JP6729835B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6729835B1
JP6729835B1 JP2020500744A JP2020500744A JP6729835B1 JP 6729835 B1 JP6729835 B1 JP 6729835B1 JP 2020500744 A JP2020500744 A JP 2020500744A JP 2020500744 A JP2020500744 A JP 2020500744A JP 6729835 B1 JP6729835 B1 JP 6729835B1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
temperature
strength steel
composition
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.)
Active
Application number
JP2020500744A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2020090303A1 (ja
Inventor
拓弥 平島
拓弥 平島
真平 吉岡
真平 吉岡
金子　真次郎
真次郎 金子
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of JP6729835B1 publication Critical patent/JP6729835B1/ja
Publication of JPWO2020090303A1 publication Critical patent/JPWO2020090303A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本発明の課題は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することである。本発明の高強度鋼板は、所定の成分組成を有し、鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数が、５．０個／ｍｍ２以下である。

Description

本発明は、自動車部品等に用いられる高強度鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、センターピラーＲ／Ｆ（レインフォースメント）等の車体骨格部品や、バンパー、インパクトビーム部品等（以下、部品ともいう）に対し、引張強度（ＴＳ）が１３２０〜１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板の適用が進みつつある。さらには、自動車車体の一層の軽量化の観点から、部品に対しＴＳが１８００ＭＰａ（１．８ＧＰａ）級以上の強度を有する鋼板の適用についても検討されている。
鋼板の高強度化に伴い、遅れ破壊の発生が懸念され、近年では、部品形状へ加工されたサンプル、特にひずみが集中する曲げ加工部のせん断端面からの遅れ破壊が懸念されており、このようなせん断端面を起点とした遅れ破壊を抑制することが重要となっている。
例えば、特許文献１では、化学成分が、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、Ｍｇの酸化物、硫化物、複合晶出物および複合析出物の粒径と密度を規定することで成形加工後の耐遅れ破壊特性に優れた薄鋼板を提供している。
特開２００３−１６６０３５号公報
特許文献１で開示された技術は、化学成分および鋼中の析出物の粒径と密度を規定することで耐遅れ破壊特性に優れる鋼板を提供している。しかしながら、特許文献１の鋼板は、添加されているＣ量が少ないため、本発明の高強度鋼板よりも強度が低く、ＴＳが１４７０ＭＰａ未満である。特許文献１の鋼板ではＣ量を多くする等して強度を向上させても、強度が上昇すると端面の残留応力も増加するため、耐遅れ破壊特性は劣化すると思われる。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することである。
本発明において、高強度とは、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上であることを意味する。
本発明において、耐遅れ破壊特性に優れるとは、実施例に記載するように、曲げ加工後の鋼板をｐＨ＝１（２５℃）の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として測定したときに、当該臨界負荷応力が降伏強度（ＹＳ）以上であることを意味する。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、鋼板が所定の成分組成を有し、マルテンサイトとベイナイトを主とする所定の鋼板組織とし、圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数が、５．０個／ｍｍ２以下とすることによって、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板とすることができることを見出し、本発明に至った。上記課題は、以下の手段によって解決される。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、および
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、
圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数が、５．０個／ｍｍ２以下である、高強度鋼板。
［２］質量％で、
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、および
Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、
圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数が、５．０個／ｍｍ２以下である、高強度鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下および
Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［１］〜［３］のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５％以上１％以下および
Ｎｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［１］〜［４］のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
［６］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、および
Ｗ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［１］〜［５］のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
［７］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、および
Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［１］〜［６］のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
［８］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する［１］〜［７］のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
［９］［１］〜［８］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を、鋳造速度１．８０ｍ／分以下で鋳造した後、スラブ加熱温度１２００℃以上、仕上げ圧延終了温度８４０℃以上として熱間圧延し、巻き取り温度６３０℃以下で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、
を有する高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。また、本発明の高強度鋼板を自動車構造部材に適用することにより、自動車用鋼板の高強度化と耐遅れ破壊特性向上との両立が可能となる。即ち、本発明により、自動車車体が高性能化する。
実施例において、曲げ加工後の鋼板を、ボルトとナットで締めこんだ状態を示す側面図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されない。
まず、高強度鋼板の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
＜Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下＞
Ｃは焼入れ性を向上させる元素である。所定のマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種の合計面積率を確保するとともに、マルテンサイトおよびベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１４７０ＭＰａを確保する観点から、Ｃ含有量は０．１７％以上であり、好ましくは０．１８％以上であり、より好ましくは０．１９％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、曲げ加工により亀裂発生が促進され、耐遅れ破壊特性を劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．３５％以下であり、好ましくは０．３３％以下であり、より好ましくは０．３１％以下である。
＜Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下＞
Ｓｉは固溶強化による強化元素である。また、Ｓｉは、２００℃以上の温度域で鋼板を保持する場合に、粗大な炭化物の過剰な生成を抑制して伸びの向上に寄与する。さらに、板厚中央部でのＭｎ偏析を軽減してＭｎＳの生成の抑制にも寄与する。上記のような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量は０．００１％以上であり、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、板厚方向に粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、曲げ加工時の亀裂生成を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は１．２％以下であり、好ましくは１．１％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
＜Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下＞
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種の合計面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が０．９％未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．９％以上であり、好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは１．１％以上である。また、ＭｎＳが増加し、曲げ加工時の亀裂生成を助長させないために、Ｍｎ含有量は３．２％以下であり、好ましくは３．１％以下であり、より好ましくは３．０％以下である。
＜Ｐ：０．０２％以下＞
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと亀裂発生を促進し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下であり、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。
＜Ｓ：０．００１％以下＞
Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）等の介在物を形成する。この介在物による亀裂発生を抑制するために、Ｓ含有量は０．００１％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０００９％以下、より好ましくは０．０００７％以下、さらに好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。
＜Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下＞
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果が得るために、Ａｌ含有量が０．０１％以上であり、好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．２％超となると、熱間圧延後の巻き取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成するため、亀裂発生を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、ＡｌＮの介在物も過剰に生成する。したがって、Ａｌ含有量は０．２％以下であり、好ましくは０．１７％以下であり、より好ましくは０．１５％以下である。
＜Ｎ：０．０１０％以下＞
Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて亀裂発生を促進させる。耐遅れ破壊特性の劣化を防止するため、Ｎ含有量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．００７％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。
＜Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下＞
Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。さらに脱炭の抑制により耐遅れ破壊特性も向上する。このような観点から、Ｓｂ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｓｂは０．１％を超えて含有させると、旧オーステナイト（γ）粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。このため、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。なお、Ｓｂを含有することが好ましいが、Ｓｂを含有せずに鋼板の高強度化及び耐遅れ破壊特性の向上の効果を十分に得られる場合は、Ｓｂを含有しなくてもよい。
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有することが好ましく、残部は鉄および不可避的不純物であるが、本発明の作用を損なわない範囲で以下の許容成分を含有させることができる。
＜Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満＞
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトおよびベイナイトを生成させる利点を有する。このようなＢの効果を得るに、Ｂ含有量は好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００７％以上である。また、Ｎを固定する観点から、０．００２％以上のＴｉと複合添加することが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３５％以上になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することとなり、これにより、粗大な介在物や炭化物が生成するため、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｂ含有量は好ましくは０．００３５％未満であり、より好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
＜Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下およびＴｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
ＮｂやＴｉは、旧オーステナイト（γ）粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｎｂ含有量およびＴｉ含有量は、それぞれ、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、ＮｂやＴｉを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等のＮｂ系の粗大な析出物、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）、ＴｉＳ等のＴｉ系の粗大な析出物が増加し、亀裂発生を助長することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１２％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
＜Ｃｕ：０．００５％以上１％以下およびＮｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
ＣｕやＮｉは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。また、耐遅れ破壊特性向上の観点からは、ＣｕやＮｉは０．００５％以上含有させることがより好ましく、さらに好ましくは０．００８％以上である。しかしながら、ＣｕやＮｉが多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、めっき性や化成処理性を劣化させるので、Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ、好ましくは１％以下であり、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
＜Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、およびＷ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量は、それぞれ、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０３％以上である。Ｖ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物の粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのためＣｒ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．３％未満であり、より好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
ＺｒやＷは、旧オーステナイト（γ）粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｚｒ含有量及びＷ含有量は、それぞれ、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００６％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。ただし、ＺｒやＷを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、亀裂発生を助長することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｚｒ含有量及びＷ含有量は、それぞれ、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
＜Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下およびＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａは、Ｓを硫化物として固定することで、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、これらの元素は多量に添加すると硫化物の粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、鋼中水素のトラップサイトとなるため、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｍｇは多量に添加するとＭｇＯの粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させるので、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
＜Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下＞
Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｎを、０．１％を超えて含有させると、旧オーステナイト（γ）粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
次に、本発明の高強度鋼板の有する組織について説明する。
＜鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上＞
ＴＳ≧１４７０ＭＰａの高強度を得るため、鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上とする。９０％未満の場合、フェライトが多くなり、強度が低下する。なお、マルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率は合計で１００％であってもよい。また、マルテンサイトおよびベイナイトのうちどちらか一方の面積率が上記範囲内であってもよく、両方の合計の面積率が上記範囲内であってもよい。また、強度を高める観点から、上記面積率は、好ましくは９１％以上、より好ましくは９２％以上、さらに好ましくは９３％以上である。
マルテンサイトは、焼入れしたままのマルテンサイトおよび焼戻しした焼戻しマルテンサイトの合計とする。本発明において、マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼戻しマルテンサイトはマルテンサイトを再加熱した時に焼戻される組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状または板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。
なお、マルテンサイトおよびベイナイト以外の残部組織は、フェライト、パーライト、残留オーステナイトであり、その合計量は１０％以下であれば許容できる。０％であってもよい。
本発明において、フェライトとは比較的高温でオーステナイトからの変態により生成し、ｂｃｃ格子の結晶粒からなる組織であり、パーライトとはフェライトとセメンタイトが層状に生成した組織であり、残留オーステナイトはマルテンサイト変態温度が室温以下となることでマルテンサイト変態しなかったオーステナイトである。
本発明でいう平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物は、ＳＥＭで観察した際にベイナイトおよびマルテンサイト中に観察できる微細な炭化物のことであり、具体的には、例えば、Ｆｅ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｖ炭化物、Ｍｏ炭化物、Ｗ炭化物、Ｎｂ炭化物、Ｚｒ炭化物が挙げられる。
なお、本発明に係る鋼板は、溶融亜鉛めっき層等のめっき層を備えていても良い。かかるめっき層としては、例えば電気めっき層、無電解めっき層、溶融めっき層等が挙げられる。さらに、合金化めっき層としても良い。
＜圧延方向と垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数が５．０個／ｍｍ２以下＞
耐遅れ破壊特性が良好な鋼板を得るためには、圧延方向と垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数を５．０個／ｍｍ２以下とする必要がある。鋼板を切断したときの端面からの遅れ破壊は、当該端面の微小亀裂から進展し、その微小亀裂は母相と介在物の境界で発生する。この介在物の平均粒径が５μｍ以上となると、微小亀裂の発生が顕著になる。したがって、平均粒径が５μｍ以上の介在物を低減することが耐遅れ破壊特性の向上につながる。したがって、平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数を５．０個／ｍｍ２以下であり、好ましくは４．０個／ｍｍ２以下、より好ましくは３．０個／ｍｍ２以下である。下限は特に限定せず、０個／ｍｍ２であってもよい。
また、本発明でいう平均粒径が５μｍ以上の介在物は、鋼板を圧延方向に垂直な方向で切断した際に、母相中に存在する結晶物のことであり、実施例に記載するように光学顕微鏡を用いて観察することができる。具体的には、例えば、ＭｎＳやＡｌＮ等であることが多い。また、平均粒径は、実施例に記載する方法で算出することができる。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法の一実施形態について説明する。
本発明の高強度鋼板の製造方法の一実施形態は、鋳造工程、熱延工程（熱間圧延工程）、冷延工程（冷間圧延工程）、及び焼鈍工程を少なくとも有する。より具体的には、本発明の高強度鋼板の製造方法の一実施形態は、上記成分組成を有する鋼を、鋳造速度１．８０ｍ／分以下で鋳造した後、スラブ加熱温度１２００℃以上、仕上げ圧延終了温度８４０℃以上として熱間圧延し、巻き取り温度６３０℃以下で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、を有する。それぞれの工程について以下に説明する。なお、以下に示す温度は、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
［鋳造工程］
前述した成分組成を有する鋼を、鋳造速度１．８０ｍ／分以下で鋳造する。鋳造速度は耐遅れ破壊特性を劣化させる介在物の生成量に大きく影響を及ぼし、鋳造速度が速くなれば介在物の生成量も多くなり、圧延方向と垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数を５．０個／ｍｍ２以下にすることができない。したがって、介在物の生成を抑えるために、鋳造速度は１．８０ｍ／分以下であり、好ましくは１．７５ｍ／分以下であり、より好ましくは１．７０ｍ／分以下である。下限は特に限定しないが、生産性の観点から、好ましくは１．２５ｍ／分以上であり、より好ましくは１．３０ｍ／分以上である。
［熱延工程］
前述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延に供する。スラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで、硫化物の固溶促進とＭｎ偏析の軽減が図られ、上記した粗大な介在物量の低減が図られ、耐遅れ破壊特性を向上させる。このため、スラブ加熱温度は１２００℃以上であり、好ましくは１２２０℃以上であり、より好ましくは１２４０℃以上である。スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、１４００℃以下が好ましい。また、介在物の成長を抑制する観点から、スラブ加熱時の加熱速度は５〜１５℃／分とし、スラブ均熱時間は３０〜１００分とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上である。仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、温度の低下までに時間がかかり、介在物が生成することで耐遅れ破壊特性を劣化させるのみならず、鋼板の内部の品質も低下する可能性がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上であり、好ましくは８６０℃以上である。一方、上限は特に限定しないが、後の巻き取り温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延終了温度は好ましくは９５０℃以下であり、より好ましくは９２０℃以下である。
冷却された熱延鋼板は６３０℃以下の温度で巻き取る。巻き取り温度が６３０℃超では、地鉄表面が脱炭するおそれがあり、鋼板内部と表面で組織差が生じ合金濃度ムラの原因となる。また表層の脱炭により、鋼板表層の炭化物を有するベイナイトやマルテンサイトの面積率が減少するため、所望の強度を確保するのが難しくなる。したがって、巻き取り温度は６３０℃以下であり、好ましくは６００℃以下である。巻き取り温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延性の低下を防ぐために５００℃以上が好ましい。
［冷延工程］
冷延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延し、冷延鋼板を製造する。酸洗の条件は特に限定はされない。圧下率が２０％未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる可能性があるので、圧下率は、好ましくは２０％以上であり、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。
［焼鈍工程］
冷間圧延後の冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度に加熱する。焼鈍温度がＡＣ３点未満では、組織にフェライトが生成し、所望の強度を得ることができない。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点以上であり、好ましくはＡＣ３点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡＣ３点＋２０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイトの粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。
なお、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後に、当該焼鈍温度で均熱してもよい。フェライトからオーステナイトへの変態を十分に進行させる観点から、均熱時間は１０秒以上であることが好ましい。
ＡＣ３点は以下の式により算出する。また、下記式において（％元素記号）は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ＡＣ３点（℃）＝９１０−２０３√（％Ｃ）＋４５（％Ｓｉ）−３０（％Ｍｎ）−２０（％Ｃｕ）−１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
上記のとおり冷延鋼板をＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、当該焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる。
焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度が３℃／秒未満では、フェライトの過度な生成を招くため所望の強度を得ることが難しくなる。また表層にフェライトが生成することで、表層付近の炭化物を有するベイナイトやマルテンサイト分率を得ることが難しくなり、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は、３℃／秒以上であり、好ましくは５℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。
焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は、特に断らない限り、「（焼鈍温度−５５０℃）／（焼鈍温度から５５０℃までの冷却時間）」である。
５５０℃から３５０℃までの温度域の平均冷却速度は特に限定しないが、粗大な炭化物を有するベイナイトの生成を抑制するために、１℃／ｓ以上であることが好ましい。
５５０℃から３５０℃までの温度域の平均冷却速度は、特に断らない限り、「（５５０℃−３５０℃）／（５５０℃から３５０℃までの冷却時間）」である。
冷却停止温度は３５０℃以下である。冷却停止温度が３５０℃超となると、十分に焼戻しが進行せず、最終組織に炭化物を含まない焼入れままのマルテンサイトや残留オーステナイトが過剰に生成し、鋼板表層の微細炭化物量が減少することで耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、優れた耐遅れ破壊特性を得るために、冷却停止温度は３５０℃以下であり、好ましくは３００℃以下、より好ましくは２５０℃以下である。
ベイナイト内部に分布する炭化物は、焼入れ後の低温域での保持中に生成する炭化物であり、水素のトラップサイトとなることで水素を捕捉し、耐遅れ破壊特性の劣化を防ぐことができる。滞留温度が１００℃未満、または、滞留時間が２０秒未満になると、ベイナイトが生成せず、また炭化物を含まない焼入れままのマルテンサイトが生成するため、鋼板表層の微細炭化物量が減少し、上記の効果が得られなくなる。
また、滞留温度が２６０℃超、または、滞留時間が１５００秒超となると、脱炭し、さらにベイナイト内部に粗大な炭化物が生成するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。
したがって、滞留温度は１００℃以上２６０℃以下であり、滞留時間は２０秒以上１５００秒以下である。また、滞留温度は好ましくは１３０℃以上２４０℃以下であり、滞留時間は好ましくは５０秒以上１０００秒以下である。
なお、熱間圧延後の熱延鋼板には、組織軟質化のための熱処理をおこなってもよく、鋼板表面にＺｎやＡｌなどのめっきが施されていても構わない。また、焼鈍冷却後もしくはめっき処理後は形状調整のための調質圧延を行ってもよい。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
１．評価用鋼板の製造
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて種々の鋳造速度で溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０〜２．８ｍｍまで熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。次いで、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板に、表２〜４に示す条件で熱処理を行った（焼鈍工程）。なお、表１の成分組成の空欄は、その成分を意図的に添加していないことを表しており、含有しない（０質量％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。なお、鋳造工程、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程の各条件の詳細は表２〜４に示す。
熱処理後の鋼板を３０ｍｍ×１１０ｍｍの小片にせん断し、一部のサンプルにおいて、せん断により生じた端面を曲げ加工前にレーザーまたは研削にて面削加工した。次いで、サンプルに曲げ加工を施し、ボルトを用いて種々の負荷応力に対応する締込量で締めこんだ。９０°の角度を有するダイスの上に鋼板のサンプルを載せて、９０°の角度を有するポンチによって鋼板をプレスすることで、Ｖ字曲げ加工を行った。次いで、図１に側面図を示すように、ボルト２０、ナット２１およびテーパーワッシャー２２を用いて、曲げ加工後の鋼板を、鋼板１１の板面の両側からボルト２０で締め込んだ。ＣＡＥ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ Ａｉｄｅｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）解析によって、負荷応力と締込量の関係を算出し、締込量と臨界負荷応力が一致するようにした。臨界負荷応力は、後述する方法で測定した。
Figure 0006729835
Figure 0006729835
Figure 0006729835
Figure 0006729835
２．評価方法
各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、介在物の平均個数および平均粒径の測定し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、遅れ破壊試験により後述する臨界負荷応力を測定し耐遅れ破壊特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
（鋼板組織全体に対する、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の合計面積率）
上記焼鈍工程で得られた鋼板（以下、焼鈍鋼板という。）に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６ｍｍ×１５ｍｍの格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトの面積率を計算し、それらの合計の面積率を算出した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、ベイナイトは黒色の組織の内部に微細な炭化物が析出している。ベイナイトおよびマルテンサイト中の炭化物の平均粒径は以下ように算出した。また、面積率は、観察範囲全体に対する面積率であり、これを鋼板組織全体に対する面積率とみなした。
（ベイナイトおよびマルテンサイト中の炭化物の平均粒径）
焼鈍鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率５０００倍のＳＥＭ像上の炭化物の総面積を二値化による画像解析にて測定し、その総面積を個数平均することで炭化物１個あたりの面積を算出した。炭化物１個あたりの面積から求めた円相当直径を平均粒径とした。
（介在物の平均個数および平均粒径の測定）
焼鈍鋼板を、圧延方向（Ｌ方向）に垂直な方向（Ｃ方向）でせん断し、試験片を採取した。次いで、せん断面（圧延方向に垂直な断面）を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、光学顕微鏡を用いて、倍率４００倍でせん断面（圧延方向に垂直な断面）の画像を撮影した。当該画像を観察し、平均粒径が５μｍ以上の介在物の個数をカウントした。そして、カウント数を観察した画像の面積（ｍｍ２）で割ることによって１ｍｍ２当たりの平均個数を算出した。観察した画像において、母相は白色もしくは灰色の組織であり、介在物は黒色である。また、二値化による画像解析にてそれぞれの介在物の面積を測定し、その面積から円相当直径を算出した。それぞれの介在物の円相当直径を個数平均することで平均粒径を算出した。
（引張試験）
焼鈍鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）を測定した。
（耐遅れ破壊特性の評価）
遅れ破壊試験によって臨界負荷応力を測定した。具体的には、上記曲げ加工後の鋼板をｐＨ＝１（２５℃）の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として評価した。遅れ破壊の判定は目視および実体顕微鏡で倍率×２０まで拡大した画像にて行い、１００時間浸漬し割れが発生しなかった場合を破壊なしとした。ここでいう割れとは、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が発生した場合を指す。
耐遅れ破壊特性は、臨界負荷応力≧ＹＳの場合を「合格（良好）」とし、臨界負荷応力＜ＹＳの場合を「不合格（不良）」として評価した。
３．評価結果
上記評価結果を表５〜７に示す。
Figure 0006729835
Figure 0006729835
Figure 0006729835
本実施例では、ＴＳ≧１４７０ＭＰａ、かつ、臨界負荷応力≧ＹＳの場合を合格とし、表５〜７に発明例として示した。一方、ＴＳ＜１４７０ＭＰａ、または、臨界負荷応力＜ＹＳの場合を不合格とし、表５〜７に比較例として示した。
本発明例及び比較例の結果より、本発明によって、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供できることが分かった。
１１ 鋼板
２０ ボルト
２１ ナット
２２ テーパーワッシャー

Claims (9)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
    Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００１％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、および
    Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、
    圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数が、５．０個／ｍｍ２以下である、高強度鋼板。
  2. 質量％で、
    Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
    Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００１％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、および
    Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であり、
    圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が５μｍ以上の介在物の平均個数が、５．０個／ｍｍ２以下である、高強度鋼板。
  3. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下および
    Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  5. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．００５％以上１％以下および
    Ｎｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  6. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
    Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
    Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、および
    Ｗ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  7. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
    Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
    Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、および
    Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１〜６のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  8. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する請求項１〜７のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  9. 請求項１〜８のいずれか一項に記載の高強度鋼板を製造する高強度鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼を、鋳造速度１．８０ｍ／分以下で鋳造した後、スラブ加熱温度１２００℃以上、仕上げ圧延終了温度８４０℃以上として熱間圧延し、巻き取り温度６３０℃以下で巻き取る熱延工程と、
    前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
    前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、
    を有する高強度鋼板の製造方法。
JP2020500744A 2018-10-31 2019-09-25 高強度鋼板およびその製造方法 Active JP6729835B1 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018204876 2018-10-31
JP2018204876 2018-10-31
PCT/JP2019/037689 WO2020090303A1 (ja) 2018-10-31 2019-09-25 高強度鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP6729835B1 true JP6729835B1 (ja) 2020-07-22
JPWO2020090303A1 JPWO2020090303A1 (ja) 2021-02-15

Family

ID=70463430

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2020500744A Active JP6729835B1 (ja) 2018-10-31 2019-09-25 高強度鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11846003B2 (ja)
EP (1) EP3875623B1 (ja)
JP (1) JP6729835B1 (ja)
KR (1) KR102590078B1 (ja)
CN (1) CN112930413A (ja)
MX (1) MX2021004933A (ja)
WO (1) WO2020090303A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023002910A1 (ja) 2021-07-21 2023-01-26 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2023063288A1 (ja) 2021-10-13 2023-04-20 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法、並びに溶接継手

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116897215A (zh) * 2021-03-02 2023-10-17 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
WO2022185804A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185805A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
MX2023009117A (es) * 2021-03-02 2023-10-18 Jfe Steel Corp Lamina de acero, miembro y metodos de fabricacion de los mismos.
KR102534620B1 (ko) * 2021-03-31 2023-05-30 현대제철 주식회사 냉연 도금강판 및 그 제조방법
CN113106348A (zh) * 2021-04-15 2021-07-13 天津市新天钢钢铁集团有限公司 钛微合金化q355b结构钢板及其再结晶控轧工艺方法
WO2023188505A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7311070B1 (ja) * 2022-03-30 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7311067B1 (ja) * 2022-03-30 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023188504A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
CN118086782A (zh) * 2024-04-28 2024-05-28 江苏永钢集团有限公司 一种8.8级非调型螺栓用高塑性热轧盘条及其制造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011246746A (ja) * 2010-05-24 2011-12-08 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
WO2015115059A1 (ja) * 2014-01-29 2015-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016152163A1 (ja) * 2015-03-25 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
WO2018062380A1 (ja) * 2016-09-28 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2018062381A1 (ja) * 2016-09-28 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
JP2018080379A (ja) * 2016-03-31 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法
WO2018127984A1 (ja) * 2017-01-06 2018-07-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3924159B2 (ja) 2001-11-28 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法並びに高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品
US10941471B2 (en) * 2015-12-28 2021-03-09 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, method for manufacturing high-strength steel sheet, and method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet
WO2018127948A1 (ja) 2017-01-04 2018-07-12 株式会社日立製作所 計算機システム
EP3572543B1 (en) * 2017-01-17 2021-12-22 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011246746A (ja) * 2010-05-24 2011-12-08 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
WO2015115059A1 (ja) * 2014-01-29 2015-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016152163A1 (ja) * 2015-03-25 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP2018080379A (ja) * 2016-03-31 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法
WO2018062380A1 (ja) * 2016-09-28 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2018062381A1 (ja) * 2016-09-28 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2018127984A1 (ja) * 2017-01-06 2018-07-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023002910A1 (ja) 2021-07-21 2023-01-26 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2023063288A1 (ja) 2021-10-13 2023-04-20 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法、並びに溶接継手

Also Published As

Publication number Publication date
KR20210065164A (ko) 2021-06-03
MX2021004933A (es) 2021-06-08
CN112930413A (zh) 2021-06-08
US11846003B2 (en) 2023-12-19
EP3875623B1 (en) 2023-12-13
WO2020090303A1 (ja) 2020-05-07
EP3875623A4 (en) 2021-09-29
KR102590078B1 (ko) 2023-10-17
JPWO2020090303A1 (ja) 2021-02-15
US20220002827A1 (en) 2022-01-06
EP3875623A1 (en) 2021-09-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6729835B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6354921B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
KR102654714B1 (ko) 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법
US10329638B2 (en) High strength galvanized steel sheet and production method therefor
US11492677B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing the same
JP6503584B2 (ja) 熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法および熱処理板の製造方法
JP2017048412A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP6597889B2 (ja) 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法
CN111511945A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
US20220025479A1 (en) Plated steel sheet for hot press forming having excellent impact properties after hot press forming, hot press formed member, and manufacturing methods thereof
JP6795122B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6760521B1 (ja) 高延性高強度電気亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP7163339B2 (ja) 高強度部材および高強度部材の製造方法
CN115715332B (zh) 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
CN117413084A (zh) 高强度钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20200117

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20200117

A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20200217

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20200317

RD13 Notification of appointment of power of sub attorney

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7433

Effective date: 20200410

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821

Effective date: 20200410

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20200518

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: 20200602

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20200615

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6729835

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250