ｇ）とすると、（Ｃ％ as セメンタイト）＝Ｆ／Ｚ×
１２／１６８×１００（％）となる。
ようにして求められる。すなわち、非水溶媒によって抽
出した残渣を化学分析に供し、Ｆｅ量（＝Ｆ（ｇ）とす
る）を測定する。このときサンプル全体の抽出量をＺ
（ｇ）とすると、（Ｃ％ as セメンタイト）＝Ｆ／Ｚ×
１２／１６８×１００（％）となる。
【００２５】上記成分を得るための原料は特に限定しな
いが、鉄鉱石を原料として高炉−転炉により成分を調製
する方法以外に、スクラップを原料として電炉で溶製し
てもよい。スクラップを原料の全部または一部として使
用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、
Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を、合計で１％未満含有してもよ
い。
いが、鉄鉱石を原料として高炉−転炉により成分を調製
する方法以外に、スクラップを原料として電炉で溶製し
てもよい。スクラップを原料の全部または一部として使
用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、
Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を、合計で１％未満含有してもよ
い。
【００２６】次に、製造プロセスに関する限定理由を述
べる。熱間圧延に供するスラブは、特に限定するもので
はない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスタ
ーで製造したものなどであれば良い。また、鋳造後に直
ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−Ｄ
Ｒ）のようなプロセスにも適合する。粗圧延の後にコイ
ルボックスでの巻取、巻戻し処理を行ったり、更にその
後、先行の粗バーの後端と後行の粗バーの先端を接合し
仕上圧延を行う連続熱延のようなプロセスを行うと、材
質が均一化し歩留まりも向上する。
べる。熱間圧延に供するスラブは、特に限定するもので
はない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスタ
ーで製造したものなどであれば良い。また、鋳造後に直
ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−Ｄ
Ｒ）のようなプロセスにも適合する。粗圧延の後にコイ
ルボックスでの巻取、巻戻し処理を行ったり、更にその
後、先行の粗バーの後端と後行の粗バーの先端を接合し
仕上圧延を行う連続熱延のようなプロセスを行うと、材
質が均一化し歩留まりも向上する。
【００２７】熱間圧延における加熱温度は、熱延前に生
成されているＴｉＣを再固溶させ、過飽和Ｔｉをできる
だけ多くするために、１２００℃以上とすることが必須
である。しかし、１３５０℃を超えるとその効果は飽和
するだけでコストがかかるので、加熱温度は１３５０℃
以下とする。ＴｉＣの再固溶の効果と製造コストのバラ
ンスの観点から、１３００℃未満とするのが好ましい。
仕上圧延における熱延終了温度は、プレス成形性を確保
するためにＡｒ3 変態点以上とする必要がある。
成されているＴｉＣを再固溶させ、過飽和Ｔｉをできる
だけ多くするために、１２００℃以上とすることが必須
である。しかし、１３５０℃を超えるとその効果は飽和
するだけでコストがかかるので、加熱温度は１３５０℃
以下とする。ＴｉＣの再固溶の効果と製造コストのバラ
ンスの観点から、１３００℃未満とするのが好ましい。
仕上圧延における熱延終了温度は、プレス成形性を確保
するためにＡｒ3 変態点以上とする必要がある。
【００２８】粗圧延終了後には、粗バーを一旦コイル状
に巻き取ってもよい。このとき、１０００℃以下での加
熱保持を行っても良いし、コイルボックスのような物の
中で恒温保持しても良い。大気中での保持でも良い。表
面性状の観点からは、不活性ガス雰囲気での保持を行う
のが好ましい。このコイルを巻き戻した後に、そのま
ま、Ａｒ3 以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を行っても良
いし、先行の粗バーの後端と後行の粗バーの先端を接合
して連続的に仕上げ熱延を行っても構わない。
に巻き取ってもよい。このとき、１０００℃以下での加
熱保持を行っても良いし、コイルボックスのような物の
中で恒温保持しても良い。大気中での保持でも良い。表
面性状の観点からは、不活性ガス雰囲気での保持を行う
のが好ましい。このコイルを巻き戻した後に、そのま
ま、Ａｒ3 以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を行っても良
いし、先行の粗バーの後端と後行の粗バーの先端を接合
して連続的に仕上げ熱延を行っても構わない。
【００２９】粗圧延終了後に、粗バーを一旦コイル状に
巻き取ることなく、先行の粗バーの後端と後行の粗バー
の先端を接合して連続的に仕上げ熱延を行っても構わな
い。このような工程によって材質が均一化し、端部切り
落としの必要が無くなり歩留まりが向上する。また、熱
延板の板厚精度も著しく向上する。
巻き取ることなく、先行の粗バーの後端と後行の粗バー
の先端を接合して連続的に仕上げ熱延を行っても構わな
い。このような工程によって材質が均一化し、端部切り
落としの必要が無くなり歩留まりが向上する。また、熱
延板の板厚精度も著しく向上する。
【００３０】仕上げ圧延後の冷却速度は、ＴｉＣの析出
量とベイナイト量を変えて強度を作り分けるために、１
〜６０℃／ｓの範囲で、かつ、所望の引張強さに応じ
て、引張強さと化学成分とから（１）式で求まる平均冷
却速度ＣＲに対して±５℃の範囲とする。冷却速度を１
℃／ｓ未満にすることは設備上困難であり、かつ、格段
の効果も得られないことから、冷却速度は１℃／ｓ以上
とする。
量とベイナイト量を変えて強度を作り分けるために、１
〜６０℃／ｓの範囲で、かつ、所望の引張強さに応じ
て、引張強さと化学成分とから（１）式で求まる平均冷
却速度ＣＲに対して±５℃の範囲とする。冷却速度を１
℃／ｓ未満にすることは設備上困難であり、かつ、格段
の効果も得られないことから、冷却速度は１℃／ｓ以上
とする。
【００３１】一方、６０℃／ｓ超の冷却速度を安定に確
保することは難しく、強度のばらつきの原因となること
から、冷却速度の上限は６０℃／ｓとする。また、
（１）式で求まる平均冷却速度ＣＲに対して±５℃の範
囲を超える冷却速度では、狙いとする引張強度を得られ
ないため、仕上げ圧延後の冷却速度は、ＣＲ±５℃とす
る。
保することは難しく、強度のばらつきの原因となること
から、冷却速度の上限は６０℃／ｓとする。また、
（１）式で求まる平均冷却速度ＣＲに対して±５℃の範
囲を超える冷却速度では、狙いとする引張強度を得られ
ないため、仕上げ圧延後の冷却速度は、ＣＲ±５℃とす
る。
【００３２】強度に寄与するＴｉ、Ｃ量、引張強度と冷
却速度の関係は以下のようにして調べた。０．０８％Ｃ
−０．３％Ｍｎ−０．００２％Ｎ鋼をベ−スに、Ｔｉ含
有量を変化させた鋼片を、１２５０℃に加熱後、仕上げ
温度９０８℃で、板厚４mmに仕上げ、その後、種々の冷
却速度で冷却した時の冷却速度、Ｔｉ量と引張強度ＴＳ
との関係を図１に示す。
却速度の関係は以下のようにして調べた。０．０８％Ｃ
−０．３％Ｍｎ−０．００２％Ｎ鋼をベ−スに、Ｔｉ含
有量を変化させた鋼片を、１２５０℃に加熱後、仕上げ
温度９０８℃で、板厚４mmに仕上げ、その後、種々の冷
却速度で冷却した時の冷却速度、Ｔｉ量と引張強度ＴＳ
との関係を図１に示す。
【００３３】同じ熱延条件で、０．３％Ｍｎ−０．１２
％Ｔｉ−０．００２％Ｎ鋼をベ−スに、Ｃ含有量を変化
させた鋼片について、同様の調査を行った結果を図２に
示す。これより、Ｔｉ、Ｃ量の増加に比例して引張強度
（ＴＳ）が上昇することが分かる。また図３には、図１
と図２のデータを冷却速度とＴＳの関係に整理し直した
結果を示す。これより、ＲＯＴ冷却速度に比例してＴＳ
が上昇していることが分かる。
％Ｔｉ−０．００２％Ｎ鋼をベ−スに、Ｃ含有量を変化
させた鋼片について、同様の調査を行った結果を図２に
示す。これより、Ｔｉ、Ｃ量の増加に比例して引張強度
（ＴＳ）が上昇することが分かる。また図３には、図１
と図２のデータを冷却速度とＴＳの関係に整理し直した
結果を示す。これより、ＲＯＴ冷却速度に比例してＴＳ
が上昇していることが分かる。
【００３４】以上の関係を式にまとめると、下記の様に
なる。 ＣＲ＝−200 ×（ 0.5×Ｃ％＋ 2.5×Ｔｉ％）＋ＴＳ/3 − 85 ……（１） ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Ｃ％：Ｃ濃度、Ｔｉ％：Ｔ
ｉ濃度、 ＴＳ：引張強度（Ｎ／mm2 ）
なる。 ＣＲ＝−200 ×（ 0.5×Ｃ％＋ 2.5×Ｔｉ％）＋ＴＳ/3 − 85 ……（１） ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Ｃ％：Ｃ濃度、Ｔｉ％：Ｔ
ｉ濃度、 ＴＳ：引張強度（Ｎ／mm2 ）
【００３５】冷却停止温度は、６００〜７５０℃とす
る。冷却停止温度を６００℃未満とすることは、特段の
効果が期待できない上に強度のばらつきの原因となるこ
とから、冷却停止温度の下限は６００℃とする。一方、
冷却停止温度を７５０℃超にすると、冷却中に析出する
ＴｉＣの量が減少し強度が低下するため、冷却停止温度
の上限は７５０℃とする。
る。冷却停止温度を６００℃未満とすることは、特段の
効果が期待できない上に強度のばらつきの原因となるこ
とから、冷却停止温度の下限は６００℃とする。一方、
冷却停止温度を７５０℃超にすると、冷却中に析出する
ＴｉＣの量が減少し強度が低下するため、冷却停止温度
の上限は７５０℃とする。
【００３６】巻取温度は、室温〜７５０℃の範囲とす
る。巻取温度を７５０℃超にすることは、強化に寄与し
ている微細ＴｉＣの粗大化を促し、強度の低下の原因と
なる。また、高温巻取のための設備と酸洗コストの観点
からも望ましくない。そこで、巻取温度の上限は７５０
℃とする。優れた表面性状が要求される場合は、表面ス
ケールの発生を抑制するために、巻取温度を７００℃以
下にするのが好ましい。
る。巻取温度を７５０℃超にすることは、強化に寄与し
ている微細ＴｉＣの粗大化を促し、強度の低下の原因と
なる。また、高温巻取のための設備と酸洗コストの観点
からも望ましくない。そこで、巻取温度の上限は７５０
℃とする。優れた表面性状が要求される場合は、表面ス
ケールの発生を抑制するために、巻取温度を７００℃以
下にするのが好ましい。
【００３７】更に厳しい表面性状の要求を満たすために
は、６００℃以下とするのが更に好ましい。本発明にお
いては、強化に寄与しているＴｉＣが粗大化して、強度
が低下してしまう温度領域未満の７５０℃以下の温度で
あれば基本的にはどの温度で巻き取っても良いが、室温
未満で巻き取ることは、過剰な設備が必要となるばかり
でなく、特段の効果もないため、巻取温度の下限は室温
とする。
は、６００℃以下とするのが更に好ましい。本発明にお
いては、強化に寄与しているＴｉＣが粗大化して、強度
が低下してしまう温度領域未満の７５０℃以下の温度で
あれば基本的にはどの温度で巻き取っても良いが、室温
未満で巻き取ることは、過剰な設備が必要となるばかり
でなく、特段の効果もないため、巻取温度の下限は室温
とする。
【００３８】
（実施例１）表１に示す化学成分を有する低炭素鋼を転
炉にて出鋼し、連続鋳造機にてスラブとした後、１２５
０℃に加熱し、仕上げ温度９０３℃、板厚２mmとなるよ
うな熱間圧延を行った。表２に示すような種々のＲＯＴ
冷却速度（ランアウトテーブル (run out table)での平
均冷却速度）で６５０℃まで冷却した後、６２０℃でコ
イルに巻き取った。
炉にて出鋼し、連続鋳造機にてスラブとした後、１２５
０℃に加熱し、仕上げ温度９０３℃、板厚２mmとなるよ
うな熱間圧延を行った。表２に示すような種々のＲＯＴ
冷却速度（ランアウトテーブル (run out table)での平
均冷却速度）で６５０℃まで冷却した後、６２０℃でコ
イルに巻き取った。
【００３９】
【表１】
【００４０】このようにして得られた熱延鋼板につい
て、圧延方向の引張試験片（ＪＩＳ Z2201 記載の５号
試験片）を加工し、ＪＩＳ Z 2241 記載の試験方法に従
って引張試験を行った。また、穴拡げ試験は１辺１００
mmの試験片の中央に径１０mmの打ち抜き穴を加工し、そ
の初期穴を頂角６０°の円錐ポンチにて押し広げ、割れ
が鋼板を貫通した時点での穴径ｄの初期穴径１０mmに対
する穴拡げ率λ（次式）で評価した。 λ＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００（％）
て、圧延方向の引張試験片（ＪＩＳ Z2201 記載の５号
試験片）を加工し、ＪＩＳ Z 2241 記載の試験方法に従
って引張試験を行った。また、穴拡げ試験は１辺１００
mmの試験片の中央に径１０mmの打ち抜き穴を加工し、そ
の初期穴を頂角６０°の円錐ポンチにて押し広げ、割れ
が鋼板を貫通した時点での穴径ｄの初期穴径１０mmに対
する穴拡げ率λ（次式）で評価した。 λ＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００（％）
【００４１】以上の試験結果を表２に示す。表２から明
らかなように、Ｍｎ量が低く、Ｃ、Ｔｉ量が適正な鋼
は、上記製造条件で、かつ、狙いの引張強度ＴＳに対し
て、（１）式ＣＲ＝−200 ×（ 0.5×Ｃ％＋ 2.5×Ｔｉ
％）＋ＴＳ/3− 85 で計算されるＲＯＴ冷却速度の±５
℃以内に実測のＲＯＴ冷却速度を確保できているため、
セメンタイトの生成量も少なく（Ｍ≦０．０３）、穴拡
げ性にも優れていることが分かる。
らかなように、Ｍｎ量が低く、Ｃ、Ｔｉ量が適正な鋼
は、上記製造条件で、かつ、狙いの引張強度ＴＳに対し
て、（１）式ＣＲ＝−200 ×（ 0.5×Ｃ％＋ 2.5×Ｔｉ
％）＋ＴＳ/3− 85 で計算されるＲＯＴ冷却速度の±５
℃以内に実測のＲＯＴ冷却速度を確保できているため、
セメンタイトの生成量も少なく（Ｍ≦０．０３）、穴拡
げ性にも優れていることが分かる。
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】（実施例２）表１に示した鋼種ＣとＩにつ
いて、連続鋳造によって製造したスラブを、表３に示し
た種々の温度で１時間加熱し、仕上温度９００℃、板厚
５mmとなるような熱間圧延を行った後、鋼Ｃは２５±２
℃／ｓ（希望強度５５０Ｎ／mm2 ）、鋼Ｉは２０±３℃
／ｓ（希望強度７５０Ｎ／mm2 ）のＲＯＴ冷却速度で６
８０℃まで冷却した後に、６００℃でコイルに巻き取っ
た。
いて、連続鋳造によって製造したスラブを、表３に示し
た種々の温度で１時間加熱し、仕上温度９００℃、板厚
５mmとなるような熱間圧延を行った後、鋼Ｃは２５±２
℃／ｓ（希望強度５５０Ｎ／mm2 ）、鋼Ｉは２０±３℃
／ｓ（希望強度７５０Ｎ／mm2 ）のＲＯＴ冷却速度で６
８０℃まで冷却した後に、６００℃でコイルに巻き取っ
た。
【００４５】このようにして得られた熱延鋼板につい
て、実施例１と同様にＪＩＳ５号による圧延方向の引張
試験、穴拡げ試験を行った。その結果を表３に示す。こ
れより、加熱温度が１２００〜１３５０℃の範囲内で
は、狙いの強度±２０Ｎ／mm2 内の強度が得られている
が、加熱温度が１２００℃未満になると、強度が狙いの
強度に比べて著しく低下し、穴拡げ性も劣ることが分か
る。
て、実施例１と同様にＪＩＳ５号による圧延方向の引張
試験、穴拡げ試験を行った。その結果を表３に示す。こ
れより、加熱温度が１２００〜１３５０℃の範囲内で
は、狙いの強度±２０Ｎ／mm2 内の強度が得られている
が、加熱温度が１２００℃未満になると、強度が狙いの
強度に比べて著しく低下し、穴拡げ性も劣ることが分か
る。
【００４６】
【表４】
【００４７】（実施例３）
表１に示した鋼種Ｂ、Ｄ、Ｎのスラブを用いて、製造条
件の比較のために次のような試作を行った。すなわち、
その製造条件は、１２５０℃で加熱し、粗圧延終了後
コイル状に巻き取り直ちに巻き戻した後に、仕上げ温度
９００℃、板厚３mmとなるような仕上圧延を行い、表４
に示したＲＯＴ冷却速度で７００℃まで冷却した後コイ
ルに巻き取った場合と、１２５０度で加熱し、粗圧延
終了後巻き取り巻き戻しの工程を経ることなく、仕上温
度９１０℃、板厚４mmとなるような熱間圧延を行った
後、表４に示したＲＯＴ冷却速度で６３０℃まで冷却し
た後４６０℃でコイルに巻き取った場合である。それぞ
れの熱延板について、長手方向先端から１０ｍ、中央
部、後端から１０ｍの各位置から試験片を採取し、実施
例１と同じ試験を行った結果を表４に示す。
件の比較のために次のような試作を行った。すなわち、
その製造条件は、１２５０℃で加熱し、粗圧延終了後
コイル状に巻き取り直ちに巻き戻した後に、仕上げ温度
９００℃、板厚３mmとなるような仕上圧延を行い、表４
に示したＲＯＴ冷却速度で７００℃まで冷却した後コイ
ルに巻き取った場合と、１２５０度で加熱し、粗圧延
終了後巻き取り巻き戻しの工程を経ることなく、仕上温
度９１０℃、板厚４mmとなるような熱間圧延を行った
後、表４に示したＲＯＴ冷却速度で６３０℃まで冷却し
た後４６０℃でコイルに巻き取った場合である。それぞ
れの熱延板について、長手方向先端から１０ｍ、中央
部、後端から１０ｍの各位置から試験片を採取し、実施
例１と同じ試験を行った結果を表４に示す。
【００４８】
【表５】
【００４９】これより、本発明例では、粗圧延後の巻き
取り巻き戻し工程の有無に関わらず、コイル全長で狙い
の強度±２０Ｎ／mm2 が確保されているが、巻き取り巻
き戻し工程を加えた場合の方が、コイル材質の均一性に
より優れているのが分かる。
取り巻き戻し工程の有無に関わらず、コイル全長で狙い
の強度±２０Ｎ／mm2 が確保されているが、巻き取り巻
き戻し工程を加えた場合の方が、コイル材質の均一性に
より優れているのが分かる。
【００５０】
【発明の効果】本発明によれば、Ｃ、Ｔｉ量、熱延条件
を限定することによって、Ｍｎなどの高価な合金元素を
添加することなく、４００〜８００Ｎ／mm2 という広い
強度範囲にわたって、加工性に優れた高強度熱延鋼板及
びその製造方法を容易に提供することが可能である。
を限定することによって、Ｍｎなどの高価な合金元素を
添加することなく、４００〜８００Ｎ／mm2 という広い
強度範囲にわたって、加工性に優れた高強度熱延鋼板及
びその製造方法を容易に提供することが可能である。
【図１】引張強度ＴＳとＴｉ添加量、ＲＯＴ冷却速度の
関係を示す図表である。
関係を示す図表である。
【図２】引張強度ＴＳとＣ添加量、ＲＯＴ冷却速度の関
係を示す図表である。
係を示す図表である。
【図３】引張強度ＴＳとＲＯＴ冷却速度の関係を示す図
表である。
表である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 小山 一夫
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社
技術開発本部内
(56)参考文献 特開 平２−8349（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−289126（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 9/46
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ： ０．０５〜０．２％、 Ｍｎ：０．０１％以上、０．５％未満、 Ｓｉ：０．０１〜０．０４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｐ ：０．０５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎ ：０．００７％以下、 Ｔｉ：０．０５〜０．３％ を含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、さ
らに、全Ｃ量のうちセメンタイトとして析出しているＣ
の割合〔Ｍ＝（Ｃ％ as セメンタイト）／（全Ｃ％）〕
が０．０３以下であることを特徴とする加工性に優れた
４００〜８００Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．２％、 Ｍｎ：０．０１％以上、０．５％未満、 Ｓｉ：０．０１〜０．０４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｐ ：０．０５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎ ：０．００７％以下、 Ｔｉ：０．０５〜０．３％ を含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼
を、加熱温度：１２００〜１３５０℃で加熱し、粗圧延
後、仕上げ温度がＡｒ3 以上の熱間圧延を施し、引き続
き１〜６０℃／ｓの範囲内の冷却速度で、かつ所望の引
張強さに応じて下記（１）式から求まる冷却速度に対し
て±５℃／ｓの範囲内の冷却速度で、仕上げ温度から６
００〜７５０℃まで冷却し、その後、巻取温度：室温〜
７５０℃で巻き取り、全Ｃ量のうちセメンタイトとして
析出しているＣの割合〔Ｍ＝（Ｃ％ as セメンタイト）
／（全Ｃ％）〕が０．０３以下であることを特徴とする
加工性に優れた４００〜８００Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼
板の製造方法。 ＣＲ＝−200 ×（ 0.5×Ｃ％＋ 2.5×Ｔｉ％）＋ＴＳ/3 − 85 ……（１） ＣＲ：冷却速度（℃／ｓ）、Ｃ％：Ｃ濃度、Ｔｉ％：Ｔｉ濃度、 ＴＳ：所望する引張強度（Ｎ／mm2 ） - 【請求項３】 粗圧延後、粗バーをコイル状に巻き取
り、巻き戻し、その後、仕上圧延に供することを特徴と
する請求項２記載の加工性に優れた４００〜８００Ｎ／
mm2 級高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 仕上圧延前に、先行材の後端部と後行材
の先端部を接合して、仕上圧延に供することを特徴とす
る請求項２または３記載の加工性に優れた４００〜８０
０Ｎ／mm2 級高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01995096A JP3425288B2 (ja) | 1996-02-06 | 1996-02-06 | 加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01995096A JP3425288B2 (ja) | 1996-02-06 | 1996-02-06 | 加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09209076A JPH09209076A (ja) | 1997-08-12 |
| JP3425288B2 true JP3425288B2 (ja) | 2003-07-14 |
Family
ID=12013491
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01995096A Expired - Fee Related JP3425288B2 (ja) | 1996-02-06 | 1996-02-06 | 加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3425288B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013115205A1 (ja) | 2012-01-31 | 2013-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 発電機リム用熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5821864B2 (ja) | 2013-01-31 | 2015-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5637225B2 (ja) | 2013-01-31 | 2014-12-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-02-06 JP JP01995096A patent/JP3425288B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09209076A (ja) | 1997-08-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4167587B2 (ja) | 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 | |
| JP2003293083A (ja) | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 | |
| CN114686777A (zh) | 具有良好耐老化性的扁钢产品及其制造方法 | |
| JP3292671B2 (ja) | 深絞り性と耐時効性の良好な冷延鋼板用の熱延鋼帯 | |
| JP4085826B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4644075B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP7239685B2 (ja) | 穴広げ率の高い熱間圧延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3301348B2 (ja) | 熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JP6468410B1 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2876968B2 (ja) | 高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR20220073804A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP4265153B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH09118952A (ja) | 降伏比の低い高強度熱延鋼板部材 | |
| JP2002363649A (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2021066941A (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10251794A (ja) | プレス成形性と表面性状に優れた構造用熱延鋼板およびその 製造方法 | |
| JP3425288B2 (ja) | 加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3812488B2 (ja) | 加工性および材質均一性に優れた高強度鋼及びその製造方法 | |
| JP7088235B2 (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
| JP5034296B2 (ja) | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| KR102463485B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP3426465B2 (ja) | 靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4273646B2 (ja) | 加工性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 | |
| JP3616472B2 (ja) | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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: 20030415 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080502 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090502 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100502 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100502 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110502 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120502 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 10 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 10 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 10 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 10 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140502 Year of fee payment: 11 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |