JP3881465B2 - 表面品質の良好な高張力熱延鋼板 - Google Patents
表面品質の良好な高張力熱延鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3881465B2 JP3881465B2 JP33109198A JP33109198A JP3881465B2 JP 3881465 B2 JP3881465 B2 JP 3881465B2 JP 33109198 A JP33109198 A JP 33109198A JP 33109198 A JP33109198 A JP 33109198A JP 3881465 B2 JP3881465 B2 JP 3881465B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- hot
- steel sheet
- scale
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、産業機械等における高強度部材用鋼板として好適な材質と熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
一般に鋼板の強度が増加すると加工性が低下することは否めないが、それでも高強度と高加工性が両立する鋼板として鉄鋼便覧第3版、第4巻、236〜237頁に開示されているように、2相組織鋼(Dual Phase鋼、以下DP鋼と表す)がある。DP鋼は延性に優れたフェライト相中に強度の高いマルテンサイト相が分散した鋼であり各相の長所を併せ持ち、疲労強度にも優れた特長を有する。2相組織化してDP鋼を製造するためにはSiを0.3質量%以上(以下、質量%を%と表す)含有させることが必要である。Si濃度が高いと、熱延前の鋳片又は鋼片の加熱段階で液体のスケールが生成し、地鉄内部へくさび状に生成する。加熱後デスケーリングする際に鋳片又は鋼片が冷却して、このくさび状スケールが固化して剥離性の悪い、いわゆる「Siスケール」が発生する。このSiスケールは、完全にデスケーリングできないまま熱間圧延を行うので酸洗前の熱延板表面には残存スケールによる赤さびが発生する場合がある。また酸洗後の表面にはスケール模様が残り美観が損なわれ且つ表面粗度も損なわれて表面品質が劣化する場合がある。自動車、産業機械等の部材として加工後、塗装しても塗装面にスケール模様が現れる場合がある。DP鋼の持つ優れた材質を維持したまま、表面品質の良好な高張力鋼板が望まれている。
【0003】
従来、上記のような高張力鋼板の製造方法としては、
▲1▼熱延工程での超高圧水ジェット法(例えば、特開平4−187317号公報に開示されているように13MPa以上)、▲2▼鋼へのP添加法(例えば、鉄と鋼、第83巻、第5号、1997年、305〜310頁)、▲3▼鋼へのS添加法(例えば、鉄と鋼、第81巻、第5号、1995年、559〜563頁)が知られている。しかしながら、▲1▼の超高圧水ジェット法は高価な設備を必要とすること、また▲2▼、▲3▼の鋼へのP、S添加法はいずれも鋼材の機械的性質を著しく損なう場合がありうるという問題点がある。
【0004】
【本発明が解決しようとする課題】
本発明は上記のような問題点を有利に解消するために、ミクロ組織と合金含有量の組合せを適正にすることにより熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板を提供することを目的とするものである。
【0005】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記の課題を解決するために種々検討を行った結果、高価な特別な設備なしでデスケーリング性に優れた高張力熱延鋼板の製造に成功した。その要旨を下記に示す。
【0006】
(1) 質量%で、
C :0.01〜0.25%、
Si:0.01〜2.0%、
Mn:0.1〜2.2%、
P :≦0.05%、
S :≦0.05%、
N :0.0005〜0.01%、
Al:0.120〜0.605%
を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼であって、Al含有量が下記(A)式を満足し、且つフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相の2相もしくはフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相およびベーナイト相の3相組織であることを特徴とする熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板。
0.279×[%Si]−0.266×[%Si]2 +0.0835×[%Si]3−0.0422×[%Mn]≦[%Al] −−−−−(A)
【0007】
(2) 質量%で、
C :0.01〜0.25%、
Si:0.01〜2.0%、
Mn:0.1〜2.2%、
P :≦0.05%、
S :≦0.05%、
N :0.0005〜0.01%、
Al:0.120〜0.605%
を基本成分して含有し、更に選択成分として、
Nb:0.01〜0.1%、
Cr:0.01〜0.2%、
Ti:0.01〜0.1%、
V:0.01〜0.1%
のいづれか1種もしくは2種以上を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼であって、Al含有量が下記(A)式を満足し、且つフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相の2相もしくはフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相およびベーナイト相の3相組織であることを特徴とする熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板。
0.279×[%Si]−0.266×[%Si]2+0.0835×[%Si]3−0.0422×[%Mn]≦[%Al]−−−−−(A)
【0012】
上記の内容の構成としたのは、以下に述べるようにスケール剥離性に関する添加元素に関して種々検討を行い見出した新たな知見に基づくものである。通常、鋳片又は鋼片を熱延する前には予め加熱炉で1200〜1300℃程度に加熱する。このとき鋼がSiを0.01%以上含有する場合には、鋳片又は鋼片表面にFeO−SiO2を主成分とする低融点液体酸化物が生成し、スケールの融点が低下する。加熱中に液体スケールが多量に生成すると地鉄中に酸素が侵入して地鉄内部までくさび状にスケールが生成する。加熱後デスケーリングを行う際に、鋳片又は鋼片の表面温度が低下するので、このくさび状スケールは固化し地鉄に食いついてしまう。このいわゆるアンカリング効果によりスケールが剥離しがたく、デスケーリング性が阻害され、前記の如き課題があった。
【0013】
本発明者らは検討を重ねた結果、鋼中にAlをある関係で含有せしめるとと、スケール中に融点の高い酸化物(Al 2 O 3 酸化物)を生成したスケールが地鉄界面に生成することにより、FeO−SiO2の低融点スケールの生成を抑制して地鉄界面近傍のスケールの融点を上昇させること、同時に酸素の地鉄中への過剰な侵入も防止し、特定ミクロ組織の形成とともにくさび状スケールの発生や成長を抑制し、その結果、地鉄に入り込むくさび状スケールを無くしてスケールの剥離性を向上させてデスケーリング性を改善し、酸洗後等の高張力熱延鋼板の表面品質を改善することが可能であることを本発明者らは新たに見出して、本発明を成し遂げたものである。
【0014】
本発明者らが、鋼中のAlに着眼した理由は以下のとおりである。Siを0.01%以上含有する鋼の場合、通常の加熱炉では酸性酸化物のSiO2と塩基性酸化物のFeOの生成を完全に無くすことは極めて困難である。そこでこれらの酸化物と共存する条件でスケールの融点を上昇させる酸化物は原理的に両性酸化物である可能性が高いと本発明者らは考えた。このような両性酸化物を作る元素のうちFeOとSiO2よりも安定に酸化物を生成させる必要があるので強酸化元素であるAlを選択した。なお前述の公知技術であるP添加法はスケール中に強酸性酸化物であるP2O5を生成させることでスケールの融点を一層低下させてデスケーリング性を改善する方法であるから、本発明はこれとは全く逆の発想に基づくものである。
【0015】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の構成要件のそれぞれについて詳述し、またその限定理由について述べる。
【0016】
C:強度を確保するために最低限0.01%が必要である。これ未満の濃度では強度が出ない。しかし、0.25%を超えると伸びが劣化するため0.25%を上限とした。
【0017】
Si:フェライト相の延性を損なわずにフェライト相を強化するために添加した。高張力熱延鋼板(例えばDP鋼板)として最低限要求される強度を発現させるために下限を0.01%以上とした。2.0%を超えると延性の低下が顕著になり靱性も低下するので2.0%を上限とした。
【0018】
Mn:強化元素として添加した。強度を確保するために0.1%を下限とした。溶製上のコストから2.2%を上限とした。
【0019】
P、S:P及びSは鋼の製造工程から不可避的に含有される不純物元素であって、許容できる上限はそれぞれ0.05%である。そのためPの上限を0.05%、Sの上限を0.05%とした。
【0020】
Nb:Nbは炭化物を形成し強度を確保する元素であり、0.01%未満では、強度が不足し、0.1%超では、効果が飽和し、コスト的に不利であるので、含有範囲は0.01%〜0.1%とした。
【0021】
Ti:Tiは炭化物を形成し強度を確保する元素であり、また、NをTiNとして固定して時効硬化性を抑制する元素でもある。0.01%未満では、強度が不足し、0.1%超では、強度が上昇しすぎて延性が劣化するため、0.1%を上限とした.
【0022】
Cr:固溶強化と2相組織の安定化のために添加した。0.01%以上で強度の増加と安定化効果が発現する。溶製上のコストから0.2%を上限とした。
【0023】
V:Vは炭化物を形成し強度を確保する元素であり、0.01%未満では、強度が不足し、0.1%超では、前記効果が飽和し、コスト的に不利である。更に、Vの過剰添加はVN等の粒界偏析で本組織を有する高張力熱延鋼板の靱性を劣化させるので0.1%を上限とした。
【0024】
N :Nは、0.0005%未満では製鋼コストが飛躍的に上昇するのでこれを下限とした。また、0.01%超では、Nの時効が大きくなり、また、TiとTiNを形成し、有効Tiを低減するのでこの値を上限とした。
【0025】
Al:前述のとおりデスケーリング性を向上し、高張力熱延鋼板の表面品質改善のために非常に重要で0.120%以上必要であるが、下記(A)式のとおりAl濃度の必要下限はSi濃度とMn濃度の関数であり、上限は溶製コストを考慮として0.605%とした。
0.279×[%Si]−0.266×[%Si]2+0.0835×[%Si]3
−0.0422×[%Mn]≦[%Al] −−−−−(A)
【0026】
この式を得た根拠は以下のとおりである。種々検討した結果、Si濃度が高いと必要Al濃度が増すこと、Mn濃度が高いと必要Al濃度が減少することがわかった。実験室の小型溶解した熱延鋼板や実炉溶製した各種高張力熱延鋼板において、熱延工程でのデスケーリング性や該鋼板の表面品質を調査して、前記の(A)式を得た。また、(A)式を求める際には、実施例1や実施例2の結果も用いた。
【0031】
ミクロ組織について述べる。フェライト相と低温変態組織の2相又は3相組織である鋼板とは、通常の加工性と高強度付与に好適な、例えば、DP鋼板(フェライトとマルテンサイトの2相組織からなるデュアルフェイス)鋼板、TP鋼板(例えば、フェライトとマルテンサイトとベーナイトの3相組織からなるトリフェイス鋼板)がある。残留オーステナイトは、低温変態組織ではないが、残留オーステナイト量が5%以下では、加工性、高強度、スケール剥離性を阻害しないので、残留オーステナイト量が5%以下であれば本願発明を逸脱せずに、実質的に、フェライト相と低温変態組織の2相又は3相組織である。残留オーステナイト量は、例えば、鋼板の板厚方向の1/4の位置でγの(200)、(220)、(311)の3面についてX線強度を測定し、標準資料と比較して求めることが出来る。
【0032】
鋼中にAlを含有させることで、スケール中に1300℃以上の融点の高いAl 2 O 3 を生成させることでFeO−SiO2の低融点スケールの生成を抑制してスケールの融点を上昇させる。同時に酸素の地鉄中への過剰な侵入も防止する。その結果、前記のミクロ組織の生成過程においても、地鉄に入り込むくさび状スケールを無くしてスケールの剥離性を向上させてデスケーリング性を改善するものである。
【0033】
当然ながら、本発明の高張力熱延鋼板は、表面処理(例えば、亜鉛めっき、亜鉛系めっき、クロムめっき、錫めっき、ニッケルめっき等)用の素材としても有効であり、本発明を逸脱するものではない。
【0034】
また、前記のミクロ組織を含有するものであれば、高張力鋼板の引張り強さは限定されるものではなく、引張強さは、340N/mm2以上でも、590N/mm2以上でも、また780N/mm2以上でも、950N/mm2以上でもかまわない。
【0035】
更に、製造条件も限定されるものではなく、鋳造後加熱炉で加熱することなく、熱間圧延を施して本願発明の鋼板を製造しても良い。また、熱間圧延の際の、水圧デスケーリングは、通常の1〜2MPaでも良いが、高圧4〜10MPaでも良く、10MPa超でもかまわない。
【0036】
【実施例】
本発明の実施例と比較例を表1、2に示す。
【0037】
(実施例1)
30kgの小型溶解材を実験室で鋳造し、通常の実機加熱炉と同じガス燃焼環境で1250℃で4時間加熱後、熱間圧延機で板厚2mmの熱延板を製造した。
【0038】
表1に熱延板の化学組成、スケール剥離性とくさび状スケールの発生状況を示す。
【0039】
スケール剥離性は、熱延板の180度折り曲げ密着曲げを行い曲げ部にセロハンテープ(幅16mm×長さ40mm)を接着した後に、はがしてテープに付着したスケール量から剥離性を評価した。テープへのスケール付着面積率が50%未満を○、50%以上を×とした。加熱後に急速冷却して、熱延前の鋳片の表層断面部(圧延方向と直角方向の断面)を光学顕微鏡で観察(倍率50倍)し、くさび状スケール発生状況を測定した。
【0040】
図1に熱延鋼板のくさび状スケールの断面概略図を示す。
【0041】
図1に示すように、各酸洗前熱延鋼板1で、酸洗前熱延鋼板表層部2の表層断面部長さ1cm当たりのスケール3を観察し、地鉄内への深さ20μm以上のくさび状スケール4の発生頻度が1箇所未満であれば○、1箇所以上であれば×とした。尚、鋼板No.1〜11は、いずれも前記DP鋼板又はTP鋼板であり、引張強さは340〜1000N/mm2である。表1に示すように、本実施例は、いずれもくさび状スケールの発生頻度が○評価であった。
【0042】
【表1】
【0043】
(実施例2)
実炉で270tonの溶鋼を連続鋳造し、厚さ250mm、幅1300mmのスラブを製造した。該スラブを1250〜1300℃の加熱炉で加熱した。加熱後に100Kgf/cm2の通常水圧でデスケーリングを行い、板厚4mmまで熱間圧延した。
【0044】
表2に熱延板の化学組成、くさび状スケールの有無、スケール模様、及び酸洗後板粗度を示す。
【0045】
酸洗前の熱延鋼板の表層断面部(圧延方向と直角方向の断面)を光学顕微鏡で観察(倍率50倍)し、くさび状スケールの有無を調査した。深さ20μm以上のくさび状スケールが1cm当たり1個以上あれば×、1個未満であれば〇とした。また、酸洗後の高張力熱延鋼板の表面スケール模様を、優、良、不可の3段階で目視判定した。更に、酸洗後の表面粗度(Rmax)はJIS B 0601に基づいて判定し、Rmaxが30μm未満を〇、30μm超を×とした。尚、鋼板No.1〜12は、いずれも前記DP鋼板又はTP鋼板であり、引張強さは340〜1000N/mm2である。表2に示すように本実施例は、くさび状スケール及び酸洗後の表面粗度についての評価はいずれも○で、スケール模様は優又は良であった。
【0046】
【表2】
【0047】
【発明の効果】
本発明によれば、Alの添加範囲を特定することによりフェライト相と低温変態組織の2相もしくは3相組織である高張力熱延鋼板の熱延工程でのデスケーリング性が著しく向上することが判明した。前記の成分とミクロ組織の特定により、設備制約無しに、高張力で高加工性を有し、表面品質の良好な高張力熱延鋼板の製造が可能となり産業上極めて大きな効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図1】熱延鋼板のくさび状スケールの断面概略図である。
【符号の説明】
1 酸洗前熱延鋼板
2 酸洗前熱延鋼板表層部
3 スケール
4 くさび状スケール
Claims (2)
- 質量%で、
C :0.01〜0.25%、
Si:0.01〜2.0%、
Mn:0.1〜2.2%、
P :≦0.05%、
S :≦0.05%、
N :0.0005〜0.01%、
Al:0.120〜0.605%
を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼であって、Al含有量が下記(A)式を満足し、且つフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相の2相もしくはフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相およびベーナイト相の3相組織であることを特徴とする熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板。
0.279×[%Si]−0.266×[%Si]2+0.0835×[%Si]3−0.0422×[%Mn]≦[%Al] −−−−−(A) - 質量%で、
C :0.01〜0.25%、
Si:0.01〜2.0%、
Mn:0.1〜2.2%、
P :≦0.05%、
S :≦0.05%、
N :0.0005〜0.01%、
Al:0.120〜0.605%
を基本成分して含有し、更に選択成分として、
Nb:0.01〜0.1%、
Cr:0.01〜0.2%、
Ti:0.01〜0.1%、
V:0.01〜0.1%
のいづれか1種もしくは2種以上を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼であって、Al含有量が下記(A)式を満足し、且つフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相の2相もしくはフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相およびベーナイト相の3相組織であることを特徴とする熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板。
0.279×[%Si]−0.266×[%Si]2+0.0835×[%Si]3−0.0422×[%Mn]≦[%Al]−−−−−(A)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33109198A JP3881465B2 (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 表面品質の良好な高張力熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33109198A JP3881465B2 (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 表面品質の良好な高張力熱延鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000160278A JP2000160278A (ja) | 2000-06-13 |
JP3881465B2 true JP3881465B2 (ja) | 2007-02-14 |
Family
ID=18239763
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP33109198A Expired - Fee Related JP3881465B2 (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 表面品質の良好な高張力熱延鋼板 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3881465B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1288322A1 (en) | 2001-08-29 | 2003-03-05 | Sidmar N.V. | An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
EP1431406A1 (en) * | 2002-12-20 | 2004-06-23 | Sidmar N.V. | A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products |
-
1998
- 1998-11-20 JP JP33109198A patent/JP3881465B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2000160278A (ja) | 2000-06-13 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP3860763B2 (ja) | 疲労強度に優れた厚鋼板とその製造方法 | |
JP4644076B2 (ja) | 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
JP5349015B2 (ja) | Ni節約型オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法並びにスラブおよび熱延鋼板 | |
EP2792761B1 (en) | High-strength extra-thick steel h-beam | |
WO1994022606A1 (en) | Wear- and seizure-resistant roll for hot rolling | |
JP2021523301A (ja) | 高強度両面ステンレス鋼クラッド板およびその製造方法 | |
JP4207334B2 (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP4072191B1 (ja) | 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法 | |
KR20220073804A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
CN111868282A (zh) | 钢板 | |
JP3881465B2 (ja) | 表面品質の良好な高張力熱延鋼板 | |
JP3440710B2 (ja) | フィレット部靱性に優れたh形鋼およびその製造方法 | |
JP4010131B2 (ja) | 深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP2001271143A (ja) | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
JPH0617519B2 (ja) | 加工性の良好なフエライト系ステンレス鋼の鋼板または鋼帯の製造法 | |
JPH093591A (ja) | 極厚高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
JP2008121121A (ja) | 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法 | |
JPS6237322A (ja) | 表面性状と曲げ加工性に優れた低降伏比型冷延高張力鋼板の製造法 | |
JP2003328070A (ja) | 極厚鋼材およびその製造方法 | |
JPH0995730A (ja) | 低温用建築向け鋼材の製造方法 | |
KR20040004137A (ko) | 구조용 Fe-Cr계 강판과 그 제조방법 및 구조용 형강 | |
JP2004162076A (ja) | 溶接性および耐震性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
JP2005272938A (ja) | 穴拡げ加工性に優れた構造用ステンレス鋼板 | |
JP2005139509A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041220 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060301 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060307 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060426 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060808 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20061005 |
|
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: 20061107 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20061110 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101117 Year of fee payment: 4 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101117 Year of fee payment: 4 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111117 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111117 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121117 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121117 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131117 Year of fee payment: 7 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
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: 20131117 Year of fee payment: 7 |
|
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: 20131117 Year of fee payment: 7 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |