JPWO2013051714A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents
鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2013051714A1 JPWO2013051714A1 JP2013513433A JP2013513433A JPWO2013051714A1 JP WO2013051714 A1 JPWO2013051714 A1 JP WO2013051714A1 JP 2013513433 A JP2013513433 A JP 2013513433A JP 2013513433 A JP2013513433 A JP 2013513433A JP WO2013051714 A1 JPWO2013051714 A1 JP WO2013051714A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- temperature
- steel sheet
- seconds
- residence
- 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.)
- Granted
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
-
- 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
- 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
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
- C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
-
- 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
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
- C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
- C21D9/573—Continuous furnaces for strip or wire with cooling
-
- 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
- C22C38/02—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
- C22C38/14—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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- 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
- 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
- C21D2211/001—Austenite
-
- 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
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical 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 Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
本発明の鋼板は、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理を行い、次いで、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行い、前記一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留を行うことによって得られる鋼組織を有し、降伏比が65%以下、引張強度が590MPa以上である。
Description
本発明は、低降伏比でかつ伸び性に優れた高強度鋼板とその製造方法に関する。
本願は、2011年10月06日に、日本に出願された特願2011−221904号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、2011年10月06日に、日本に出願された特願2011−221904号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、自動車等には、燃費向上のための車体軽量化と、衝突時の乗員保護のための衝突安全性の向上とが求められている。そのため、高強度鋼板の使用が増加しているが、自動車等に使用される高強度鋼板には、所要の強度の他、車体及び部品の成形に必要な優れた加工性(延性等)が要求される。
高強度鋼板の加工性を評価する指標の一つとして、降伏比(引張強度(TS)に対する降伏強度(YP)の比:YP/TS×100(%))がある。通常、降伏比を下げると、高強度化に従って劣化する傾向にある形状凍結性の劣化、及びしわ発生を抑制することができる。また、プレス荷重を低減することができる。
良好な伸び性(延性)を必要とする用途に供する高強度鋼板として、フェライトとマルテンサイトの2相組織を有するDual Phase鋼(以下「DP鋼」ということがある)が知られており、自動車用の構造材として広く使用されている。DP鋼は、固溶強化型鋼板や析出強化型鋼板より優れた強度−延性バランスを備えるとともに、降伏比が低いという特徴をもっている(例えば、特許文献1〜6、参照)。
特許文献1には、Ac1以上、Ac1+75℃以下の温度範囲で15秒以上保持した後、10℃/秒以上の冷却速度で200℃以下の温度まで冷却して、フェライトとマルテンサイトの2相組織を形成する技術が開示されている。
特許文献2には、焼鈍均熱温度から700〜600℃まで15℃/秒以下で冷却し、引き続き、常温まで100℃/秒以上で冷却した後、再加熱して150〜250℃で保持してフェライトとマルテンサイトの2相組織を形成する技術が開示されている。
特許文献3には、二相域温度からMs点以下の温度まで冷却して(望ましくは20/秒以上)オーステナイトをマルテンサイトに変態させた後、100〜250℃の温度域で10秒以上保持することによって、組織をフェライト+マルテンサイトの2相としつつ、鋼中の固溶C量、マルテンサイト硬度を調整する技術が開示されている。
特許文献4には、Ac1点以上、Ac3点未満の二相域温度で30〜90秒間保持して焼鈍した後、550℃までを5℃/秒以上で冷却し、フェライト+マルテンサイトの2相組織を形成する技術が開示されている。
特許文献5には、冷延鋼板を、所要の温度で焼鈍した後、10℃/秒以上、望ましくは20℃/秒以上の冷却速度で冷却し、フェライト+マルテンサイトの2相組織を形成する技術が開示されている。
特許文献6には、冷延鋼板を、所要の温度で3秒以上焼鈍した後、2〜200℃/秒の冷却速度で、400℃未満まで冷却して、フェライト+マルテンサイトの2相組織を形成する技術が開示されている。
以上、特許文献1〜6に開示されているように、所要の機械特性を満たす2相組織(DP鋼)を得るためには、二相域焼鈍後の冷却速度と冷却終了温度を制御することが重要であることが知られている。
しかしながら、特許文献1〜6の製法においては、フェライトとマルテンサイトの2相組織を有する鋼板を製造するために、急冷装置や焼入性を向上させるMn量を多量に使用する。そのため、成分偏析の影響による局所的な材質劣化を起点として加工性が悪化するという課題があった。
通常、鋼を二相域で均熱した後、速い冷却速度で冷却しないと、マルテンサイトやベイナイト等の焼入組織からパーライトが析出してしまい、所要の強度を確保することができない。また、鋼板を、通常の過時効帯を有する連続焼鈍炉で焼鈍し冷却する場合、冷却終了温度が400℃付近に保持されるので、一旦生成したマルテンサイトが、焼き戻されて、パーライトに分解してしまう。
通常、鋼を二相域で均熱した後、速い冷却速度で冷却しないと、マルテンサイトやベイナイト等の焼入組織からパーライトが析出してしまい、所要の強度を確保することができない。また、鋼板を、通常の過時効帯を有する連続焼鈍炉で焼鈍し冷却する場合、冷却終了温度が400℃付近に保持されるので、一旦生成したマルテンサイトが、焼き戻されて、パーライトに分解してしまう。
鋼が変態し易いように、オーステナイトフォーマー(Mnが一般的)を多量に使う場合、焼鈍後の冷却速度を最適化しないと、成分偏析により加工性が悪くなり、また、Mn偏析部でのマルテンサイトに起因して延性(伸び性)が劣化する。
このように、低降伏比でかつ優れた伸び性を示す2相組織を得るためには、二相域焼鈍後の冷却速度と冷却終了温度を制御することが重要であるが、焼鈍後の冷却だけでは、安定して低降伏比かつ優れた伸び性を示す高強度鋼得ることができない。
本発明は、このような事情を考慮してなされたものであり、低降伏比、かつ、優れた伸び性を示す組織を有する高強度鋼板と、その製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明において、低降伏比とは降伏比が65%以下、高強度とは引張強度が590MPa以上を言う。
また、自動車の部材等への適用を考えた場合、加工性として、引張強度TSと、伸びElとの積であるTS×Elが17500(MPa・%)以上であることが望ましい。
また、自動車の部材等への適用を考えた場合、加工性として、引張強度TSと、伸びElとの積であるTS×Elが17500(MPa・%)以上であることが望ましい。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、二相域焼鈍後の冷却速度と冷却終了温度を厳格に管理し、さらに、冷却行った後に最適な温度範囲での滞留を行うことが有効であることを見出した。すなわち、次のようなことを見出した。なお、滞留とは等温保持のみを意味するのでなく、この温度域での温度変化があっても構わない
(i)鋼板の焼鈍後の冷却速度(一次冷却速度)を遅くし、冷却終了温度を所要の温度域に収めることで、鋼板の組織を主にフェライトとマルテンサイトを含む組織(いわゆる2相組織)とすることができる。そのため、低降伏比、かつ伸び性が優れた590MPa以上の鋼板の製造に有効である。
(ii)しかしながら、一次冷却速度が遅い場合、マルテンサイトが生成し難く、2相組織を得ることが困難となる。一方、マルテンサイトが生成するように、Mn量を増加すれば、Mnが偏析し、Mn偏析部でのマルテンサイトに起因して、延性が劣化し、降伏点が上昇する。これに対し、Mn量が多くても焼鈍での均熱時間を長くすれば、Mnが均一に拡散して偏析が解消し、マルテンサイトが、厚さ方向及び幅方向に均一に生成して、材質が均一化する。
(iii)更に、均熱処理、及び一次冷却後に滞留時間及び滞留温度を制御した滞留を行うことで、低降伏比でかつ伸び性が優れた590MPa以上の鋼板に適した組織を得ることができる。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
(1)本発明の一態様に係る鋼板は、質量%で、C:0.04%以上0.15%以下、Si:0.3%以上0.7%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、Al:0.005%以上0.10%以下、を含有し、P:0.03%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理を行い、次いで、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行い、前記一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留を行うことによって得られる鋼組織を有し、降伏比が65%以下、引張強度が590MPa以上である。
ここで、前記Ac1温度は、単位℃で、下記式(a)で示される温度であり、前記Ac3温度は、単位℃で、下記式(b)で示される温度である。
Ac1=732−26.6×[C]+17.6×[Si]−11.6×[Mn]・・(a)
Ac3=924+56.1×[Si]−19.7×[Mn]−436.5×[C]・・・(b)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]は、それぞれ、C、Si、Mnの含有量であり、その単位は、質量%である。
ここで、前記Ac1温度は、単位℃で、下記式(a)で示される温度であり、前記Ac3温度は、単位℃で、下記式(b)で示される温度である。
Ac1=732−26.6×[C]+17.6×[Si]−11.6×[Mn]・・(a)
Ac3=924+56.1×[Si]−19.7×[Mn]−436.5×[C]・・・(b)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]は、それぞれ、C、Si、Mnの含有量であり、その単位は、質量%である。
(2)上記(1)に記載の鋼板では、前記冷却速度が0.5℃/秒以上15℃/秒以下であってもよい。
(3)上記(1)〜(2)に記載の鋼板では、前記滞留における滞留温度と滞留時間との積であるyと、前記一次冷却における前記冷却速度であるxとが下記式(c)を満たしてもよい。
y≦796700×x(−0.971)・・・(c)
y≦796700×x(−0.971)・・・(c)
(4)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の鋼板では、さらに、質量%で、Cr:0.01%以上0.5%以下、Mo:0.01%以上0.5%以下、B:0.0005%以上0.005%以下、のいずれか1種又は2種以上を含有し、前記Ac1温度が単位℃で、下記式(d)で示される温度であり、前記Ac3温度が単位℃で、下記式(e)で示される温度であってもよい。
Ac1=732−26.6×[C]+17.6×[Si]−11.6×[Mn]+24.1×[Cr]・・(d)
Ac3=924+56.1×[Si]−19.7×[Mn]−4.9×[Cr]−436.5×[C]・・・(e)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]は、それぞれ、C、Si、Mn、Crの含有量であり、その単位は、質量%である。
Ac1=732−26.6×[C]+17.6×[Si]−11.6×[Mn]+24.1×[Cr]・・(d)
Ac3=924+56.1×[Si]−19.7×[Mn]−4.9×[Cr]−436.5×[C]・・・(e)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]は、それぞれ、C、Si、Mn、Crの含有量であり、その単位は、質量%である。
(5)上記(4)に記載の鋼板は、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有してもよい。
(6)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の鋼板では、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有してもよい。
(7)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の鋼板では、前記鋼組織が、面積分率で、ベイナイト及びマルテンサイトを合計で3%以上10%以下、残留オーステナイトを1%以上3%以下含有し、残部がフェライトからなる組織であってもよい。
(8)上記(7)に記載の鋼板では、前記鋼組織が、さらに、面積分率で、ベイナイトを1%以下に制限した組織であってもよい。
(9)発明の一態様に係る鋼板の製造方法は、請求項1に記載の成分組成を有する素材鋼板を、連続焼鈍装置を用いて、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において15秒以上35秒以下滞留させる第1の滞留工程と;前記第1の滞留工程の後、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却する一次冷却工程と;前記一次冷却工程後、前記鋼板を、260℃以上370℃以下に設定された前記連続焼鈍設備に配置された過時効帯を、滞留時間が180℃以上540秒以下となるように通過させながら滞留させる第2の滞留工程と;を有する。
(10)上記(9)に記載の鋼板の製造方法では、前記第2の滞留工程において、前記過時効帯を通過する際の前記滞留温度である過時効帯通過温度と前記滞留時間である過時効帯通過時間との積であるyと、前記一次冷却工程における前記冷却速度であるxが下記式(f)を満たしてもよい。
y≦796700×x(−0.971)・・・(f)
y≦796700×x(−0.971)・・・(f)
(11)上記(9)または(10)に記載の鋼板の製造方法では、さらに、前記一次冷却工程開始前に、一次冷却停止温度が330℃以下に設定された温度調整鋼板を前記連続焼鈍設備に所要量以上通板させる予備通板工程を有してもよい。
(12)上記(11)に記載の鋼板の製造方法では、前記所要量が30トンであってもよい。
(13)上記(9)または(10)に記載の鋼板の製造方法では、前記素材鋼板が、さらに、質量%で、Cr:0.01%以上0.5%以下、Mo:0.01%以上0.5%以下、B:0.0005%以上0.005%以下、のいずれか1種又は2種以上を含有してもよい。
(14)上記(13)に記載の鋼板の製造方法では、前記素材鋼板が、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有してもよい。
(15)上記(9)または(10)に記載の鋼板の製造方法では、前記素材鋼板が、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有してもよい。
本発明によれば、自動車の車体及び部品に好適な、低降伏比でかつ伸び性に優れた高強度鋼板を提供することができる。
以下、上記知見に基づく本発明の一実施形態について説明する。
本実施形態に係る低降伏比でかつ伸び性に優れた高強度鋼板(以下「本実施形態に係る鋼板」ということがある。)は、質量%で、C:0.04%以上0.15%以下、Si:0.3%以上0.7%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、Al:0.005%以上0.10%以下を含有し、P:0.03%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、に制限し、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼板であって、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理を行い、次いで、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行い、一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留を行うことによって得られる鋼組織を有している。
本実施形態に係る低降伏比でかつ伸び性に優れた高強度鋼板(以下「本実施形態に係る鋼板」ということがある。)は、質量%で、C:0.04%以上0.15%以下、Si:0.3%以上0.7%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、Al:0.005%以上0.10%以下を含有し、P:0.03%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、に制限し、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼板であって、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理を行い、次いで、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行い、一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留を行うことによって得られる鋼組織を有している。
まず、本実施形態に係る鋼板において成分組成を限定する理由について説明する。なお、成分組成に係る%は質量%を意味する。
C:0.04%以上0.15%以下
Cは、ベイナイト及びマルテンサイトの生成に寄与し、低降伏比かつ高強度を得るために有効な元素である。C含有量が0.04%未満では、その効果が得られないので、下限を0.04%とする。一方、0.15%を超えると、ベイナイト及びマルテンサイトが過剰に生成するため、上限を0.15%とする。また、C含有量が多いと溶接性が劣化し、実用上問題がある。好ましくは、0.07%以上0.12%以下である。
Cは、ベイナイト及びマルテンサイトの生成に寄与し、低降伏比かつ高強度を得るために有効な元素である。C含有量が0.04%未満では、その効果が得られないので、下限を0.04%とする。一方、0.15%を超えると、ベイナイト及びマルテンサイトが過剰に生成するため、上限を0.15%とする。また、C含有量が多いと溶接性が劣化し、実用上問題がある。好ましくは、0.07%以上0.12%以下である。
Si:0.3%以上0.7%以下
Siは、延性を損ねず、機械的強度(TS)を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Si含有量が、0.3%未満であると、添加効果が充分に発現しないので、含有量の下限を0.3%とする。一方、含有量が0.7%を超えると、延性が低下するので、上限を0.7%とする。また、Si含有量が0.7%を超えると、残留オーステナイトが過剰に生成する虞がある。好ましくは、0.4%以上0.6%以下である。
Siは、延性を損ねず、機械的強度(TS)を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Si含有量が、0.3%未満であると、添加効果が充分に発現しないので、含有量の下限を0.3%とする。一方、含有量が0.7%を超えると、延性が低下するので、上限を0.7%とする。また、Si含有量が0.7%を超えると、残留オーステナイトが過剰に生成する虞がある。好ましくは、0.4%以上0.6%以下である。
Mn:1.0%以上3.0%以下
Mnは、オーステナイトを安定化し、冷却速度が遅い場合であっても、マルテンサイトの均一な生成と、延性の改善に寄与する元素である。しかしながら、Mn含有量が1.0%未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を1.0%とする。
Mnは、オーステナイトを安定化し、冷却速度が遅い場合であっても、マルテンサイトの均一な生成と、延性の改善に寄与する元素である。しかしながら、Mn含有量が1.0%未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を1.0%とする。
一方、Mn含有量が3.0%を超えると、Mnが偏析する。偏析部で生成したマルテンサイトは延性の劣化、降伏点の上昇による加工性の低下の原因となる。また、Mn含有量が3.0%を超えるとマルテンサイトが過剰に生成し、延性が低下する。そのため、Mn含有量の上限を3.0%とする。好ましくは、2.6%以下である。
P:0.03%以下
Pは、不純物元素であるので、少ないほど好ましい。しかしながら、0.03%までは、機械特性を阻害しないので、P含有量の上限を0.03%とする。好ましくは、0.01%以下である。なお、Pを0%にすることは、操業上、困難であるので、0%は含まない。
Pは、不純物元素であるので、少ないほど好ましい。しかしながら、0.03%までは、機械特性を阻害しないので、P含有量の上限を0.03%とする。好ましくは、0.01%以下である。なお、Pを0%にすることは、操業上、困難であるので、0%は含まない。
S:0.01%以下
Sは、不純物元素であるので、少ないほど好ましい。しかしながら、0.01%までは、機械特性を阻害しないので、S含有量の上限を0.01%とする。好ましくは、0.005%以下である。なお、Sを0%にすることは、操業上、困難であるので、0%は含まない。
Sは、不純物元素であるので、少ないほど好ましい。しかしながら、0.01%までは、機械特性を阻害しないので、S含有量の上限を0.01%とする。好ましくは、0.005%以下である。なお、Sを0%にすることは、操業上、困難であるので、0%は含まない。
Al:0.005%以上0.10%以下
Alは、通常、脱酸に用いる元素であるが、Mnと同様に、焼入性の向上に寄与する元素でもある。しかしながら、Al含有量が0.005%未満では、脱酸が不十分となり、延性が劣化するので、下限を0.005%とする。また、Al含有量が0.005%未満の場合、焼入れ性が低下し、引張強度が低下することで降伏比が上昇する虞がある。一方、Al含有量が0.10%を超えると、添加効果が飽和するので、上限を0.10%とする。好ましくは、0.01%以上0.06%以下である。
Alは、通常、脱酸に用いる元素であるが、Mnと同様に、焼入性の向上に寄与する元素でもある。しかしながら、Al含有量が0.005%未満では、脱酸が不十分となり、延性が劣化するので、下限を0.005%とする。また、Al含有量が0.005%未満の場合、焼入れ性が低下し、引張強度が低下することで降伏比が上昇する虞がある。一方、Al含有量が0.10%を超えると、添加効果が飽和するので、上限を0.10%とする。好ましくは、0.01%以上0.06%以下である。
N:0.01%以下
Nは、Cと同様、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。しかし、脱酸元素のAlが存在する場合には、Al窒化物を形成して、延性を劣化させるので、N含有量は、0.01%以下とする。Nは少ない方が好ましいが、0.001%未満にするには、脱N工程が必要になり、製造コストが上昇するので、下限を0.001%とすることが好ましい。より好ましくは、0.001%以上0.005%以下である。
Nは、Cと同様、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。しかし、脱酸元素のAlが存在する場合には、Al窒化物を形成して、延性を劣化させるので、N含有量は、0.01%以下とする。Nは少ない方が好ましいが、0.001%未満にするには、脱N工程が必要になり、製造コストが上昇するので、下限を0.001%とすることが好ましい。より好ましくは、0.001%以上0.005%以下である。
本実施形態に係る鋼板は、さらに、質量%で、Cr:0.01%以上0.5%以下、Mo:0.01%以上0.5%以下、B:0.0005%以上0.005%以下のいずれか1種又は2種以上を含有してもよい。
Cr:0.01%以上0.5%以下
Crは、鋼の焼入性を高め、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。しかしながら、Cr含有量が0.01%未満では、添加効果に乏しいので、添加する場合の下限を0.01%とする。一方、0.5%を超えると、成形性及び溶接性が低下するので、上限を0.5%とする。好ましくは、0.05%以上0.3%以下である。
Crは、鋼の焼入性を高め、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。しかしながら、Cr含有量が0.01%未満では、添加効果に乏しいので、添加する場合の下限を0.01%とする。一方、0.5%を超えると、成形性及び溶接性が低下するので、上限を0.5%とする。好ましくは、0.05%以上0.3%以下である。
Mo:0.01%以上0.5%以下
Moは、Crと同様に、鋼の焼入性を高め、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。しかしながら、Mo含有量が0.01%未満では、添加効果に乏しいので、添加する場合の下限を0.01%とする。一方、0.5%を超えると、成形性及び溶接性が低下するので、上限を0.5%とする。好ましくは、0.05%以上0.3%以下である。
Moは、Crと同様に、鋼の焼入性を高め、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。しかしながら、Mo含有量が0.01%未満では、添加効果に乏しいので、添加する場合の下限を0.01%とする。一方、0.5%を超えると、成形性及び溶接性が低下するので、上限を0.5%とする。好ましくは、0.05%以上0.3%以下である。
B:0.0005%以上0.005%以下
Bは、Cr、Moと同様に、鋼の焼入性を高め、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。しかしながら、B含有量が0.0005%未満では、添加効果に乏しいので、添加する場合の下限を0.0005%とする。一方、0.005%を超えると、フェライト量が過少になり、加工性が劣化するので、上限を0.005%とする。好ましくは、0.0008%以上0.003%以下である。
Bは、Cr、Moと同様に、鋼の焼入性を高め、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。しかしながら、B含有量が0.0005%未満では、添加効果に乏しいので、添加する場合の下限を0.0005%とする。一方、0.005%を超えると、フェライト量が過少になり、加工性が劣化するので、上限を0.005%とする。好ましくは、0.0008%以上0.003%以下である。
本実施形態に係る鋼板は、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有してもよい。
Nb、Ti、及び、Vは、鋼中に析出する炭窒化物を形成し、鋼板の機械的特性の向上に寄与する元素である。Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上の合計の含有量が0.005%未満であると、添加効果はほとんど得られないので、添加する場合の下限を0.005%とする。一方、上記合計量が0.05%を超えると、加工性が低下するので、上限を0.05%とする。好ましくは、0.008%以上0.03%以下である。
本実施形態に係る鋼板は、さらに、不可避的不純物として、特性を損なわない範囲であれば、上記以外の元素(例えばCu、Ni、Zr、Sn、Co、As等)を含んでも構わない。
次に本実施形態に係る鋼板の金属組織(ミクロ組織)について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成の素材鋼板について、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理を行い、次いで、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行い、一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留を行うことによって得られる鋼組織を有している。上記組織とすることで、降伏比が65%以下、引張強度が590MPaでかつ、伸び性に優れた鋼板となる。
本実施形態に係る鋼板では、この鋼組織は、例えば、面積分率で、ベイナイトとマルテンサイトを合計で3%以上10%以下、残留オーステナイトを1%以上3%以下含有し、残部がフェライトからなる組織であってもよい。このような面積分率を有する組織の場合、低降伏比でかつ、高い伸び性と高強度を両立させることが容易となる。
ベイナイトとマルテンサイトを合計で3%以上含有することで、目標とする高強度を得ることができる。しかしながら、10%超となると組織の強度にばらつきが生じ、局所的に延性が低下するため好ましくない。残留オーステナイトは、均一に存在することで、延性を向上させる。1%未満ではその効果は小さいため、下限を1%とすることが好ましい。ただし、ベイナイト及びマルテンサイトと、残留オーステナイトとは競合関係にある、すなわち、残留オーステナイトの面積率が増えると、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が低下する。残留オーステナイトの面積率が3%超であると、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が低下し、引張強度が低下することにより降伏比が上昇するため好ましくない。なお、ベイナイトは、マルテンサイトに比べて強度−延性バランスを低下させるため、1%以下であることが好ましい。パーライトを含む組織では降伏強度に対して十分な引張強度が得られない、すなわち、降伏比が高くなる場合がある。また、パーライトが生成することで、未変態オーステナイトへのCの濃縮が抑制されるため、残留オーステナイトの生成が阻害される。そのため、パーライトは含まないことが望ましい。
組織の観察及び判定は、ナイタール試薬を用いたエッチングを行ったサンプルを倍率400倍にて光学顕微鏡で3視野以上かつ、1000以上の結晶粒を観察して行えばよい。
本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成の素材鋼板について、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理を行い、次いで、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行い、一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留を行うことによって得られる鋼組織を有している。上記組織とすることで、降伏比が65%以下、引張強度が590MPaでかつ、伸び性に優れた鋼板となる。
本実施形態に係る鋼板では、この鋼組織は、例えば、面積分率で、ベイナイトとマルテンサイトを合計で3%以上10%以下、残留オーステナイトを1%以上3%以下含有し、残部がフェライトからなる組織であってもよい。このような面積分率を有する組織の場合、低降伏比でかつ、高い伸び性と高強度を両立させることが容易となる。
ベイナイトとマルテンサイトを合計で3%以上含有することで、目標とする高強度を得ることができる。しかしながら、10%超となると組織の強度にばらつきが生じ、局所的に延性が低下するため好ましくない。残留オーステナイトは、均一に存在することで、延性を向上させる。1%未満ではその効果は小さいため、下限を1%とすることが好ましい。ただし、ベイナイト及びマルテンサイトと、残留オーステナイトとは競合関係にある、すなわち、残留オーステナイトの面積率が増えると、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が低下する。残留オーステナイトの面積率が3%超であると、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が低下し、引張強度が低下することにより降伏比が上昇するため好ましくない。なお、ベイナイトは、マルテンサイトに比べて強度−延性バランスを低下させるため、1%以下であることが好ましい。パーライトを含む組織では降伏強度に対して十分な引張強度が得られない、すなわち、降伏比が高くなる場合がある。また、パーライトが生成することで、未変態オーステナイトへのCの濃縮が抑制されるため、残留オーステナイトの生成が阻害される。そのため、パーライトは含まないことが望ましい。
組織の観察及び判定は、ナイタール試薬を用いたエッチングを行ったサンプルを倍率400倍にて光学顕微鏡で3視野以上かつ、1000以上の結晶粒を観察して行えばよい。
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記成分組成を有する素材鋼板を、二相域温度、すなわち、Ac1温度以上Ac3温度未満の温度に加熱し、二相域温度での均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理(第1の滞留)を行う。15秒未満では、Mn等の偏析を均一化することができず、素材鋼板の材質に不均一が生じる。その結果、十分に偏析を得られなかった場所ではパーライトが生成するため好ましくない。
なお、上記の素材鋼板は、公知の鋳造方法、熱間圧延方法で製造した鋼板を用いることができる。
まず、上記成分組成を有する素材鋼板を、二相域温度、すなわち、Ac1温度以上Ac3温度未満の温度に加熱し、二相域温度での均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理(第1の滞留)を行う。15秒未満では、Mn等の偏析を均一化することができず、素材鋼板の材質に不均一が生じる。その結果、十分に偏析を得られなかった場所ではパーライトが生成するため好ましくない。
なお、上記の素材鋼板は、公知の鋳造方法、熱間圧延方法で製造した鋼板を用いることができる。
Mn等の置換型元素は拡散速度が遅い。そのため、均熱後の冷却速度が遅いと、Mn偏析部を中心に、マルテンサイトや残留オーステナイトが生成する。そのため、Mn偏析部以外では、マルテンサイトや残留オーステナイトが生成し難く、不均一な組織となることが懸念される。しかしながら、上記に示すように均熱時間を充分にとり、Mn等の置換型元素を均一に拡散させれば、マルテンサイトが鋼板の板厚方向及び幅方向において均一に生成し、加工の局所的な集中を抑制することができる。
均熱温度が、Ac1温度未満では、Mnの拡散速度が遅く、Mnが濃化しないため、本実施形態の冷却速度ではパーライトが生成する。また、均熱温度がAc3以上では、均熱処理中にオーステナイト(γ)へのCの濃化が進展しないため、パーライトが生成する。そのため、均熱温度は、Ac1温度以上Ac3温度未満とする。
均熱時間を充分にとることで、組織中に残留オーステナイトが均一に生成する。この残留オーステナイトは、延性の改善に貢献する。
一方、均熱時間が長すぎると、スケールの量が増大し、歩留まりが低下する。そのため、均熱時間は35秒以下とする。
均熱処理後は、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行う。冷却開始までの時間が長いと、未変態のオーステナイトのフェライトへの変態が進み、冷却後にベイナイト及びマルテンサイトが得られない場合がある。そのため、均熱処理完了後、3秒以内に一次冷却を行うことが望ましい。均熱処理後なるべく短時間で一次冷却を開始することが好ましいが、1.5秒未満とすることは実製造では困難なため、これが実質的な下限となる。
均熱処理後の冷却速度(一次冷却速度)が0.5℃/秒未満であると、Mn量が本発明の範囲内であっても、Mnの偏析が生じ、組織が不均一となる。また、焼入れ組織からパーライトが析出するなどによって、所要の強度が得られない。
一方、冷却速度が30℃/秒を超えると、冷却速度が速すぎて、マルテンサイトが過剰に生成するなどにより、強度−延性バランスが低下する。それ故、均熱処理後の冷却速度は、0.5℃/秒以上30℃/秒以下とする。好ましくは、0.5℃/秒以上15℃/秒以下である。
均熱処理後の冷却においては、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度に加え、冷却終了温度を、250℃以上380℃以下の温度域に入れることが重要である。冷却終了温度が250℃未満であると、フェライトとマルテンサイトのみの組織となったり、均一な組織が得られず、加工時に破断を起こすなど加工性が低下する。
一方、冷却終了温度が380℃を超えると、一旦生成したマルテンサイトが焼戻されて、パーライトに分解するなどして、所要の強度が得られない。それ故、冷却終了温度は、250℃以上380℃以下の温度域の温度とする。好ましくは、280℃以上350℃以下である。
さらに、一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留(第2の滞留)を行う。一次冷却後、上記の条件で滞留を行うことで、強度と伸びがよりバランスした(TS×Elが高い)鋼組織を形成することができる。
滞留の温度域が260℃未満では、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が過剰になり、延性が低下する。一方、370℃超では、ベイナイトやマルテンサイトが焼き戻されて、パーライトに分解されるため好ましくない。
また、滞留の時間が、180秒未満では、未変態のオーステナイトへのCの濃化が十分に図れず、パーライトが生成するため、好ましくない。一方、540秒超では、生産性が低下するため好ましくない。
上記の滞留について、本実施形態に係る鋼板を連続焼鈍設備にて組織制御を行う場合には、連続焼鈍設備の過時効帯を260℃以上370℃以下の温度に設定し、この過時効帯を180秒以上540秒以下の時間をかけて通過させることで鋼板を滞留させればよい。
なお、第2の滞留の後は、任意の方法で室温まで冷却して製品とすればよい。
滞留の温度域が260℃未満では、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が過剰になり、延性が低下する。一方、370℃超では、ベイナイトやマルテンサイトが焼き戻されて、パーライトに分解されるため好ましくない。
また、滞留の時間が、180秒未満では、未変態のオーステナイトへのCの濃化が十分に図れず、パーライトが生成するため、好ましくない。一方、540秒超では、生産性が低下するため好ましくない。
上記の滞留について、本実施形態に係る鋼板を連続焼鈍設備にて組織制御を行う場合には、連続焼鈍設備の過時効帯を260℃以上370℃以下の温度に設定し、この過時効帯を180秒以上540秒以下の時間をかけて通過させることで鋼板を滞留させればよい。
なお、第2の滞留の後は、任意の方法で室温まで冷却して製品とすればよい。
さらに、本発明者らは、上記鋼板を、過時効帯にて滞留させる際、滞留温度(過時効帯通過温度)と滞留時間(過時効帯通過時間)との積であるyと、一次冷却速度であるxが下記式を満たすことで、強度と伸びのバランスをより一層向上させることが可能であることを見いだした。
y≦796700×x(−0.971)
図1は、本発明者らが、実機で調査した(過時効帯通過温度×過時効帯通過時間):yと一次冷却速度:xの関係である。
y≦796700×x(−0.971)
図1は、本発明者らが、実機で調査した(過時効帯通過温度×過時効帯通過時間):yと一次冷却速度:xの関係である。
本実施形態に係る鋼板においては、均熱温度、均熱時間、一次冷却温度、一次冷却停止温度、滞留温度、滞留時間の有機的な連携で、低降伏比で伸び性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
本実施形態に係る鋼板の製造方法は、装置を限定することなくその効果は得られるが、急速加熱・冷却による組織の細粒化、コイル内の材質均質化を図れるという点から、連続焼鈍装置で実施するのが好ましい。
また、連続焼鈍設備を用いる場合、本実施形態に係る鋼板の一次冷却停止温度(一次冷却出側板温度)を250℃以上380℃以下とした鋼板を、過時効帯を通過させる際、過時効帯の温度を260℃以上370℃以下に調整するため、一次冷却を行う前に、一次冷却停止温度を330℃以下に設定した鋼板(温度調整鋼板)を所要量、例えば、30トン以上通板することが望ましい。これによれば、過時効帯の温度を調整するためのブロアー等の設備を必要としないため、設備を小さくすることができ、また、建設コスト等を低減することができる。そのため、連続焼鈍装置において、容易に、低降伏比かつ引張強度が590MPa以上、かつ伸び性に優れた鋼板を得ることができる。
温度調整鋼板の温度を330℃超とすると、十分に過時効帯の雰囲気温度を下げることができないため好ましくない。一方、300℃未満では、雰囲気温度が下がりすぎるため好ましくない。
なお、100トン以上通板させると、過時効帯の温度が下がりすぎる場合があるため、通板させる温度調整鋼板の上限を100トンとすることが望ましい。また、温度調整鋼板の通板を完了させてから一次冷却開始までの時間が30分を超えると、上記の効果がほとんど得られなくなる虞があるため、温度調整鋼板は、一次冷却開始前30分以内に通板させることが望ましい。
また、連続焼鈍設備を用いる場合、本実施形態に係る鋼板の一次冷却停止温度(一次冷却出側板温度)を250℃以上380℃以下とした鋼板を、過時効帯を通過させる際、過時効帯の温度を260℃以上370℃以下に調整するため、一次冷却を行う前に、一次冷却停止温度を330℃以下に設定した鋼板(温度調整鋼板)を所要量、例えば、30トン以上通板することが望ましい。これによれば、過時効帯の温度を調整するためのブロアー等の設備を必要としないため、設備を小さくすることができ、また、建設コスト等を低減することができる。そのため、連続焼鈍装置において、容易に、低降伏比かつ引張強度が590MPa以上、かつ伸び性に優れた鋼板を得ることができる。
温度調整鋼板の温度を330℃超とすると、十分に過時効帯の雰囲気温度を下げることができないため好ましくない。一方、300℃未満では、雰囲気温度が下がりすぎるため好ましくない。
なお、100トン以上通板させると、過時効帯の温度が下がりすぎる場合があるため、通板させる温度調整鋼板の上限を100トンとすることが望ましい。また、温度調整鋼板の通板を完了させてから一次冷却開始までの時間が30分を超えると、上記の効果がほとんど得られなくなる虞があるため、温度調整鋼板は、一次冷却開始前30分以内に通板させることが望ましい。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
(実施例1)
表1に示す成分組成の鋼板を、表2に示す均熱処理条件及び滞留条件(過時効帯通過条件)で熱処理した。結果を、表2に併せて示す。
本実施例において、降伏比が65%以下、TSが590MPa以上、かつTS×Elが17500MPa・%以上であれば、降伏比が低く、伸び性に優れた高強度鋼板であるとした。
引張試験は、鋼板に垂直な方向にJIS5号試験片を採取し、JIS Z2241:2011に準じて引張特性を評価した。
組織の観察及び判定は、ナイタール試薬を用いたエッチングを行ったサンプルを光学顕微鏡で400倍の倍率で20視野の観察を行い、画像解析により各組織の面積率を求めた。
表1中の成分の残部は、Fe及び不可避的不純物をいい、「‐」は、検出されなかったことを示している。
表1に示す成分組成の鋼板を、表2に示す均熱処理条件及び滞留条件(過時効帯通過条件)で熱処理した。結果を、表2に併せて示す。
本実施例において、降伏比が65%以下、TSが590MPa以上、かつTS×Elが17500MPa・%以上であれば、降伏比が低く、伸び性に優れた高強度鋼板であるとした。
引張試験は、鋼板に垂直な方向にJIS5号試験片を採取し、JIS Z2241:2011に準じて引張特性を評価した。
組織の観察及び判定は、ナイタール試薬を用いたエッチングを行ったサンプルを光学顕微鏡で400倍の倍率で20視野の観察を行い、画像解析により各組織の面積率を求めた。
表1中の成分の残部は、Fe及び不可避的不純物をいい、「‐」は、検出されなかったことを示している。
本発明の実施例においては、降伏比が低く、伸び性に優れた引張強度590MPa以上の高強度鋼板が安定的に得られている。
(実施例2)
表1に示す鋼種Aの鋼板を、一次冷却後、連続焼鈍装置の過時効帯を通過させる前に、連続焼鈍装置に、表3に示す条件で、温度調整鋼板を通過させた。その後、表4に示す鋼種Aの鋼板を、過時効帯に通板した。結果を、表5に示す。なお、通板させる以外には、過時効帯の温度制御を行わなかった。事前に、連続焼鈍装置の過時効帯に温度調整鋼板を通板することで、過時効帯の温度を適切な範囲に下げることができ、ブロアー等で冷却を行わなくても、本発明の鋼板を得ることができることがわかる。
表1に示す鋼種Aの鋼板を、一次冷却後、連続焼鈍装置の過時効帯を通過させる前に、連続焼鈍装置に、表3に示す条件で、温度調整鋼板を通過させた。その後、表4に示す鋼種Aの鋼板を、過時効帯に通板した。結果を、表5に示す。なお、通板させる以外には、過時効帯の温度制御を行わなかった。事前に、連続焼鈍装置の過時効帯に温度調整鋼板を通板することで、過時効帯の温度を適切な範囲に下げることができ、ブロアー等で冷却を行わなくても、本発明の鋼板を得ることができることがわかる。
前述したように、本発明によれば、自動車の車体及び部品に好適な、低降伏比でかつ伸び性に優れた高強度鋼板を提供することができる。よって、本発明は、鉄鋼産業及び自動車製造産業において利用可能性が高い。
(1)本発明の一態様に係る鋼板は、質量%で、C:0.04%以上0.15%以下、Si:0.3%以上0.7%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、Al:0.005%以上0.10%以下、を含有し、P:0.03%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理を行い、次いで、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行い、前記一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留を行うことによって得られる鋼組織を有し、前記鋼組織が、面積分率で、ベイナイト及びマルテンサイトを合計で3%以上10%以下、残留オーステナイトを1%以上3%以下含有し、残部がフェライトからなる組織であり、降伏比が65%以下、引張強度が590MPa以上である。
ここで、前記Ac1温度は、単位℃で、下記式(a)で示される温度であり、前記Ac3温度は、単位℃で、下記式(b)で示される温度である。
Ac1=732−26.6×[C]+17.6×[Si]−11.6×[Mn]・・(a)
Ac3=924+56.1×[Si]−19.7×[Mn]−436.5×[C]・・・(b)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]は、それぞれ、C、Si、Mnの含有量であり、その単位は、質量%である。
ここで、前記Ac1温度は、単位℃で、下記式(a)で示される温度であり、前記Ac3温度は、単位℃で、下記式(b)で示される温度である。
Ac1=732−26.6×[C]+17.6×[Si]−11.6×[Mn]・・(a)
Ac3=924+56.1×[Si]−19.7×[Mn]−436.5×[C]・・・(b)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]は、それぞれ、C、Si、Mnの含有量であり、その単位は、質量%である。
(5)上記(1)〜(4)のいずれか1項に記載の鋼板は、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有してもよい。
(6)上記(1)〜(5)のいずれか一項に記載の鋼板では、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有してもよい。
(7)上記(1)〜(6)のいずれか1項に記載の鋼板では、前記鋼組織が、さらに、面積分率で、ベイナイトを1%以下に制限した組織であってもよい。
(8)発明の一態様に係る鋼板の製造方法は、上記(1)に記載の鋼板の製造方法であって、上記(1)に記載の成分組成を有する素材鋼板を、連続焼鈍装置を用いて、Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において15秒以上35秒以下滞留させる第1の滞留工程と;前記第1の滞留工程の後、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却する一次冷却工程と;前記一次冷却工程後、前記鋼板を、260℃以上370℃以下に設定された前記連続焼鈍設備に配置された過時効帯を、滞留時間が180秒以上540秒以下となるように通過させながら滞留させる第2の滞留工程と;を有する。
(9)上記(8)に記載の鋼板の製造方法では、前記第2の滞留工程において、前記過時効帯を通過する際の前記滞留温度である過時効帯通過温度と前記滞留時間である過時効帯通過時間との積であるyと、前記一次冷却工程における前記冷却速度であるxが下記式(f)を満たしてもよい。
y≦796700×x(−0.971)・・・(f)
y≦796700×x(−0.971)・・・(f)
(10)上記(8)または(9)に記載の鋼板の製造方法では、さらに、前記過時効帯を通過させる際、前記過時効帯の温度を260℃以上370℃以下に調整すべく、前記一次冷却工程開始前に、一次冷却停止温度が330℃以下に設定された温度調整鋼板を前記連続焼鈍設備に所要量以上通板させる予備通板工程を有してもよい。
(11)上記(10)に記載の鋼板の製造方法では、前記所要量が30トンであってもよい。
(12)上記(8)〜(11)のいずれか1項に記載の鋼板の製造方法では、前記素材鋼板が、さらに、質量%で、Cr:0.01%以上0.5%以下、Mo:0.01%以上0.5%以下、B:0.0005%以上0.005%以下、のいずれか1種又は2種以上を含有してもよい。
(13)上記(8)〜(12)のいずれか1項に記載の鋼板の製造方法では、前記素材鋼板が、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有してもよい。
Claims (15)
- 質量%で、
C:0.04%以上0.15%以下、
Si:0.3%以上0.7%以下、
Mn:1.0%以上3.0%以下、
Al:0.005%以上0.10%以下、
を含有し、
P:0.03%以下、
S:0.01%以下、
N:0.01%以下、
に制限し、
残部がFe及び不可避的不純物からなり、
Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において均熱時間が15秒以上35秒以下となる均熱処理を行い、次いで、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却を行い、前記一次冷却後、260℃以上370℃以下の温度域で、180秒以上540秒以下の滞留を行うことによって得られる鋼組織を有し、
降伏比が65%以下、引張強度が590MPa以上である
ことを特徴とする鋼板。
ここで、前記Ac1温度は、単位℃で、下記式(1)で示される温度であり、前記Ac3温度は、単位℃で、下記式(2)で示される温度である。
Ac1=732−26.6×[C]+17.6×[Si]−11.6×[Mn]・・(1)
Ac3=924+56.1×[Si]−19.7×[Mn]−436.5×[C]・・・(2)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]は、それぞれ、C、Si、Mnの含有量であり、その単位は、質量%である。 - 前記冷却速度が0.5℃/秒以上15℃/秒以下であることを特徴とする請求項1に記載の鋼板。
- 前記滞留における滞留温度と滞留時間との積であるyと、前記一次冷却における前記冷却速度であるxとが下記式(3)を満たすことを特徴とする請求項1に記載の鋼板。
y≦796700×x(−0.971)・・・(3) - さらに、質量%で、
Cr:0.01%以上0.5%以下、
Mo:0.01%以上0.5%以下、
B:0.0005%以上0.005%以下、
のいずれか1種又は2種以上を含有し、
前記Ac1温度が単位℃で、下記式(4)で示される温度であり、前記Ac3温度が単位℃で、下記式(5)で示される温度である
ことを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の鋼板。
Ac1=732−26.6×[C]+17.6×[Si]−11.6×[Mn]+24.1×[Cr]・・(4)
Ac3=924+56.1×[Si]−19.7×[Mn]−4.9×[Cr]−436.5×[C]・・・(5)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]は、それぞれ、C、Si、Mn、Crの含有量であり、その単位は、質量%である。 - さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有することを特徴とする請求項4に記載の鋼板。
- さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の鋼板。
- 前記鋼組織が、面積分率で、ベイナイト及びマルテンサイトを合計で3%以上10%以下、残留オーステナイトを1%以上3%以下含有し、残部がフェライトからなる組織であることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の鋼板。
- 前記鋼組織が、さらに、面積分率で、ベイナイトを1%以下に制限した組織であることを特徴とする請求項7に記載の鋼板。
- 請求項1に記載の成分組成を有する素材鋼板を、連続焼鈍装置を用いて、
Ac1温度以上Ac3温度未満である二相域温度において15秒以上35秒以下滞留させる第1の滞留工程と;
前記第1の滞留工程の後、3秒以内に、0.5℃/秒以上30℃/秒以下の冷却速度で250℃以上380℃以下の温度域まで一次冷却する一次冷却工程と;
前記一次冷却工程後、前記鋼板を、260℃以上370℃以下に設定された前記連続焼鈍設備に配置された過時効帯を、滞留時間が180℃以上540秒以下となるように通過させながら滞留させる第2の滞留工程と;
を有することを特徴とする鋼板の製造方法。 - 前記第2の滞留工程において、前記過時効帯を通過する際の前記滞留温度である過時効帯通過温度と前記滞留時間である過時効帯通過時間との積であるyと、前記一次冷却工程における前記冷却速度であるxとが下記式(6)を満たすことを特徴とする請求項9に記載の鋼板の製造方法。
y≦796700×x(−0.971)・・・(6) - さらに、前記一次冷却工程開始前に、一次冷却停止温度が330℃以下に設定された温度調整鋼板を前記連続焼鈍設備に所要量以上通板させる予備通板工程を有することを特徴とする請求項9または10に記載の鋼板の製造方法。
- 前記所要量が30トンであることを特徴とする請求項11に記載の鋼板の製造方法。
- 前記素材鋼板が、さらに、質量%で、
Cr:0.01%以上0.5%以下、
Mo:0.01%以上0.5%以下、
B:0.0005%以上0.005%以下、
のいずれか1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項9または10に記載の鋼板の製造方法。 - 前記素材鋼板が、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有することを特徴とする請求項13に記載の鋼板の製造方法。
- 前記素材鋼板が、さらに、質量%で、Nb、Ti、及び、Vの1種又は2種以上を合計で0.005%以上0.05%以下含有することを特徴とする請求項9または10に記載の鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2013513433A JP5365758B2 (ja) | 2011-10-06 | 2012-10-05 | 鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2011221904 | 2011-10-06 | ||
JP2011221904 | 2011-10-06 | ||
PCT/JP2012/076025 WO2013051714A1 (ja) | 2011-10-06 | 2012-10-05 | 鋼板及びその製造方法 |
JP2013513433A JP5365758B2 (ja) | 2011-10-06 | 2012-10-05 | 鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP5365758B2 JP5365758B2 (ja) | 2013-12-11 |
JPWO2013051714A1 true JPWO2013051714A1 (ja) | 2015-03-30 |
Family
ID=48043867
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2013513433A Active JP5365758B2 (ja) | 2011-10-06 | 2012-10-05 | 鋼板及びその製造方法 |
Country Status (8)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US10538830B2 (ja) |
JP (1) | JP5365758B2 (ja) |
KR (1) | KR101603858B1 (ja) |
CN (1) | CN103857815B (ja) |
BR (1) | BR112014008002A2 (ja) |
MX (1) | MX2014004042A (ja) |
TW (1) | TWI467030B (ja) |
WO (1) | WO2013051714A1 (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101620750B1 (ko) * | 2014-12-10 | 2016-05-13 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 복합조직강판 및 이의 제조방법 |
KR101657822B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
US11572610B2 (en) | 2017-01-25 | 2023-02-07 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet |
MX2019004535A (es) * | 2017-01-31 | 2019-06-12 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Lamina de acero. |
US20220098698A1 (en) * | 2019-01-29 | 2022-03-31 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for producing the same |
WO2020202333A1 (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | Jfeスチール株式会社 | 電縫鋼管およびその製造方法、並びに鋼管杭 |
Family Cites Families (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0293396A (ja) * | 1988-09-30 | 1990-04-04 | Omron Tateisi Electron Co | 不定時法時計システム |
JP3734187B2 (ja) | 1996-04-19 | 2006-01-11 | 新日本製鐵株式会社 | 静的強度に対し動的強度が高い冷延鋼板およびその製造方法 |
JP3370875B2 (ja) | 1996-11-18 | 2003-01-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
JPH11293396A (ja) * | 1998-04-15 | 1999-10-26 | Nkk Corp | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 |
JPH11350063A (ja) | 1998-06-08 | 1999-12-21 | Kobe Steel Ltd | 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法 |
JP2000178644A (ja) * | 1998-12-21 | 2000-06-27 | Nkk Corp | 板厚方向材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法 |
JP3610883B2 (ja) | 2000-05-30 | 2005-01-19 | 住友金属工業株式会社 | 曲げ性に優れる高張力鋼板の製造方法 |
JP3840901B2 (ja) | 2001-02-01 | 2006-11-01 | Jfeスチール株式会社 | 成形後の熱処理による強度上昇能に優れた冷延鋼板およびめっき鋼板ならびに冷延鋼板の製造方法 |
JP3887236B2 (ja) | 2002-01-11 | 2007-02-28 | 新日本製鐵株式会社 | 形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
US6811624B2 (en) * | 2002-11-26 | 2004-11-02 | United States Steel Corporation | Method for production of dual phase sheet steel |
JP4470701B2 (ja) * | 2004-01-29 | 2010-06-02 | Jfeスチール株式会社 | 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
JP4445365B2 (ja) | 2004-10-06 | 2010-04-07 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法 |
JP4528184B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法 |
JP4539484B2 (ja) | 2005-08-03 | 2010-09-08 | 住友金属工業株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
JP4630158B2 (ja) * | 2005-08-23 | 2011-02-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 低降伏比高強度高靭性鋼板の製造方法 |
JP5151468B2 (ja) * | 2007-01-10 | 2013-02-27 | 新日鐵住金株式会社 | 加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
-
2012
- 2012-10-05 TW TW101137088A patent/TWI467030B/zh not_active IP Right Cessation
- 2012-10-05 MX MX2014004042A patent/MX2014004042A/es active IP Right Grant
- 2012-10-05 WO PCT/JP2012/076025 patent/WO2013051714A1/ja active Application Filing
- 2012-10-05 BR BR112014008002A patent/BR112014008002A2/pt not_active IP Right Cessation
- 2012-10-05 US US14/349,038 patent/US10538830B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2012-10-05 CN CN201280048725.7A patent/CN103857815B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2012-10-05 JP JP2013513433A patent/JP5365758B2/ja active Active
- 2012-10-05 KR KR1020147009391A patent/KR101603858B1/ko active IP Right Grant
-
2019
- 2019-12-04 US US16/702,760 patent/US20200102632A1/en not_active Abandoned
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
KR20140057660A (ko) | 2014-05-13 |
US20200102632A1 (en) | 2020-04-02 |
US20140230973A1 (en) | 2014-08-21 |
TWI467030B (zh) | 2015-01-01 |
BR112014008002A2 (pt) | 2017-04-11 |
CN103857815B (zh) | 2016-01-20 |
US10538830B2 (en) | 2020-01-21 |
MX2014004042A (es) | 2014-04-30 |
KR101603858B1 (ko) | 2016-03-16 |
JP5365758B2 (ja) | 2013-12-11 |
TW201326421A (zh) | 2013-07-01 |
CN103857815A (zh) | 2014-06-11 |
WO2013051714A1 (ja) | 2013-04-11 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US11203795B2 (en) | Ultra-high strength steel plate having excellent formability and hole-expandability, and method for manufacturing same | |
KR102119333B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
JP6179461B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
JP2022160585A (ja) | 冷間圧延鋼板及びその製造方法 | |
JP6248207B2 (ja) | 穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
JP5739669B2 (ja) | 延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP4291860B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
WO2013129049A1 (ja) | 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP2020509208A (ja) | 降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼及びその製造方法 | |
WO2012067159A1 (ja) | 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品 | |
JP2007138262A (ja) | 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP6223905B2 (ja) | 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
JP2013072101A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
US20200102632A1 (en) | Steel sheet and method of producing the same | |
KR101714930B1 (ko) | 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 | |
JP4457681B2 (ja) | 高加工性超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP5302840B2 (ja) | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板 | |
JP2022535254A (ja) | 冷間圧延及び被覆された鋼板並びにその製造方法 | |
JP6037087B1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP4265152B2 (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 | |
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 | |
JP6473022B2 (ja) | 成形性に優れた高強度鋼板 | |
WO2016152675A1 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板 | |
JP2015014026A (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP7357691B2 (ja) | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
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: 20130813 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130826 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5365758 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
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 |