JP4112993B2 - 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4112993B2 JP4112993B2 JP2003014437A JP2003014437A JP4112993B2 JP 4112993 B2 JP4112993 B2 JP 4112993B2 JP 2003014437 A JP2003014437 A JP 2003014437A JP 2003014437 A JP2003014437 A JP 2003014437A JP 4112993 B2 JP4112993 B2 JP 4112993B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- stretch flangeability
- cooling
- rolled steel
- 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
Images
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や建設機械の部品には高強度鋼板が広く用いられている。そのうち、板厚が比較的厚く、意匠性も特に要求されないような用途には熱延鋼板が採用されている。こうした用途に用いられる鋼板には、狭義での加工性、すなわち延性とともに穴広げ試験値などで代表される伸びフランジ性の高さが求められている。この特性のうち、前者の向上を追及したものとしては、いわゆるＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼のような複相組織鋼が知られているが、それらの鋼を高延性ならしめている機構は伸びフランジ性には劣化要因となるものであるから、延性を大きく損ねることなく伸びフランジ性を高めるための鋼板開発が進められて来ている。
【０００３】
そうした鋼板の例として、特開平６−１７２９２４号公報（特許文献１）や特開２００１−２００３０号公報（特許文献２）をあげることが出来る。特許文献１には所定の化学成分を有し、ベイニティック・フェライトを主たるミクロ組織とすることで、引張強度が５００Ｎ／ｍｍ2級以上で伸びフランジ性に優れた熱延鋼板を得るための技術が開示されている。特許文献２には、所定の化学成分を有し、グラニュラー・ベイニティック・フェライトまたは／およびベイニティック・フェライトを主たるミクロ組織とすることで、著しく伸びフランジ性に優れた熱延鋼板を得るための技術が開示されている。
【０００４】
【引用文献】
（１）特許文献１（特開平６−１７２９２４号公報）
（２）特許文献２（特開２００１−２００３０号公報）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、まず上記の先行技術を詳細に検討した。それによれば、これらの鋼板を良伸びフランジ性たらしめている最も本質的なものは、それらを構成しているベイニティック・フェライト組織やグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織であり、それらの組織を得るために、圧延後に為される冷却方法こそがキー・テクノロジーであるとの結論に至った。具体的に述べれば、特許文献１には当該組織を得るための条件例として熱延終了後に５０℃／秒の冷却速度で所定の温度まで冷却する方法が記載されている。一方、特許文献２には、当該組織を得るための条件として熱延後に１５〜７０℃／秒の冷却速度で所定の温度まで冷却する方法が開示されている。
【０００６】
このように、先行技術によれば、熱延後、比較的速い冷却速度で冷却することが必要となるが、最終圧延スタンドから冷却床までの距離が長いタイプの熱延設備や、冷却床の最前部が温度計測系への悪影響を回避する目的で低冷却能力に設定されているような熱延設備ではこうした冷却速度での冷却、すなわち組織の作り込みは極めて難しく、こうした点を解消するには設備を改造あるいは新設する必要があり、製造コストの上昇を招くという困難のあることが明らかとなった。
【０００７】
また、本発明者らの実験によれば、比較的速い冷却速度で冷却して組織の作り込みを行うと、冷却ムラ（部位による温度変化のバラツキ）が増大することに起因すると思われる、特性、特に伸びフランジ性のムラ（バラツキ）が懸念されるようになった。勿論冷却ムラを最小限にするよう考慮された最新鋭の設備であればこのような問題も杞憂と言えるが、能力の低い設備しか有しない製造者にとっては設備の改造無くしては容易に実行できないものであることも明白である。
【０００８】
そこで、圧延直後の冷却速度や鋼板を均一に冷却する能力に上記のような制約がある場合においても、伸びフランジ性に優れ、かつそのバラツキも小さい鋼板を得るための方法が強く求められているがこうした点に着目した例は見当たらない。本発明は、伸びフランジ性に優れ、かつそのバラツキも小さい高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、このような状況に鑑み鋭意研究を重ねた。その結果、所定の化学成分と冷却条件を特徴とする熱延条件を組み合わせることが有効な手段であることを見出し、本発明を完成させた。特に熱延後に、まず、緩冷却し、その後所定の冷却速度で冷却する冷却条件が最も重要であり、その要旨は以下の通りである。すなわち
（１）質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：４×［Ｃ］＋０．０１〜４×［Ｃ］＋０．０７（［Ｃ］はＣ濃度を表す）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、ベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトで構成されるミクロ組織を有する鋼板を製造する方法であって、前記化学成分を有する鋼材を１２００℃以上に加熱し、Ａｒ 3 点以上の温度で圧延を完了後、冷却速度をＲｃ（℃／秒）、冷却時間をｔｃ（秒）として、Ｒｃ≦１４℃／秒、かつ１１−０．４×Ｒｃ≦ｔｃ≦３３．５−１．７Ｒｃを満たす冷却を行い、それに引き続いてＲｃ≧３０℃／秒で冷却を行い、４５０〜６００℃で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１０】
（２）上記（１）に記載の化学成分に加えて、質量％で、更にＣｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
（３）上記（１）または（２）に記載の化学成分に加えて、質量％で、更にＮｂ：０．０１〜０．３％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０２５〜０．２０％のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず本発明を完成するに至った実験について説明する。
本発明者らは、質量％にて、Ｃ：０．０３５％、Ｓｉ：１．０％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ｎ：０．００３５％、Ａｌ：０．０３３％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％を含有し残部がＦｅである鋼片を溶製し、これらを熱延して熱延コイルを製造した。スラブの加熱温度は１２５０℃、圧延終了温度は９００℃、圧延終了後の冷却は、最初、Ｒｃ：８℃／秒でｔｃ：１２秒として８０４℃まで冷却し、それに引き続きＲｃ：３５℃／秒で４５０℃まで冷却し、４５０℃で巻き取った。得られた熱延コイルを酸洗するとともに、その先端部、中央部、末尾部から鋼板を採取した。そしてそれら３つの部位における鋼板の各々について、幅方向の、両端部および中央部から特性評価用の試験片とミクロ組織調査試料の採取を行った。試験片は、強度延性評価用の引張り試験片（ＪＩＳ５号、引張り方向を圧延方向と垂直となるように採取）と穴広げ値測定用の試験片（１５０ｍｍ×１５０ｍｍ）であり、各５体を作製した。
【００１３】
これらの試験片を用いて強度（引張り強さ）σB（ＭＰａ）、延性（伸び）δ（％）、穴広げ値λ（％）を調査した。引張り試験は、インストロン型試験機を使用してＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した方法で行った。穴広げ値λの測定は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ１００１に準拠して行い、クリアランスは１２．５％とした。得られた特性値を、同一部位から採取した５点、幅方向の部位３箇所、およびコイル上の位置３箇所について整理し、特性値の分布（バラツキ）と鋼板のＴｉ濃度との関係について検討した。その結果、引張り強さσB、延性δは同一部位５点間、および幅方向の３箇所間のいずれにおいても大きなバラツキはなく、最大値と最小値の差は単純平均値に対して２％以内であった。
【００１４】
これに対して穴広げ値λのバラツキの程度は同一部位間ですら大きい場合があった。そこで多角的に分析を試みた結果、このバラツキの程度はＴｉ濃度そのものに依存するのではなく、Ｔｉ濃度とＣ濃度の関係が特定の条件から外れた場合に大きくなることがわかった。そこで次に、Ｔｉを０．１７％含有し、他の成分は上記と同じである鋼片を用いて圧延終了後の冷却条件を検討する実験を行った。その結果、冷却速度と冷却時間の組み合わせが特定の範囲内にある場合にバラツキの程度が小さくなることを見出した。
【００１５】
以上述べてきた検討の詳細は実施例にて説明するが、本発明はこうした基礎実験の上に立脚し、更に鋭意研究を重ねた結果なされたものであり、所定の伸びフランジ性をバラツキ少なく示す熱延鋼板とその製造方法を提供するものである。なお、「バラツキの少ない」ことこそ、今日鋼板使用者から求められている特徴であるとの考えから、バラツキが少なく、かつ、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を、単に、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板と表記した。
【００１６】
以下に本発明の限定理由を述べる。
まず化学成分の限定理由について述べる。成分の表記は全て質量％である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０２％が必要である。しかし、過剰に含まれると、セメンタイトやマルテンサイトなど伸びフランジ性に好ましくない相の生成が避けられなくなるので０．０６％以下とする。
【００１７】
Ｓｉは、伸びフランジ性を劣化させることなく強度を確保するのに有効な元素であり、０．０５％以上含有するものと規定するが、過剰に含まれると表面性状を損ねるのでその上限は１．２％とする。
Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元素であり、０．５％以上は含有させるべきであるが、２．０％を越えて含有させると延性が劣化するため上限を２．０％とする。
Ｐは、固溶強化元素として有効であるが、偏析による加工性の劣化が懸念されるので０．０５％以下にする必要がある。
【００１８】
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させるので出来るだけ抑制すべきであるが０．０１％以下であれば許容される。
Ｎは、窒化物を形成して延性や伸びフランジ性を低下させる。従って、出来るだけ抑制すべきであるが０．０１％以下であれば許容される。
Ａｌは、脱酸剤として使用されるもので、適切な清浄度を得るためには０．００５％は必要であるが、過剰に含有されていると延性や伸びフランジ性を劣化させるので１．０％を上限とする。
【００１９】
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成し伸びフランジ性にとって好ましくないセメンタイトの成形を抑制する働きをする。特に、圧延後に緩やかな冷却を受ける場合にはその働きを最大限に活用してセメンタイトの生成を抑制することが必要である。一方、必要以上、すなわち炭化物を形成してＣを固定するのに十分な量を相当に越えて添加された場合には、それらは固溶Ｔｉとして鋼中に存在し、延性を損ねる原因となるので添加量には細心の注意が必要である。その範囲は実施例に示すように４×［Ｃ］＋０．０１〜４×［Ｃ］＋０．０７（［Ｃ］はＣ濃度）である。 尚、上記の式は後述する実施例により穴広げ値λのバラツキが１０％以内となる範囲を求めて本発明者らが新たに見出した式である。
【００２０】
Ｃｕは、固溶強化元素または析出強化元素として鋼板の高強度化に利用できる。またその添加によって疲労強度を一層向上させることができる。その効果は０．８％以上を添加しないと発現せず、一方、２．０％を越えて含有されていると熱延後の鋼板表面性状を悪化させるので２．０％を上限とする。
Ｎｉは、上記Ｃｕによる熱延表面性状悪化を緩和する効果があり、Ｃｕの半分程度を目安に添加することが望ましい。従ってその下限は０．４％である。一方、１．０％を超えて添加してもその効果は飽和し、コストの上昇につながるだけなので、１．０％を上限とする。
【００２１】
Ｎｂ、ＭｏおよびＶはともに炭化物を形成して強度を高める働きをするとともに、生成した炭窒化物が溶接の熱影響による鋼板の軟化を抑制する効果も期待出来る。こうした効果はＮｂ：０．０１％、Ｍｏ：０．０５％又はＶ：０．０２５％以上で発現し、一方、Ｎｂ：０．３％、Ｍｏ：０．３％又はＶ：０．２０％を越えて含有されると硬質相を形成して穴広げ値λの劣化を招くので、これらを上限とする必要がある。
なお、本発明において上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料から混入する不可避的不純物は許容される。
【００２２】
次に鋼板の組織について説明する。
優れた伸びフランジ性を得るには、ベイニティック・フェライトおよびポリゴナル・フェライトで構成されるミクロ組織とすることが必要である。これら以外の残部組織として、パーライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの１つ又は２つ以上は極力なくすべきであり、少なくともそれらの合計の面積率で３％以下にすることが望ましい。一方、ベイニティック・フェライトおよびポリゴナル・フェライトの２相の組み合わせであれば、どのような構成比（面積比）でもよく、要求される強度、延性、伸びフランジ性に基づいて設計することが出来る。例えば、特に高延性を主眼とし、加えて高伸びフランジ性が要求されるような用途においては、ポリゴナル・フェライトを主相とし、析出物を活用して必要な強度を確保する方法が選択出来る。これに対して、出来るだけ構成元素を削減して低価格な鋼板であることが最も重視されるような用途においてはベイニティック・フェライトを主相とする方法が選択出来る。
【００２３】
最後に加熱、圧延、冷却および巻き取りの各条件について述べる。
加熱温度は鋼中の炭窒化物を一旦固溶させるため１２００℃以上とすることが必要である。これらを固溶させておくことにより、圧延後の冷却過程で炭窒化物を微細に分散させて鋼板の高強度化が達成出来る。一方、炭窒化物を溶解させる目的からは加熱温度に上限はないが、１３００℃を超えるとスラブ表面の酸化が著しくなり、特に粒界が選択的に酸化されたことに起因すると思われる楔状の表面欠陥がデスケーリング後に残り、それが圧延後の表面品位を損ねるので１３００℃を上限とすることが望ましい。
【００２４】
圧延終了温度は鋼板の組織制御上重要である。Ａｒ3 点未満では特に表層部の組織が不均一となり材質が安定せず特性上好ましくない。一方、Ａｒ3 点＋１００℃超では、圧延終了後の緩冷却中にオーステナイト粒径が粗大になり、その後の冷却中に生成する相の構成とその分率が不安定で操業が難しくなるのでこの温度を上限とすることが望ましい。圧延後の冷却速度Ｒｃ（℃／秒）と冷却時間ｔｃ（秒）は本発明上最も重要な条件である。中でも圧延終了後最初の冷却条件が特定の組み合わせの範囲内にないと穴広げ値λのバラツキが小さい鋼板が得られない。
【００２５】
その範囲は実施例の中で述べるように、Ｒｃ≦１４（℃／秒）、かつ１１−０．４×Ｒｃ≦ｔｃ≦３３．５−１．７Ｒｃである。この範囲内であればなぜバラツキが小さくなるかは現在のところ明確には出来ていないが、恐らく、特定条件の緩冷却をすることによってオーステナイトからフェライトへの変態が広い視野でみて均一化することが穴広げ性λの安定性、すなわち分布範囲の縮小に寄与しているものと推察している。なお上記の関係式は、後述する実施例により、穴広げ値λのバラツキが１０％以内となる範囲を求めて本発明者らが新たに見出したものである。また、上記の冷却速度Ｒｃの下限は製造設備の最低速度で通板した時の空冷速度であり、圧延終了温度、鋼板形状（板厚、幅など）、搬送ロール、雰囲気温度などにより変動するものであるが、実用的には２．５℃／秒とすればよい。
【００２６】
緩冷却に引き続き行う冷却はＲｃ≧３０℃／秒とする必要がある。この速度未満ではベイニティック・フェライトを生成させることが困難であり、その場合、析出強化や固溶強化に依存した高強度化設計をする必要が生じるが、それでは優れた穴広げ値λが得られないからである。一方１００℃／秒超では、特にコイルの幅方向の冷却むらに起因する材質バラツキが懸念されるので緩冷却後の冷却速度ＣR の上限は１００℃、好ましくは７０℃とすることが望ましい。
巻き取り温度は４５０℃〜６００℃の範囲とする。４５０℃未満ではマルテンサイトが生成したり、転位密度が高過ぎる組織となったりする懸念がある。一方、６００℃超では熱延スケールの生成が著しく、酸洗性を損ねるので６００℃以下とする。
【００２７】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
（実施例１）
表１に化学成分を示す鋼のスラブを表２に示す条件で熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍのコイルを得た。それらコイルの前記の９箇所（先端部、中央部、末尾部、各々の幅方向両端部と中央部）の引張強さσB、延性δおよび穴広げ値λを調べた。９箇所のそれぞれについて試験体数５で調査した。その結果、引張強さσBと延性δのバラツキは小さく４５個（９箇所×試験体数５）の測定値の最大値と最小値の差をそれらの単純平均値で除した値は２％以下であったので、単純平均値を以って特性値とした。一方、穴広げ値λのバラツキの程度は多様であったので、各箇所において（試験体数５について）最大値と最小値の差
【００２８】
【式１】
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
その結果を表３にまとめて示す。
また断面組織を観察して構成する組織を調べた。組織は鏡面研磨後、ナイタール液で現出させ、表面から板厚の１／４相当内部位置を４００倍で観察し、下記の技術文献１を参考に存在する組織を同定した。その結果、認められた相は、いずれの鋼板、箇所においてもベイニティック・フェライトおよびポリゴナル・フェライトの２相のみであり、その他の相は認められなかった。
［「鋼のベーナイト写真集−１」（平成４年６月２９日、（社）日本鉄鋼協会発行、例えば２１頁・Ｆｉｇ２．９）］（技術文献１）
表３から明らかなように、本発明を用いれば、引張強さ、延性、および穴広げ性に優れ、穴広げ値のバラツキも１０％以下の鋼板を得ることができた。
【００３２】
【表３】
【００３３】
（実施例２）
表４に化学成分を示す鋼のスラブを表５に記載の条件にて熱間圧延し、厚さ２．６ｍｍの熱延板を得た。このようにして得られたコイルの引張強さσB、延性δ、および穴広げ値λを上記実施例１と同様に調べた。その結果の内、Δλｍａｘと圧延終了後最初に行う緩冷却の条件との関係を、Δλｍａｘが１０％以下のものとそれ以外に分けて図１に示す。横軸は冷却速度Ｒｃ（℃／秒）、縦軸は冷却時間ｔｃ（秒）である。図を用いてΔλｍａｘ≦１０％（白丸（〇））を囲む境界線Ｉ、ＩＩ、およびＩＩＩを求めた。なお、境界線上もΔλｍａｘ≦１０％である。
【００３４】
３本の境界線は下記のように求められた。
すなわち、（Ｉ）：ｔｃ＝３３．５−１．７×Ｒｃ
（ＩＩ）：Ｒｃ＝１４
（ＩＩＩ）：ｔｃ＝１１−０．４×Ｒｃ
である。
以上より、冷却速度をＲｃ（℃／秒）、冷却時間をｔｃ（秒）として、圧延完了後、最初に、Ｒｃ≦１４（℃／秒）、かつ１１−０．４×Ｒｃ≦ｔｃ≦３３．５−１．７Ｒｃを満たすような緩冷却を行えば穴広げ性のバラツキが１０％以下と小さい鋼板を得ることができることが示された。
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を得ることが出来る優れた効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 鋼板の伸びフランジ性のバラツキを冷却速度を横軸に、冷却時間を縦軸にして表したグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や建設機械の部品には高強度鋼板が広く用いられている。そのうち、板厚が比較的厚く、意匠性も特に要求されないような用途には熱延鋼板が採用されている。こうした用途に用いられる鋼板には、狭義での加工性、すなわち延性とともに穴広げ試験値などで代表される伸びフランジ性の高さが求められている。この特性のうち、前者の向上を追及したものとしては、いわゆるＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼のような複相組織鋼が知られているが、それらの鋼を高延性ならしめている機構は伸びフランジ性には劣化要因となるものであるから、延性を大きく損ねることなく伸びフランジ性を高めるための鋼板開発が進められて来ている。
【０００３】
そうした鋼板の例として、特開平６−１７２９２４号公報（特許文献１）や特開２００１−２００３０号公報（特許文献２）をあげることが出来る。特許文献１には所定の化学成分を有し、ベイニティック・フェライトを主たるミクロ組織とすることで、引張強度が５００Ｎ／ｍｍ2級以上で伸びフランジ性に優れた熱延鋼板を得るための技術が開示されている。特許文献２には、所定の化学成分を有し、グラニュラー・ベイニティック・フェライトまたは／およびベイニティック・フェライトを主たるミクロ組織とすることで、著しく伸びフランジ性に優れた熱延鋼板を得るための技術が開示されている。
【０００４】
【引用文献】
（１）特許文献１（特開平６−１７２９２４号公報）
（２）特許文献２（特開２００１−２００３０号公報）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、まず上記の先行技術を詳細に検討した。それによれば、これらの鋼板を良伸びフランジ性たらしめている最も本質的なものは、それらを構成しているベイニティック・フェライト組織やグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織であり、それらの組織を得るために、圧延後に為される冷却方法こそがキー・テクノロジーであるとの結論に至った。具体的に述べれば、特許文献１には当該組織を得るための条件例として熱延終了後に５０℃／秒の冷却速度で所定の温度まで冷却する方法が記載されている。一方、特許文献２には、当該組織を得るための条件として熱延後に１５〜７０℃／秒の冷却速度で所定の温度まで冷却する方法が開示されている。
【０００６】
このように、先行技術によれば、熱延後、比較的速い冷却速度で冷却することが必要となるが、最終圧延スタンドから冷却床までの距離が長いタイプの熱延設備や、冷却床の最前部が温度計測系への悪影響を回避する目的で低冷却能力に設定されているような熱延設備ではこうした冷却速度での冷却、すなわち組織の作り込みは極めて難しく、こうした点を解消するには設備を改造あるいは新設する必要があり、製造コストの上昇を招くという困難のあることが明らかとなった。
【０００７】
また、本発明者らの実験によれば、比較的速い冷却速度で冷却して組織の作り込みを行うと、冷却ムラ（部位による温度変化のバラツキ）が増大することに起因すると思われる、特性、特に伸びフランジ性のムラ（バラツキ）が懸念されるようになった。勿論冷却ムラを最小限にするよう考慮された最新鋭の設備であればこのような問題も杞憂と言えるが、能力の低い設備しか有しない製造者にとっては設備の改造無くしては容易に実行できないものであることも明白である。
【０００８】
そこで、圧延直後の冷却速度や鋼板を均一に冷却する能力に上記のような制約がある場合においても、伸びフランジ性に優れ、かつそのバラツキも小さい鋼板を得るための方法が強く求められているがこうした点に着目した例は見当たらない。本発明は、伸びフランジ性に優れ、かつそのバラツキも小さい高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、このような状況に鑑み鋭意研究を重ねた。その結果、所定の化学成分と冷却条件を特徴とする熱延条件を組み合わせることが有効な手段であることを見出し、本発明を完成させた。特に熱延後に、まず、緩冷却し、その後所定の冷却速度で冷却する冷却条件が最も重要であり、その要旨は以下の通りである。すなわち
（１）質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：４×［Ｃ］＋０．０１〜４×［Ｃ］＋０．０７（［Ｃ］はＣ濃度を表す）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、ベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトで構成されるミクロ組織を有する鋼板を製造する方法であって、前記化学成分を有する鋼材を１２００℃以上に加熱し、Ａｒ 3 点以上の温度で圧延を完了後、冷却速度をＲｃ（℃／秒）、冷却時間をｔｃ（秒）として、Ｒｃ≦１４℃／秒、かつ１１−０．４×Ｒｃ≦ｔｃ≦３３．５−１．７Ｒｃを満たす冷却を行い、それに引き続いてＲｃ≧３０℃／秒で冷却を行い、４５０〜６００℃で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１０】
（２）上記（１）に記載の化学成分に加えて、質量％で、更にＣｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．４〜１．０％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
（３）上記（１）または（２）に記載の化学成分に加えて、質量％で、更にＮｂ：０．０１〜０．３％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０２５〜０．２０％のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず本発明を完成するに至った実験について説明する。
本発明者らは、質量％にて、Ｃ：０．０３５％、Ｓｉ：１．０％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ｎ：０．００３５％、Ａｌ：０．０３３％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％を含有し残部がＦｅである鋼片を溶製し、これらを熱延して熱延コイルを製造した。スラブの加熱温度は１２５０℃、圧延終了温度は９００℃、圧延終了後の冷却は、最初、Ｒｃ：８℃／秒でｔｃ：１２秒として８０４℃まで冷却し、それに引き続きＲｃ：３５℃／秒で４５０℃まで冷却し、４５０℃で巻き取った。得られた熱延コイルを酸洗するとともに、その先端部、中央部、末尾部から鋼板を採取した。そしてそれら３つの部位における鋼板の各々について、幅方向の、両端部および中央部から特性評価用の試験片とミクロ組織調査試料の採取を行った。試験片は、強度延性評価用の引張り試験片（ＪＩＳ５号、引張り方向を圧延方向と垂直となるように採取）と穴広げ値測定用の試験片（１５０ｍｍ×１５０ｍｍ）であり、各５体を作製した。
【００１３】
これらの試験片を用いて強度（引張り強さ）σB（ＭＰａ）、延性（伸び）δ（％）、穴広げ値λ（％）を調査した。引張り試験は、インストロン型試験機を使用してＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した方法で行った。穴広げ値λの測定は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ１００１に準拠して行い、クリアランスは１２．５％とした。得られた特性値を、同一部位から採取した５点、幅方向の部位３箇所、およびコイル上の位置３箇所について整理し、特性値の分布（バラツキ）と鋼板のＴｉ濃度との関係について検討した。その結果、引張り強さσB、延性δは同一部位５点間、および幅方向の３箇所間のいずれにおいても大きなバラツキはなく、最大値と最小値の差は単純平均値に対して２％以内であった。
【００１４】
これに対して穴広げ値λのバラツキの程度は同一部位間ですら大きい場合があった。そこで多角的に分析を試みた結果、このバラツキの程度はＴｉ濃度そのものに依存するのではなく、Ｔｉ濃度とＣ濃度の関係が特定の条件から外れた場合に大きくなることがわかった。そこで次に、Ｔｉを０．１７％含有し、他の成分は上記と同じである鋼片を用いて圧延終了後の冷却条件を検討する実験を行った。その結果、冷却速度と冷却時間の組み合わせが特定の範囲内にある場合にバラツキの程度が小さくなることを見出した。
【００１５】
以上述べてきた検討の詳細は実施例にて説明するが、本発明はこうした基礎実験の上に立脚し、更に鋭意研究を重ねた結果なされたものであり、所定の伸びフランジ性をバラツキ少なく示す熱延鋼板とその製造方法を提供するものである。なお、「バラツキの少ない」ことこそ、今日鋼板使用者から求められている特徴であるとの考えから、バラツキが少なく、かつ、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を、単に、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板と表記した。
【００１６】
以下に本発明の限定理由を述べる。
まず化学成分の限定理由について述べる。成分の表記は全て質量％である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０２％が必要である。しかし、過剰に含まれると、セメンタイトやマルテンサイトなど伸びフランジ性に好ましくない相の生成が避けられなくなるので０．０６％以下とする。
【００１７】
Ｓｉは、伸びフランジ性を劣化させることなく強度を確保するのに有効な元素であり、０．０５％以上含有するものと規定するが、過剰に含まれると表面性状を損ねるのでその上限は１．２％とする。
Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元素であり、０．５％以上は含有させるべきであるが、２．０％を越えて含有させると延性が劣化するため上限を２．０％とする。
Ｐは、固溶強化元素として有効であるが、偏析による加工性の劣化が懸念されるので０．０５％以下にする必要がある。
【００１８】
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させるので出来るだけ抑制すべきであるが０．０１％以下であれば許容される。
Ｎは、窒化物を形成して延性や伸びフランジ性を低下させる。従って、出来るだけ抑制すべきであるが０．０１％以下であれば許容される。
Ａｌは、脱酸剤として使用されるもので、適切な清浄度を得るためには０．００５％は必要であるが、過剰に含有されていると延性や伸びフランジ性を劣化させるので１．０％を上限とする。
【００１９】
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成し伸びフランジ性にとって好ましくないセメンタイトの成形を抑制する働きをする。特に、圧延後に緩やかな冷却を受ける場合にはその働きを最大限に活用してセメンタイトの生成を抑制することが必要である。一方、必要以上、すなわち炭化物を形成してＣを固定するのに十分な量を相当に越えて添加された場合には、それらは固溶Ｔｉとして鋼中に存在し、延性を損ねる原因となるので添加量には細心の注意が必要である。その範囲は実施例に示すように４×［Ｃ］＋０．０１〜４×［Ｃ］＋０．０７（［Ｃ］はＣ濃度）である。 尚、上記の式は後述する実施例により穴広げ値λのバラツキが１０％以内となる範囲を求めて本発明者らが新たに見出した式である。
【００２０】
Ｃｕは、固溶強化元素または析出強化元素として鋼板の高強度化に利用できる。またその添加によって疲労強度を一層向上させることができる。その効果は０．８％以上を添加しないと発現せず、一方、２．０％を越えて含有されていると熱延後の鋼板表面性状を悪化させるので２．０％を上限とする。
Ｎｉは、上記Ｃｕによる熱延表面性状悪化を緩和する効果があり、Ｃｕの半分程度を目安に添加することが望ましい。従ってその下限は０．４％である。一方、１．０％を超えて添加してもその効果は飽和し、コストの上昇につながるだけなので、１．０％を上限とする。
【００２１】
Ｎｂ、ＭｏおよびＶはともに炭化物を形成して強度を高める働きをするとともに、生成した炭窒化物が溶接の熱影響による鋼板の軟化を抑制する効果も期待出来る。こうした効果はＮｂ：０．０１％、Ｍｏ：０．０５％又はＶ：０．０２５％以上で発現し、一方、Ｎｂ：０．３％、Ｍｏ：０．３％又はＶ：０．２０％を越えて含有されると硬質相を形成して穴広げ値λの劣化を招くので、これらを上限とする必要がある。
なお、本発明において上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料から混入する不可避的不純物は許容される。
【００２２】
次に鋼板の組織について説明する。
優れた伸びフランジ性を得るには、ベイニティック・フェライトおよびポリゴナル・フェライトで構成されるミクロ組織とすることが必要である。これら以外の残部組織として、パーライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの１つ又は２つ以上は極力なくすべきであり、少なくともそれらの合計の面積率で３％以下にすることが望ましい。一方、ベイニティック・フェライトおよびポリゴナル・フェライトの２相の組み合わせであれば、どのような構成比（面積比）でもよく、要求される強度、延性、伸びフランジ性に基づいて設計することが出来る。例えば、特に高延性を主眼とし、加えて高伸びフランジ性が要求されるような用途においては、ポリゴナル・フェライトを主相とし、析出物を活用して必要な強度を確保する方法が選択出来る。これに対して、出来るだけ構成元素を削減して低価格な鋼板であることが最も重視されるような用途においてはベイニティック・フェライトを主相とする方法が選択出来る。
【００２３】
最後に加熱、圧延、冷却および巻き取りの各条件について述べる。
加熱温度は鋼中の炭窒化物を一旦固溶させるため１２００℃以上とすることが必要である。これらを固溶させておくことにより、圧延後の冷却過程で炭窒化物を微細に分散させて鋼板の高強度化が達成出来る。一方、炭窒化物を溶解させる目的からは加熱温度に上限はないが、１３００℃を超えるとスラブ表面の酸化が著しくなり、特に粒界が選択的に酸化されたことに起因すると思われる楔状の表面欠陥がデスケーリング後に残り、それが圧延後の表面品位を損ねるので１３００℃を上限とすることが望ましい。
【００２４】
圧延終了温度は鋼板の組織制御上重要である。Ａｒ3 点未満では特に表層部の組織が不均一となり材質が安定せず特性上好ましくない。一方、Ａｒ3 点＋１００℃超では、圧延終了後の緩冷却中にオーステナイト粒径が粗大になり、その後の冷却中に生成する相の構成とその分率が不安定で操業が難しくなるのでこの温度を上限とすることが望ましい。圧延後の冷却速度Ｒｃ（℃／秒）と冷却時間ｔｃ（秒）は本発明上最も重要な条件である。中でも圧延終了後最初の冷却条件が特定の組み合わせの範囲内にないと穴広げ値λのバラツキが小さい鋼板が得られない。
【００２５】
その範囲は実施例の中で述べるように、Ｒｃ≦１４（℃／秒）、かつ１１−０．４×Ｒｃ≦ｔｃ≦３３．５−１．７Ｒｃである。この範囲内であればなぜバラツキが小さくなるかは現在のところ明確には出来ていないが、恐らく、特定条件の緩冷却をすることによってオーステナイトからフェライトへの変態が広い視野でみて均一化することが穴広げ性λの安定性、すなわち分布範囲の縮小に寄与しているものと推察している。なお上記の関係式は、後述する実施例により、穴広げ値λのバラツキが１０％以内となる範囲を求めて本発明者らが新たに見出したものである。また、上記の冷却速度Ｒｃの下限は製造設備の最低速度で通板した時の空冷速度であり、圧延終了温度、鋼板形状（板厚、幅など）、搬送ロール、雰囲気温度などにより変動するものであるが、実用的には２．５℃／秒とすればよい。
【００２６】
緩冷却に引き続き行う冷却はＲｃ≧３０℃／秒とする必要がある。この速度未満ではベイニティック・フェライトを生成させることが困難であり、その場合、析出強化や固溶強化に依存した高強度化設計をする必要が生じるが、それでは優れた穴広げ値λが得られないからである。一方１００℃／秒超では、特にコイルの幅方向の冷却むらに起因する材質バラツキが懸念されるので緩冷却後の冷却速度ＣR の上限は１００℃、好ましくは７０℃とすることが望ましい。
巻き取り温度は４５０℃〜６００℃の範囲とする。４５０℃未満ではマルテンサイトが生成したり、転位密度が高過ぎる組織となったりする懸念がある。一方、６００℃超では熱延スケールの生成が著しく、酸洗性を損ねるので６００℃以下とする。
【００２７】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
（実施例１）
表１に化学成分を示す鋼のスラブを表２に示す条件で熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍのコイルを得た。それらコイルの前記の９箇所（先端部、中央部、末尾部、各々の幅方向両端部と中央部）の引張強さσB、延性δおよび穴広げ値λを調べた。９箇所のそれぞれについて試験体数５で調査した。その結果、引張強さσBと延性δのバラツキは小さく４５個（９箇所×試験体数５）の測定値の最大値と最小値の差をそれらの単純平均値で除した値は２％以下であったので、単純平均値を以って特性値とした。一方、穴広げ値λのバラツキの程度は多様であったので、各箇所において（試験体数５について）最大値と最小値の差
【００２８】
【式１】
【表１】
【表２】
その結果を表３にまとめて示す。
また断面組織を観察して構成する組織を調べた。組織は鏡面研磨後、ナイタール液で現出させ、表面から板厚の１／４相当内部位置を４００倍で観察し、下記の技術文献１を参考に存在する組織を同定した。その結果、認められた相は、いずれの鋼板、箇所においてもベイニティック・フェライトおよびポリゴナル・フェライトの２相のみであり、その他の相は認められなかった。
［「鋼のベーナイト写真集−１」（平成４年６月２９日、（社）日本鉄鋼協会発行、例えば２１頁・Ｆｉｇ２．９）］（技術文献１）
表３から明らかなように、本発明を用いれば、引張強さ、延性、および穴広げ性に優れ、穴広げ値のバラツキも１０％以下の鋼板を得ることができた。
【００３２】
【表３】
（実施例２）
表４に化学成分を示す鋼のスラブを表５に記載の条件にて熱間圧延し、厚さ２．６ｍｍの熱延板を得た。このようにして得られたコイルの引張強さσB、延性δ、および穴広げ値λを上記実施例１と同様に調べた。その結果の内、Δλｍａｘと圧延終了後最初に行う緩冷却の条件との関係を、Δλｍａｘが１０％以下のものとそれ以外に分けて図１に示す。横軸は冷却速度Ｒｃ（℃／秒）、縦軸は冷却時間ｔｃ（秒）である。図を用いてΔλｍａｘ≦１０％（白丸（〇））を囲む境界線Ｉ、ＩＩ、およびＩＩＩを求めた。なお、境界線上もΔλｍａｘ≦１０％である。
【００３４】
３本の境界線は下記のように求められた。
すなわち、（Ｉ）：ｔｃ＝３３．５−１．７×Ｒｃ
（ＩＩ）：Ｒｃ＝１４
（ＩＩＩ）：ｔｃ＝１１−０．４×Ｒｃ
である。
以上より、冷却速度をＲｃ（℃／秒）、冷却時間をｔｃ（秒）として、圧延完了後、最初に、Ｒｃ≦１４（℃／秒）、かつ１１−０．４×Ｒｃ≦ｔｃ≦３３．５−１．７Ｒｃを満たすような緩冷却を行えば穴広げ性のバラツキが１０％以下と小さい鋼板を得ることができることが示された。
【００３５】
【表４】
【表５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を得ることが出来る優れた効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 鋼板の伸びフランジ性のバラツキを冷却速度を横軸に、冷却時間を縦軸にして表したグラフである。
Claims (3)
- 質量％にて、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜１．２％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｔｉ：４×［Ｃ］＋０．０１〜４×［Ｃ］＋０．０７（［Ｃ］はＣ濃度を表す）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、ベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトで構成されるミクロ組織を有する鋼板を製造する方法であって、前記化学成分を有する鋼材を１２００℃以上に加熱し、Ａｒ 3 点以上の温度で圧延を完了後、冷却速度をＲｃ（℃／秒）、冷却時間をｔｃ（秒）として、Ｒｃ≦１４℃／秒、かつ１１−０．４×Ｒｃ≦ｔｃ≦３３．５−１．７Ｒｃを満たす冷却を行い、それに引き続いてＲｃ≧３０℃／秒で冷却を行い、４５０〜６００℃で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 請求項１に記載の化学成分に加えて、質量％で、更に
Ｃｕ：０．８〜２．０％、
Ｎｉ：０．４〜１．０％
を含有することを特徴とする請求項１記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 請求項１または２に記載の化学成分に加えて、質量％で、更に
Ｎｂ：０．０１〜０．３％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｖ：０．０２５〜０．２０％
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または２記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003014437A JP4112993B2 (ja) | 2003-01-23 | 2003-01-23 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003014437A JP4112993B2 (ja) | 2003-01-23 | 2003-01-23 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004225109A JP2004225109A (ja) | 2004-08-12 |
| JP4112993B2 true JP4112993B2 (ja) | 2008-07-02 |
Family
ID=32902490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003014437A Expired - Fee Related JP4112993B2 (ja) | 2003-01-23 | 2003-01-23 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4112993B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8038809B2 (en) | 2005-03-28 | 2011-10-18 | Kobe Steel, Ltd. | High strength hot rolled steel sheet excellent in bore expanding workability and method for production thereof |
| JP4088316B2 (ja) * | 2006-03-24 | 2008-05-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP5884472B2 (ja) * | 2011-12-26 | 2016-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| IN2014DN06757A (ja) | 2012-02-17 | 2015-05-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | |
| US10870901B2 (en) | 2015-09-22 | 2020-12-22 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Hot-rolled high-strength roll-formable steel sheet with excellent stretch-flange formability and a method of producing said steel |
| CN115461482B (zh) * | 2020-05-11 | 2024-04-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板、部件及其制造方法 |
| CN111500939B (zh) * | 2020-05-15 | 2021-08-03 | 佛山科学技术学院 | 一种基于团簇强化的抗hic管道用钢及其制备方法 |
| WO2022070621A1 (ja) * | 2020-09-29 | 2022-04-07 | 日本製鉄株式会社 | 熱間圧延鋼板 |
-
2003
- 2003-01-23 JP JP2003014437A patent/JP4112993B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2004225109A (ja) | 2004-08-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5233142B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5609383B2 (ja) | 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5157215B2 (ja) | 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US20090277547A1 (en) | High-strength steel sheets and processes for production of the same | |
| KR20140072180A (ko) | 굽힘 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5798740B2 (ja) | 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP5042914B2 (ja) | 高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP3143054B2 (ja) | 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JP6079726B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2007070661A (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 | |
| US20150027594A1 (en) | Thin steel sheet and process for producing the same | |
| JP3301348B2 (ja) | 熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4050991B2 (ja) | 伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2008255459A (ja) | Ｈａｚ靭性、母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスに優れた厚鋼板 | |
| JP2004359973A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4005517B2 (ja) | 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板 | |
| JP4507708B2 (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 | |
| JP4112993B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7276366B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4867177B2 (ja) | 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| US20040159373A1 (en) | Steel sheet with excellent bendability | |
| JP2007138210A (ja) | バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP4412098B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2013104113A (ja) | 剛性に優れた高強度薄鋼板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: 20050915 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20071228 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080129 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080221 |
|
| 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: 20080408 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080410 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4112993 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110418 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120418 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| 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: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| 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: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| 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: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| 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: 20140418 Year of fee payment: 6 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |