JP2002309345A - 焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2002309345A JP2002309345A JP2001268316A JP2001268316A JP2002309345A JP 2002309345 A JP2002309345 A JP 2002309345A JP 2001268316 A JP2001268316 A JP 2001268316A JP 2001268316 A JP2001268316 A JP 2001268316A JP 2002309345 A JP2002309345 A JP 2002309345A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- quenching
- steel sheet
- less
- impact characteristics
- present
- 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
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 焼入れ条件による変動が小さく、焼入れ後の
衝撃特性に優れる薄鋼板を提供する。 【解決手段】 ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１０〜０．３７
％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：
０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０００５〜０．００５
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００
３〜０．００５０％を含有し、またはさらに、ｍａｓｓ
％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種以上を合計
で、１．０％以下を含有し、Ｂ（１０．８／１４）Ｎ＊
≧０．０００５％（Ｎ＊＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ、但
し、右辺≦０の場合、Ｎ＊＝０）を満足し、鋼中析出物
であるＴｉＮの平均粒径が０．０６〜０．３０μｍであ
り、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜２５μ
ｍである焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板。
衝撃特性に優れる薄鋼板を提供する。 【解決手段】 ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１０〜０．３７
％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：
０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０００５〜０．００５
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００
３〜０．００５０％を含有し、またはさらに、ｍａｓｓ
％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種以上を合計
で、１．０％以下を含有し、Ｂ（１０．８／１４）Ｎ＊
≧０．０００５％（Ｎ＊＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ、但
し、右辺≦０の場合、Ｎ＊＝０）を満足し、鋼中析出物
であるＴｉＮの平均粒径が０．０６〜０．３０μｍであ
り、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜２５μ
ｍである焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の構造部品
等に使用される薄鋼板およびその製造方法に関する。
等に使用される薄鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、ドアインパクトビームやセンター
ピラー等の自動車構造部品として、軽量かつ高耐久性の
観点から９８０ＭＰａ以上の高強度の鋼板が使用されて
いる。しかし、これらの部品は成形性が厳しいため、上
記高強度の鋼板を使用した場合、割れや形状不良の問題
が多く、また、素材コストも高い。
ピラー等の自動車構造部品として、軽量かつ高耐久性の
観点から９８０ＭＰａ以上の高強度の鋼板が使用されて
いる。しかし、これらの部品は成形性が厳しいため、上
記高強度の鋼板を使用した場合、割れや形状不良の問題
が多く、また、素材コストも高い。
【０００３】近年では、このような問題を背景に４４０
ＭＰａレベルの低強度の薄鋼板を用いて成形を行い、高
周波焼入れ等により高強度化が図られている。このよう
な例として、「まてりあ、第３７巻、第６号（１９９
８）」では、センターピラーリンフォースメントやフロ
ントクロスメンバー等において、それぞれ、４４０ＭＰ
ａ、３９０ＭＰａの鋼板を用いて高周波焼入れにより高
強度化している。そして、表面が３次元形状をしている
部品に対し、高周波焼入れを行うに際して焼入れコイル
をロボットに支持させ、これを部品形状に沿って精密に
移動させながら焼入れを行う方法を新規に開発してい
る。
ＭＰａレベルの低強度の薄鋼板を用いて成形を行い、高
周波焼入れ等により高強度化が図られている。このよう
な例として、「まてりあ、第３７巻、第６号（１９９
８）」では、センターピラーリンフォースメントやフロ
ントクロスメンバー等において、それぞれ、４４０ＭＰ
ａ、３９０ＭＰａの鋼板を用いて高周波焼入れにより高
強度化している。そして、表面が３次元形状をしている
部品に対し、高周波焼入れを行うに際して焼入れコイル
をロボットに支持させ、これを部品形状に沿って精密に
移動させながら焼入れを行う方法を新規に開発してい
る。
【０００４】また、後熱処理により高強度化する技術と
しては、特開昭６０−２３８４２４号公報において、レ
ーザー照射による部分強化の方法が開示されている。
しては、特開昭６０−２３８４２４号公報において、レ
ーザー照射による部分強化の方法が開示されている。
【０００５】特開平７−１２６８０７号公報では、高エ
ネルギー密度ビーム照射により強化する技術が開示され
ている。
ネルギー密度ビーム照射により強化する技術が開示され
ている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、「まて
りあ、第３７巻、第６号（１９９８）」に記載の技術
は、焼入れ条件の変動を小さくするため、莫大な設備投
資が必要となっている。
りあ、第３７巻、第６号（１９９８）」に記載の技術
は、焼入れ条件の変動を小さくするため、莫大な設備投
資が必要となっている。
【０００７】特開昭６０−２３８４２４号公報に記載の
技術は、レーザ照射部は極く僅かであり、部材の強度上
昇には長時間を要する。また、設備投資も莫大となりコ
スト増を招く。
技術は、レーザ照射部は極く僅かであり、部材の強度上
昇には長時間を要する。また、設備投資も莫大となりコ
スト増を招く。
【０００８】特開平７−１２６８０７号公報に記載の技
術は、局所的な強化を行うだけであるため、得られる強
度レベルも７１０ＭＰａ程度に過ぎない。
術は、局所的な強化を行うだけであるため、得られる強
度レベルも７１０ＭＰａ程度に過ぎない。
【０００９】このように、焼入れ安定性に優れ、かつ焼
入れ後の衝撃特性に優れる鋼板は未だ提案されてないの
が現状である。
入れ後の衝撃特性に優れる鋼板は未だ提案されてないの
が現状である。
【００１０】よって、本発明は、焼入れ条件による変動
が小さく、焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびそ
の製造方法を提供することを目的とする。
が小さく、焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびそ
の製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者らが上記目的を
達成するために、鋭意研究を重ねた結果、以下のことを
見出した。
達成するために、鋭意研究を重ねた結果、以下のことを
見出した。
【００１２】加熱温度が１０００℃以下、特に９５０
℃以下での焼入れ性に対しては、成分組成が大きく影響
し、Ｃ、Ｂの添加が必須である。
℃以下での焼入れ性に対しては、成分組成が大きく影響
し、Ｃ、Ｂの添加が必須である。
【００１３】焼入れ後の衝撃特性に対しては、析出物
の粒径、ミクロ組織の影響が大きく、Ｔｉ含有鋼におい
て、ＴｉＮの形態が加熱時のオーステナイト粒径を大き
く変化させ、ＴｉＮが微細に析出している場合、著しく
オーステナイト粒径が微細化するため、冷却時にフェラ
イトが部分的に生成してしまいフェライトとオーステナ
イト界面で亀裂が伸展しやすくなり衝撃特性が低下す
る。
の粒径、ミクロ組織の影響が大きく、Ｔｉ含有鋼におい
て、ＴｉＮの形態が加熱時のオーステナイト粒径を大き
く変化させ、ＴｉＮが微細に析出している場合、著しく
オーステナイト粒径が微細化するため、冷却時にフェラ
イトが部分的に生成してしまいフェライトとオーステナ
イト界面で亀裂が伸展しやすくなり衝撃特性が低下す
る。
【００１４】さらに、高周波加熱後の冷却までの時間
の変動といった焼入れ条件の変動に対しては、Ｂ−（１
０．８／１４）Ｎ*の影響が大きく、Ｂ−（１０．８／
１４）Ｎ*が小さい場合、高周波加熱後の冷却時にフェ
ライトが生成し、オーステナイト粒径が細粒化した場合
と同じくフェライトとオーステナイトとの界面で亀裂が
伸展しやすくなり衝撃特性が低下する。
の変動といった焼入れ条件の変動に対しては、Ｂ−（１
０．８／１４）Ｎ*の影響が大きく、Ｂ−（１０．８／
１４）Ｎ*が小さい場合、高周波加熱後の冷却時にフェ
ライトが生成し、オーステナイト粒径が細粒化した場合
と同じくフェライトとオーステナイトとの界面で亀裂が
伸展しやすくなり衝撃特性が低下する。
【００１５】本発明はかかる知見に基づきなされたもの
で、鋼成分としてｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１０〜０．３
７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．
１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．
００５０％を含有し、 Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ*≧０．０００５％ （Ｎ*＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ、但し、右辺≦０の場
合、Ｎ*＝０） を満足し、鋼中析出物であるＴｉＮの平均粒径が０．０
６〜０．３０μｍであり、かつ焼入れ後の旧オーステナ
イト粒径が２〜２５μｍであることを特徴とする焼入れ
後の衝撃特性に優れる薄鋼板である。
で、鋼成分としてｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１０〜０．３
７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．
１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．
００５０％を含有し、 Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ*≧０．０００５％ （Ｎ*＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ、但し、右辺≦０の場
合、Ｎ*＝０） を満足し、鋼中析出物であるＴｉＮの平均粒径が０．０
６〜０．３０μｍであり、かつ焼入れ後の旧オーステナ
イト粒径が２〜２５μｍであることを特徴とする焼入れ
後の衝撃特性に優れる薄鋼板である。
【００１６】この発明において、さらに、鋼成分として
ｍａｓｓ％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種以上を、合計で
１％以下含有することを特徴とする焼入れ後の衝撃特性
に優れる薄鋼板とすることもできる。
ｍａｓｓ％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種以上を、合計で
１％以下含有することを特徴とする焼入れ後の衝撃特性
に優れる薄鋼板とすることもできる。
【００１７】上記の発明の薄鋼板を得ることができる製
造方法の発明は、上記の鋼成分を有する鋼を、巻取温度
７２０℃以下で熱間圧延することを特徴とする焼入れ後
の衝撃特性に優れる薄鋼板の製造方法である。
造方法の発明は、上記の鋼成分を有する鋼を、巻取温度
７２０℃以下で熱間圧延することを特徴とする焼入れ後
の衝撃特性に優れる薄鋼板の製造方法である。
【００１８】この発明においてさらに、熱延鋼板を酸洗
した後、６４０℃以上Ａｃ1変態点以下で球状化焼鈍す
ることを特徴とする焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板
の製造方法とすることもできる。
した後、６４０℃以上Ａｃ1変態点以下で球状化焼鈍す
ることを特徴とする焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板
の製造方法とすることもできる。
【００１９】これらの製造方法の発明においてさらに、
冷圧率３０％以上で冷間圧延を行い、その後、６００℃
以上Ａｃ1変態点以下で焼鈍することを特徴とする焼入
れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板の製造方法とすることも
できる。
冷圧率３０％以上で冷間圧延を行い、その後、６００℃
以上Ａｃ1変態点以下で焼鈍することを特徴とする焼入
れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板の製造方法とすることも
できる。
【００２０】まず、鋼板の鋼成分について限定理由を説
明する。
明する。
【００２１】Ｃ： ０．１０〜０．３７％ Ｃは、焼入れ後の強度を得るための重要な元素であり、
９８０ＭＰａ以上を得るには少なくとも０．１０％以上
が必要である。しかし、０．３７％を超えて添加すると
強度は得られるものの衝撃特性が著しく低下する。従っ
て、本発明においてＣの添加範囲は０．１０％〜０．３
７％とする。優れた衝撃特性を得るには０．３０％以下
が好ましい。
９８０ＭＰａ以上を得るには少なくとも０．１０％以上
が必要である。しかし、０．３７％を超えて添加すると
強度は得られるものの衝撃特性が著しく低下する。従っ
て、本発明においてＣの添加範囲は０．１０％〜０．３
７％とする。優れた衝撃特性を得るには０．３０％以下
が好ましい。
【００２２】Ｓｉ： １％以下 Ｓｉは焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により強
度を上昇させる元素である。しかし、１％を超えて添加
すると、熱延板において偏析帯であるバンド組織が著し
くなるため衝撃特性が劣化する。従って、本発明におい
てはＳｉの添加範囲は１％以下とする。また、優れた衝
撃特性を得るには０．５％以下が好ましい。また、優れ
た衝撃特性を得るには０．５％以下が好ましい。
度を上昇させる元素である。しかし、１％を超えて添加
すると、熱延板において偏析帯であるバンド組織が著し
くなるため衝撃特性が劣化する。従って、本発明におい
てはＳｉの添加範囲は１％以下とする。また、優れた衝
撃特性を得るには０．５％以下が好ましい。また、優れ
た衝撃特性を得るには０．５％以下が好ましい。
【００２３】Ｍｎ： ２．５％以下 Ｍｎは焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により強
度を上昇させる元素である。しかし、２．５％を超える
添加は、偏析帯であるマンガンバンドの生成が顕著とな
り衝撃特性が劣化する。従って、本発明においてＭｎの
添加範囲は２．５％以下とする。また、優れた衝撃特性
を得るには１．５％以下が好ましい。
度を上昇させる元素である。しかし、２．５％を超える
添加は、偏析帯であるマンガンバンドの生成が顕著とな
り衝撃特性が劣化する。従って、本発明においてＭｎの
添加範囲は２．５％以下とする。また、優れた衝撃特性
を得るには１．５％以下が好ましい。
【００２４】Ｐ： ０．１％以下 Ｐは焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により強度
を上昇させる元素である。しかし、Ｐは粒界に偏析し衝
撃特性を低下させる元素でもある。Ｂ添加により粒界偏
析は抑制されるが、それでもＰの０．１％を超える添加
は粒界脆化を招き衝撃特性が劣化する。よって、本発明
においてはＰの添加範囲は０．１％以下とする。また、
優れた衝撃特性を得るには０．０５％以下が好ましい。
を上昇させる元素である。しかし、Ｐは粒界に偏析し衝
撃特性を低下させる元素でもある。Ｂ添加により粒界偏
析は抑制されるが、それでもＰの０．１％を超える添加
は粒界脆化を招き衝撃特性が劣化する。よって、本発明
においてはＰの添加範囲は０．１％以下とする。また、
優れた衝撃特性を得るには０．０５％以下が好ましい。
【００２５】Ｓ： ０．０３％以下 Ｓは、硫化物を形成し衝撃特性を低下させるため、低減
しなければならない元素である。含有量が０．０３％を
超える場合、衝撃特性が著しく劣化するため、０．０３
％以下に抑制しなければならない。よって、本発明にお
いてＳの添加範囲は０．０３％以下とする。なお、優れ
た衝撃特性を得るには０．０２％以下が好ましい。
しなければならない元素である。含有量が０．０３％を
超える場合、衝撃特性が著しく劣化するため、０．０３
％以下に抑制しなければならない。よって、本発明にお
いてＳの添加範囲は０．０３％以下とする。なお、優れ
た衝撃特性を得るには０．０２％以下が好ましい。
【００２６】ｓｏｌ．Ａｌ： ０．０１〜０．１％ ｓｏｌ．Ａｌは脱酸剤として用い鋼の清浄度を向上させ
る元素である。０．０１％未満の添加は、清浄度が低下
し介在物が増大し、衝撃特性を低下させる。一方、０．
１％を越える添加はＡｌＮの形成が顕著となり、焼入れ
時のオーステナイトが微細化し冷却時にフェライトが生
成してしまい衝撃特性が劣化する。よって、本発明にお
いてｓｏｌ．Ａｌの添加範囲は０．０１％〜０．１％と
する。なお、優れた衝撃特性を得るには０．０３％〜
０．０７％が好ましい。
る元素である。０．０１％未満の添加は、清浄度が低下
し介在物が増大し、衝撃特性を低下させる。一方、０．
１％を越える添加はＡｌＮの形成が顕著となり、焼入れ
時のオーステナイトが微細化し冷却時にフェライトが生
成してしまい衝撃特性が劣化する。よって、本発明にお
いてｓｏｌ．Ａｌの添加範囲は０．０１％〜０．１％と
する。なお、優れた衝撃特性を得るには０．０３％〜
０．０７％が好ましい。
【００２７】Ｎ： ０．０００５〜０．００５０％ ＮはＴｉＮを形成し加熱時のオーステナイトの粒成長を
抑制し衝撃特性を向上させる重要な元素であり、少なく
とも０．０００５％以上が必要である。一方、０．００
５０％を越える添加はＴｉＮのみならずＢＮ、ＡｌＮの
形成も顕著となり、焼入れ時のオーステナイトが微細化
し冷却時にフェライトが生成してしまい衝撃特性が劣化
する。よって、本発明においてＮの添加範囲は０．００
０５％〜０．００５０％とする。
抑制し衝撃特性を向上させる重要な元素であり、少なく
とも０．０００５％以上が必要である。一方、０．００
５０％を越える添加はＴｉＮのみならずＢＮ、ＡｌＮの
形成も顕著となり、焼入れ時のオーステナイトが微細化
し冷却時にフェライトが生成してしまい衝撃特性が劣化
する。よって、本発明においてＮの添加範囲は０．００
０５％〜０．００５０％とする。
【００２８】Ｔｉ： ０．００５〜０．０５％ Ｔｉは、ＮとＴｉＮを形成し、オーステナイト粒の粗大
化を抑制し、衝撃特性を向上させる重要な元素である。
しかし、添加量が０．００５％未満の場合、十分な効果
が得られず、０．０５％を超える過剰な添加はＴｉＣの
形成が顕著となり、低温短時間焼入れ時のオーステナイ
ト粒成長を著しく抑制し、加熱後の冷却時にフェライト
が生成し衝撃特性が劣化する。よって、本発明において
Ｔｉの添加範囲は、０．００５％〜０．０５％とする。
化を抑制し、衝撃特性を向上させる重要な元素である。
しかし、添加量が０．００５％未満の場合、十分な効果
が得られず、０．０５％を超える過剰な添加はＴｉＣの
形成が顕著となり、低温短時間焼入れ時のオーステナイ
ト粒成長を著しく抑制し、加熱後の冷却時にフェライト
が生成し衝撃特性が劣化する。よって、本発明において
Ｔｉの添加範囲は、０．００５％〜０．０５％とする。
【００２９】Ｂ： ０．０００３〜０．００５０％ Ｂは焼入れ性を高めるとともに、加熱後冷却時のフェラ
イト生成を抑制し衝撃特性を向上させる重要な元素であ
る。しかし、添加量が０．０００３％未満の場合、十分
な効果が得られない。一方、０．００５０％を超える添
加は熱間圧延の負荷が高くなり操業性が低下するととと
もに、加工性が低下する。よって、本発明においてＢの
添加範囲は、０．０００３％〜０．００５０％とする。
なお、極めて優れた効果を得るには０．０００５％〜
０．００２０％が好ましい。
イト生成を抑制し衝撃特性を向上させる重要な元素であ
る。しかし、添加量が０．０００３％未満の場合、十分
な効果が得られない。一方、０．００５０％を超える添
加は熱間圧延の負荷が高くなり操業性が低下するととと
もに、加工性が低下する。よって、本発明においてＢの
添加範囲は、０．０００３％〜０．００５０％とする。
なお、極めて優れた効果を得るには０．０００５％〜
０．００２０％が好ましい。
【００３０】有効Ｂ： Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ*≧
０．０００５％ 有効Ｂは、焼入れ条件の変動に対して大きな影響を及ぼ
す比率である。
０．０００５％ 有効Ｂは、焼入れ条件の変動に対して大きな影響を及ぼ
す比率である。
【００３１】有効Ｂ＝Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ* ここで、Ｎ*＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ （但し、右辺
≦０の場合、Ｎ*＝０） そこで、焼入れ後の衝撃特性に及ぼす有効Ｂ：Ｂ−（１
０．８／１４）Ｎ*の影響について調査した。
≦０の場合、Ｎ*＝０） そこで、焼入れ後の衝撃特性に及ぼす有効Ｂ：Ｂ−（１
０．８／１４）Ｎ*の影響について調査した。
【００３２】ベース成分として、Ｃ：０．１５％、Ｓ
ｉ：０．０２％、Ｍｎ：０．９０％、Ｐ：０．０２０
％、Ｓ：０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３５％、
Ｔｉ：０．０１％とし、Ｎ：０．００１８〜０．００３
０％、Ｂ：０〜０．００３１％、Ｂ−（１０．８／１
４）Ｎ*：０〜０．００１７％の化学成分を有する鋼を
溶製し、次いで、加熱温度：１２００℃、熱延仕上温
度：８７０℃、中間温度：７００℃、巻取温度：６２０
℃で熱延し、酸洗後、冷圧率：５０％、焼鈍温度：７２
０℃で１．２ｍｍｔの冷延板を製造した。
ｉ：０．０２％、Ｍｎ：０．９０％、Ｐ：０．０２０
％、Ｓ：０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３５％、
Ｔｉ：０．０１％とし、Ｎ：０．００１８〜０．００３
０％、Ｂ：０〜０．００３１％、Ｂ−（１０．８／１
４）Ｎ*：０〜０．００１７％の化学成分を有する鋼を
溶製し、次いで、加熱温度：１２００℃、熱延仕上温
度：８７０℃、中間温度：７００℃、巻取温度：６２０
℃で熱延し、酸洗後、冷圧率：５０％、焼鈍温度：７２
０℃で１．２ｍｍｔの冷延板を製造した。
【００３３】次いで、得られたサンプルについて高周波
焼入後の衝撃特性を評価した。高周波焼入れは、平板
（幅３５ｍｍ×長さ３００ｍｍ）に対し高周波コイルを
移動させながら加熱・焼入れを実施した。図１に高周波
焼入れの実施態様を示す。この時の加熱温度は、９００
℃の低温とし、加熱時間は、９００℃までの通電時間を
４秒とした。
焼入後の衝撃特性を評価した。高周波焼入れは、平板
（幅３５ｍｍ×長さ３００ｍｍ）に対し高周波コイルを
移動させながら加熱・焼入れを実施した。図１に高周波
焼入れの実施態様を示す。この時の加熱温度は、９００
℃の低温とし、加熱時間は、９００℃までの通電時間を
４秒とした。
【００３４】冷却開始時間は、通常行われる即冷却とし
て０．５秒と、焼入れ安定性を評価するために１．５
秒、３秒の３パターンを実施した。
て０．５秒と、焼入れ安定性を評価するために１．５
秒、３秒の３パターンを実施した。
【００３５】高周波焼入れ後の評価としては、シャルピ
ー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験は、図２に
示すような試験片形状にて、試験温度：−５０℃、ｎ＝
３で行った。
ー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験は、図２に
示すような試験片形状にて、試験温度：−５０℃、ｎ＝
３で行った。
【００３６】得られた結果を図３に示す。図３より、Ｂ
−（１０．８／１４）Ｎ*が０．０００５％以上で冷却
開始時間が３秒においても安定して高いシャルピー衝撃
吸収エネルギーが得られることがわかる。
−（１０．８／１４）Ｎ*が０．０００５％以上で冷却
開始時間が３秒においても安定して高いシャルピー衝撃
吸収エネルギーが得られることがわかる。
【００３７】また、Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ*が０．
０００５％未満の場合、焼入れ加熱時の固溶Ｂ量が十分
確保されず、加熱後の冷却開始時間の遅れるような場
合、フェライトが生成し衝撃特性の劣化を招く。
０００５％未満の場合、焼入れ加熱時の固溶Ｂ量が十分
確保されず、加熱後の冷却開始時間の遅れるような場
合、フェライトが生成し衝撃特性の劣化を招く。
【００３８】よって、生産上のバラツキを低減し安定し
て高い衝撃特性を得るために、本発明において、Ｂ−
（１０．８／１４）Ｎ*は０．０００５％以上とする。
ただし、Ｎ*＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉであり、右辺≦
０の場合、Ｎ*＝０である。
て高い衝撃特性を得るために、本発明において、Ｂ−
（１０．８／１４）Ｎ*は０．０００５％以上とする。
ただし、Ｎ*＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉであり、右辺≦
０の場合、Ｎ*＝０である。
【００３９】Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ： 添加する場合１種以
上を合計１％以下 Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは焼入れ性向上元素であり、１種以上
を添加しても良い。しかし、過剰な添加はコスト増を招
くため、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種以上を合計で１％以下
とする。
上を合計１％以下 Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは焼入れ性向上元素であり、１種以上
を添加しても良い。しかし、過剰な添加はコスト増を招
くため、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種以上を合計で１％以下
とする。
【００４０】なお、本発明において、加熱時のオ−ステ
ナイト粒の粗大化抑制のためにＮｂを０．１％以下、Ｖ
を０．１％以下、および延性向上のためにＣａを０．０
１％以下添加しても良い。また、耐食性向上のためにＣ
ｕを１％を超えない範囲で添加しても良い。
ナイト粒の粗大化抑制のためにＮｂを０．１％以下、Ｖ
を０．１％以下、および延性向上のためにＣａを０．０
１％以下添加しても良い。また、耐食性向上のためにＣ
ｕを１％を超えない範囲で添加しても良い。
【００４１】また、本発明において、上記元素以外は実
質的にＦｅであり、本発明の作用効果を無くさない限
り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するも
のが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。
質的にＦｅであり、本発明の作用効果を無くさない限
り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するも
のが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。
【００４２】次に、析出物について限定理由を説明す
る。
る。
【００４３】 ＴｉＮ平均粒径： ０．０６〜０．３０μｍ ＴｉＮは、焼入れ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を
抑制する析出物である。ＴｉＮ平均粒径が０．０６μｍ
未満の場合、オーステナイト粒が極めて微細となり、加
熱後の冷却時にフェライトが生成し、衝撃特性が劣化す
る。一方、０．３０μｍを超える粗大な析出物の場合、
オーステナイトの粒成長を抑制することができない。よ
って、本発明においてＴｉＮ平均粒径は、０．０６μｍ
〜０．３０μｍとする。
抑制する析出物である。ＴｉＮ平均粒径が０．０６μｍ
未満の場合、オーステナイト粒が極めて微細となり、加
熱後の冷却時にフェライトが生成し、衝撃特性が劣化す
る。一方、０．３０μｍを超える粗大な析出物の場合、
オーステナイトの粒成長を抑制することができない。よ
って、本発明においてＴｉＮ平均粒径は、０．０６μｍ
〜０．３０μｍとする。
【００４４】次に、ミクロ組織について限定理由を説明
する。
する。
【００４５】 焼入れ後の旧オーステナイト粒径： ２〜２５μｍ 焼入れ後の旧オーステナイト粒径、即ち焼入れ後に測定
される変態前の旧オーステナイト粒径は、衝撃特性に大
きな影響を及ぼす。旧オーステナイト粒径が２μｍ未満
の場合、加熱後冷却時に一部フェライトが生成しフェラ
イトとオーステナイト界面の応力集中に起因して衝撃特
性が低下する。一方、２５μｍを越えるような粗大粒の
場合、粒界脆化が顕著となり従来のＪＳＣ９８０Ｙ（鉄
連規格）より衝撃特性が低下する。よって、本発明にお
いて焼入れ後の旧オーステナイト粒径は、２〜２５μｍ
とする。
される変態前の旧オーステナイト粒径は、衝撃特性に大
きな影響を及ぼす。旧オーステナイト粒径が２μｍ未満
の場合、加熱後冷却時に一部フェライトが生成しフェラ
イトとオーステナイト界面の応力集中に起因して衝撃特
性が低下する。一方、２５μｍを越えるような粗大粒の
場合、粒界脆化が顕著となり従来のＪＳＣ９８０Ｙ（鉄
連規格）より衝撃特性が低下する。よって、本発明にお
いて焼入れ後の旧オーステナイト粒径は、２〜２５μｍ
とする。
【００４６】次に製造方法の限定理由について説明す
る。
る。
【００４７】巻取温度： ７２０℃以下 熱間圧延での巻取温度については、７２０℃を超えると
パーライトのラメラ間隔が大きくなり、焼入性が低下す
るとともに、焼入時にセメンタイトが溶け残り衝撃特性
が低下する。よって、本発明において、熱間圧延での巻
取温度は７２０℃以下とする。
パーライトのラメラ間隔が大きくなり、焼入性が低下す
るとともに、焼入時にセメンタイトが溶け残り衝撃特性
が低下する。よって、本発明において、熱間圧延での巻
取温度は７２０℃以下とする。
【００４８】熱延後の球状化焼鈍温度： ６４０℃以上
Ａｃ1変態点以下 熱延鋼板を酸洗した後、セメンタイトを球状化し、優れ
た加工性と焼入性を得るため球状化焼鈍を行うことがで
きる。焼鈍温度が６４０℃未満の場合、セメンタイトの
球状化が不十分となり、効果が得られない。一方、焼鈍
温度がＡｃ1変態点を超える場合、部分的にオーステナ
イト化して冷却中に粗大なパーライトを生成し、加工性
が低下するとともに、焼入性も低下する。また、焼入れ
時にセメンタイトが溶け残り衝撃特性が低下する。よっ
て、本発明において熱延後に球状化焼鈍を行う場合は、
焼鈍温度を６４０℃以上Ａｃ1変態点以下とする。
Ａｃ1変態点以下 熱延鋼板を酸洗した後、セメンタイトを球状化し、優れ
た加工性と焼入性を得るため球状化焼鈍を行うことがで
きる。焼鈍温度が６４０℃未満の場合、セメンタイトの
球状化が不十分となり、効果が得られない。一方、焼鈍
温度がＡｃ1変態点を超える場合、部分的にオーステナ
イト化して冷却中に粗大なパーライトを生成し、加工性
が低下するとともに、焼入性も低下する。また、焼入れ
時にセメンタイトが溶け残り衝撃特性が低下する。よっ
て、本発明において熱延後に球状化焼鈍を行う場合は、
焼鈍温度を６４０℃以上Ａｃ1変態点以下とする。
【００４９】冷間圧延時の圧下率： ３０％以上 冷間圧延を行う場合の圧下率（冷圧率）は、３０％未満
であると焼鈍後に未再結晶部が残るとともに、セメンタ
イトの球状化が不十分となり、軟質化が得られず加工性
が劣化する。よって、冷間圧延を行う場合の冷圧率は、
３０％以上とする。冷圧率の上限は、特に規定しない
が、圧延機への負荷が大きくならないように、８０％以
下とするのが好ましい。
であると焼鈍後に未再結晶部が残るとともに、セメンタ
イトの球状化が不十分となり、軟質化が得られず加工性
が劣化する。よって、冷間圧延を行う場合の冷圧率は、
３０％以上とする。冷圧率の上限は、特に規定しない
が、圧延機への負荷が大きくならないように、８０％以
下とするのが好ましい。
【００５０】冷間圧延後の焼鈍温度： ６４０℃以上又
は６００℃以上Ａｃ1変態点以下 冷間圧延後の焼鈍については、熱延後の球状化焼鈍を省
略した場合は、ここで球状化焼鈍を行う。冷間圧延後の
球状化焼鈍の焼鈍温度は、前述の熱延後の球状化焼鈍と
同様、６４０℃以上Ａｃ1変態点以下とする。
は６００℃以上Ａｃ1変態点以下 冷間圧延後の焼鈍については、熱延後の球状化焼鈍を省
略した場合は、ここで球状化焼鈍を行う。冷間圧延後の
球状化焼鈍の焼鈍温度は、前述の熱延後の球状化焼鈍と
同様、６４０℃以上Ａｃ1変態点以下とする。
【００５１】熱延後の球状化焼鈍を行った場合は、ここ
で再結晶焼鈍を行う。冷間圧延後の再結晶焼鈍の焼鈍温
度は、６００℃未満では未再結晶部が残り加工性が低下
する。一方、焼鈍温度がＡｃ1変態点を超える場合、部
分的にオーステナイト化して冷却中に粗大なパーライト
を生成し、加工性が低下するとともに、焼入性も低下す
る。また、焼入れ時にセメンタイトが溶け残り衝撃特性
が低下する。よって、本発明において冷間圧延後の再結
晶焼鈍を行う場合は、焼鈍温度を６００℃以上Ａｃ1変
態点以下とする。
で再結晶焼鈍を行う。冷間圧延後の再結晶焼鈍の焼鈍温
度は、６００℃未満では未再結晶部が残り加工性が低下
する。一方、焼鈍温度がＡｃ1変態点を超える場合、部
分的にオーステナイト化して冷却中に粗大なパーライト
を生成し、加工性が低下するとともに、焼入性も低下す
る。また、焼入れ時にセメンタイトが溶け残り衝撃特性
が低下する。よって、本発明において冷間圧延後の再結
晶焼鈍を行う場合は、焼鈍温度を６００℃以上Ａｃ1変
態点以下とする。
【００５２】
【発明の実施の形態】本発明において、対象とする薄鋼
板は、熱延鋼板あるいは冷延鋼板のいずれでも良い。本
発明鋼板を製造する場合、素材鋼は、例えば転炉、電気
炉等により溶製される。鋼片の製造は造塊−分塊圧延
法、連続鋳造法、薄スラブ鋳造法、ストリップ鋳造法の
いずれでも構わない。
板は、熱延鋼板あるいは冷延鋼板のいずれでも良い。本
発明鋼板を製造する場合、素材鋼は、例えば転炉、電気
炉等により溶製される。鋼片の製造は造塊−分塊圧延
法、連続鋳造法、薄スラブ鋳造法、ストリップ鋳造法の
いずれでも構わない。
【００５３】熱延プロセスはスラブ加熱後圧延する方
法、連続鋳造後短時間の加熱処理を施してあるいは前記
加熱工程を省略して直ちに圧延する方法のいずれでもよ
いが、優れた表面品質を付与するためには、一次スケー
ルのみならず熱間圧延時に生成する二次スケールについ
ても十分に除去するのが好ましい。なお、熱間圧延中に
おいては、バーヒーターにより加熱を行ってもよい。
法、連続鋳造後短時間の加熱処理を施してあるいは前記
加熱工程を省略して直ちに圧延する方法のいずれでもよ
いが、優れた表面品質を付与するためには、一次スケー
ルのみならず熱間圧延時に生成する二次スケールについ
ても十分に除去するのが好ましい。なお、熱間圧延中に
おいては、バーヒーターにより加熱を行ってもよい。
【００５４】仕上圧延終了温度は、組織の均一性からＡ
ｒ3点以上とすることが好ましい。また、組織の均一化
を目的として、仕上圧延後１秒以内に２００℃／秒以上
の急速冷却を行ってもよい。巻取温度は材質安定性の観
点から５００℃以上とするのが好ましく、一方、上限は
スケール生成増大による酸洗性の低下から７００℃以下
が好ましい。
ｒ3点以上とすることが好ましい。また、組織の均一化
を目的として、仕上圧延後１秒以内に２００℃／秒以上
の急速冷却を行ってもよい。巻取温度は材質安定性の観
点から５００℃以上とするのが好ましく、一方、上限は
スケール生成増大による酸洗性の低下から７００℃以下
が好ましい。
【００５５】冷延鋼板を本発明の薄鋼板として用いる場
合、冷間圧延時の圧延率（冷圧率）は８０％以下とする
のが好ましい。冷圧率が８０％を超えるような高い冷圧
率の場合、圧延負荷が高くなりすぎるため生産性を低下
させる。このときの冷間圧延はタンデム圧延、リバース
圧延のいずれでも良い。
合、冷間圧延時の圧延率（冷圧率）は８０％以下とする
のが好ましい。冷圧率が８０％を超えるような高い冷圧
率の場合、圧延負荷が高くなりすぎるため生産性を低下
させる。このときの冷間圧延はタンデム圧延、リバース
圧延のいずれでも良い。
【００５６】なお、再結晶焼鈍を行う方法としては、連
続焼鈍、箱焼鈍、または溶融亜鉛めっき処理に先行する
連続熱処理のいずれでもよい。
続焼鈍、箱焼鈍、または溶融亜鉛めっき処理に先行する
連続熱処理のいずれでもよい。
【００５７】本発明に係る熱延鋼板、冷延鋼板は、適
宜、表面処理（化成処理、溶融亜鉛めっき、合金化溶融
亜鉛めっき）が施されて使用されてもよい。
宜、表面処理（化成処理、溶融亜鉛めっき、合金化溶融
亜鉛めっき）が施されて使用されてもよい。
【００５８】
【実施例】〔実施例１〕表１に示す鋼番１から１３の化
学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２に示す製造
条件に従って熱間圧延−焼鈍を行い、２．４ｍｍｔの熱
延板を製造した。
学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２に示す製造
条件に従って熱間圧延−焼鈍を行い、２．４ｍｍｔの熱
延板を製造した。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】このようにして製造した熱延板について引
張試験（ＪＩＳ５号、Ｃ方向（圧延方向に垂直））、Ｔ
ｉＮの平均粒径測定および高周波焼入れ特性を調査し
た。
張試験（ＪＩＳ５号、Ｃ方向（圧延方向に垂直））、Ｔ
ｉＮの平均粒径測定および高周波焼入れ特性を調査し
た。
【００６２】ＴｉＮ平均粒径は、レプリカ法によりＴｉ
Ｎを抽出し、透過電子顕微鏡により析出物を撮影し、サ
ンプル数：５００個をマイクロアナライザーを用いて測
定した。
Ｎを抽出し、透過電子顕微鏡により析出物を撮影し、サ
ンプル数：５００個をマイクロアナライザーを用いて測
定した。
【００６３】高周波焼入れは、平板（幅３５ｍｍ×長さ
３００ｍｍ）に対し高周波コイルを移動させながら加熱
・焼入れを実施した。図１に高周波焼入れの実施態様を
示す。この時の加熱温度は９００℃の低温とし、加熱時
間は９００℃までの通電時間を４秒とした。
３００ｍｍ）に対し高周波コイルを移動させながら加熱
・焼入れを実施した。図１に高周波焼入れの実施態様を
示す。この時の加熱温度は９００℃の低温とし、加熱時
間は９００℃までの通電時間を４秒とした。
【００６４】冷却開始時間は、通常行われる即冷却とし
て０．５秒と、焼入れ安定性を評価するために３秒の２
パターンを実施した。
て０．５秒と、焼入れ安定性を評価するために３秒の２
パターンを実施した。
【００６５】高周波焼入れ後の評価として、引張試験
（ＪＩＳ５号、Ｃ方向（圧延方向に垂直））、シャルピ
ー衝撃試験、旧オーステナイト粒径測定を実施した。シ
ャルピー衝撃試験は、図２に示すような試験片形状に
て、試験温度：−５０℃、ｎ＝３で行った。また、熱延
板の板厚を１．２ｍｍｔに研削加工し、後述の冷延板と
同一形状とした。なお、シャルピー衝撃試験値は、同一
条件で試験を実施したＪＳＣ９８０Ｙレベルの０．４ｋ
ｇｍ以上を合格とした。
（ＪＩＳ５号、Ｃ方向（圧延方向に垂直））、シャルピ
ー衝撃試験、旧オーステナイト粒径測定を実施した。シ
ャルピー衝撃試験は、図２に示すような試験片形状に
て、試験温度：−５０℃、ｎ＝３で行った。また、熱延
板の板厚を１．２ｍｍｔに研削加工し、後述の冷延板と
同一形状とした。なお、シャルピー衝撃試験値は、同一
条件で試験を実施したＪＳＣ９８０Ｙレベルの０．４ｋ
ｇｍ以上を合格とした。
【００６６】旧オーステナイト粒径は、サンプルの板厚
断面を研磨・腐食後、光学顕微鏡にてミクロ組織を撮影
し、マイクロアナライザーを用いて平均粒径を測定し
た。
断面を研磨・腐食後、光学顕微鏡にてミクロ組織を撮影
し、マイクロアナライザーを用いて平均粒径を測定し
た。
【００６７】上記より得られた結果を表３に示す。
【００６８】
【表３】
【００６９】表３より、成分、Ｂ−（１０．８／１４）
Ｎ*、ＴｉＮ平均粒径、旧オーステナイト粒径が本範囲
内であるＮｏ．Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｇは、焼入れ後の特性
として９８０ＭＰａ以上の強度を有し、焼入れ後の冷却
開始時間にかかわらず安定してＪＳＣ９８０Ｙ以上
（０．４ｋｇｍ以上）のシャルピー衝撃吸収エネルギー
が得られ、優れた衝撃特性が得られていることが明らか
となった。
Ｎ*、ＴｉＮ平均粒径、旧オーステナイト粒径が本範囲
内であるＮｏ．Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｇは、焼入れ後の特性
として９８０ＭＰａ以上の強度を有し、焼入れ後の冷却
開始時間にかかわらず安定してＪＳＣ９８０Ｙ以上
（０．４ｋｇｍ以上）のシャルピー衝撃吸収エネルギー
が得られ、優れた衝撃特性が得られていることが明らか
となった。
【００７０】特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓが低く、ｓ
ｏｌ．Ａｌが０．０３％〜０．０７％、Ｂが０．０００
５％〜０．００２０％であるＮｏ．Ａ、Ｂ、Ｃはシャル
ピー衝撃吸収エネルギーが０．５ｋｇｍ以上であり、極
めて優れた衝撃特性が得られていることがわかった。
ｏｌ．Ａｌが０．０３％〜０．０７％、Ｂが０．０００
５％〜０．００２０％であるＮｏ．Ａ、Ｂ、Ｃはシャル
ピー衝撃吸収エネルギーが０．５ｋｇｍ以上であり、極
めて優れた衝撃特性が得られていることがわかった。
【００７１】一方、Ｃが本発明範囲外で低いＮｏ．Ｈは
強度が低く、Ｃが本発明範囲外で高いＮｏ．Ｉと、Ｓ
ｉ、Ｐが本発明範囲外で高いＮｏ．Ｊと、Ｍｎ、Ｓが本
発明範囲外で高いＮｏ．Ｋは、シャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが低く、衝撃特性が劣化している。
強度が低く、Ｃが本発明範囲外で高いＮｏ．Ｉと、Ｓ
ｉ、Ｐが本発明範囲外で高いＮｏ．Ｊと、Ｍｎ、Ｓが本
発明範囲外で高いＮｏ．Ｋは、シャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが低く、衝撃特性が劣化している。
【００７２】ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎが本発明範囲外で高いＮ
ｏ．Ｌは、旧オーステナイト粒径が本発明範囲外で小さ
く、冷却開始時間が遅い場合、シャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが低く、衝撃特性が劣化している。
ｏ．Ｌは、旧オーステナイト粒径が本発明範囲外で小さ
く、冷却開始時間が遅い場合、シャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが低く、衝撃特性が劣化している。
【００７３】Ｂが本発明範囲外で低く、かつ、Ｂ−（１
０．８／１４）Ｎ*が本発明範囲外であるＮｏ．Ｍは、
冷却開始時間が遅い場合、フェライトが生成し衝撃特性
が劣化している。
０．８／１４）Ｎ*が本発明範囲外であるＮｏ．Ｍは、
冷却開始時間が遅い場合、フェライトが生成し衝撃特性
が劣化している。
【００７４】Ｔｉが本発明範囲外で低く、ＴｉＮ平均粒
径が本発明範囲外で小さく、かつ、Ｂ−（１０．８／１
４）Ｎ*が本発明範囲外であるＮｏ．Ｎは、ＴｉＮの量
が少なくオーステナイト粒成長の抑制がなされず、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化してい
る。
径が本発明範囲外で小さく、かつ、Ｂ−（１０．８／１
４）Ｎ*が本発明範囲外であるＮｏ．Ｎは、ＴｉＮの量
が少なくオーステナイト粒成長の抑制がなされず、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化してい
る。
【００７５】Ｔｉが本発明範囲外で高く、かつ、ＴｉＮ
平均粒径が本発明範囲外で大きいＮｏ．Ｏは、旧オース
テナイト粒径が小さく、冷却開始時間が遅い場合、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化してい
る。
平均粒径が本発明範囲外で大きいＮｏ．Ｏは、旧オース
テナイト粒径が小さく、冷却開始時間が遅い場合、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化してい
る。
【００７６】巻取温度が本発明範囲外で高いＮｏ．Ｄ
は、焼入時にセメンタイトが溶け残り、シャルピー衝撃
吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化している。
は、焼入時にセメンタイトが溶け残り、シャルピー衝撃
吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化している。
【００７７】焼鈍温度が本発明範囲外で高いＮｏ．Ｆ
は、部分的にパーライトが生成し、シャルピー衝撃吸収
エネルギーが低く衝撃特性が劣化している。
は、部分的にパーライトが生成し、シャルピー衝撃吸収
エネルギーが低く衝撃特性が劣化している。
【００７８】〔実施例２〕表１に示す鋼番１から１３の
化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表４に示す製
造条件に従って熱間圧延−冷間圧延−焼鈍を行い、１．
２ｍｍｔの冷延板を製造した。
化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表４に示す製
造条件に従って熱間圧延−冷間圧延−焼鈍を行い、１．
２ｍｍｔの冷延板を製造した。
【００７９】
【表４】
【００８０】このようにして製造した冷延板について、
実施例１と同様に、引張試験、ＴｉＮの平均粒径測定、
および高周波焼入れ特性を調査した。結果を表５に示
す。
実施例１と同様に、引張試験、ＴｉＮの平均粒径測定、
および高周波焼入れ特性を調査した。結果を表５に示
す。
【００８１】
【表５】
【００８２】表５より、熱延鋼板の場合と同様に、成
分、Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ*、ＴｉＮ平均粒径、旧
オーステナイト粒径が本範囲内であるＮｏ．ａ、ｃ、
ｄ、ｅ、ｈは、焼入れ後の特性として９８０ＭＰａ以上
の強度を有し、焼入れ後の冷却開始時間にかかわらず安
定してＪＳＣ９８０Ｙ以上（０．４ｋｇｍ以上）のシャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが得られ、優れた衝撃特性が
得られていることが明らかとなった。
分、Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ*、ＴｉＮ平均粒径、旧
オーステナイト粒径が本範囲内であるＮｏ．ａ、ｃ、
ｄ、ｅ、ｈは、焼入れ後の特性として９８０ＭＰａ以上
の強度を有し、焼入れ後の冷却開始時間にかかわらず安
定してＪＳＣ９８０Ｙ以上（０．４ｋｇｍ以上）のシャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが得られ、優れた衝撃特性が
得られていることが明らかとなった。
【００８３】特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓが低く、ｓ
ｏｌ．Ａｌが０．０３％〜０．０７％、Ｂが０．０００
５％〜０．００２０％であるＮｏ．ａ、ｃ、ｄはシャル
ピー衝撃吸収エネルギーが０．５ｋｇｍ以上であり、極
めて優れた衝撃特性が得られていることがわかった。
ｏｌ．Ａｌが０．０３％〜０．０７％、Ｂが０．０００
５％〜０．００２０％であるＮｏ．ａ、ｃ、ｄはシャル
ピー衝撃吸収エネルギーが０．５ｋｇｍ以上であり、極
めて優れた衝撃特性が得られていることがわかった。
【００８４】一方、ＴｉＮ平均粒径が本発明範囲外で小
さいあるＮｏ．ｂは旧オーステナイト粒径が小さく、冷
却開始時間が遅い場合、シャルピー衝撃吸収エネルギー
が低く衝撃特性が劣化している。
さいあるＮｏ．ｂは旧オーステナイト粒径が小さく、冷
却開始時間が遅い場合、シャルピー衝撃吸収エネルギー
が低く衝撃特性が劣化している。
【００８５】また、Ｃが本発明範囲外で低いＮｏ．ｉは
強度が低く、Ｃが本発明範囲外で高いＮｏ．ｊと、Ｓ
ｉ、Ｐが本発明範囲外で高いＮｏ．ｋと、Ｍｎ、Ｓが本
発明範囲外で高いＮｏ．ｌ（Ｌの小文字）は、シャルピ
ー衝撃吸収エネルギーが低く、衝撃特性が劣化してい
る。
強度が低く、Ｃが本発明範囲外で高いＮｏ．ｊと、Ｓ
ｉ、Ｐが本発明範囲外で高いＮｏ．ｋと、Ｍｎ、Ｓが本
発明範囲外で高いＮｏ．ｌ（Ｌの小文字）は、シャルピ
ー衝撃吸収エネルギーが低く、衝撃特性が劣化してい
る。
【００８６】ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎが本発明範囲外で高いＮ
ｏ．ｍは、旧オーステナイト粒径が本発明範囲外で小さ
く、冷却開始時間が遅い場合、シャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが低く、衝撃特性が劣化している。
ｏ．ｍは、旧オーステナイト粒径が本発明範囲外で小さ
く、冷却開始時間が遅い場合、シャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが低く、衝撃特性が劣化している。
【００８７】Ｂが本発明範囲外で低く、かつ、Ｂ−（１
０．８／１４）Ｎ*が本発明範囲外であるＮｏ．ｎは、
冷却開始時間が遅い場合、フェライトが生成し衝撃特性
が劣化している。
０．８／１４）Ｎ*が本発明範囲外であるＮｏ．ｎは、
冷却開始時間が遅い場合、フェライトが生成し衝撃特性
が劣化している。
【００８８】Ｔｉが本発明範囲外で低く、ＴｉＮ平均粒
径が本発明範囲外で小さく、かつ、Ｂ−（１０．８／１
４）Ｎ*が本発明範囲外であるＮｏ．ｏは、ＴｉＮの量
が少なくオーステナイト粒成長の抑制がなされず、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化してい
る。
径が本発明範囲外で小さく、かつ、Ｂ−（１０．８／１
４）Ｎ*が本発明範囲外であるＮｏ．ｏは、ＴｉＮの量
が少なくオーステナイト粒成長の抑制がなされず、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化してい
る。
【００８９】Ｔｉが本発明範囲外で高く、かつ、ＴｉＮ
平均粒径が本発明範囲外で大きいＮｏ．ｐは、旧オース
テナイト粒径が小さく、冷却開始時間が遅い場合、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化してい
る。
平均粒径が本発明範囲外で大きいＮｏ．ｐは、旧オース
テナイト粒径が小さく、冷却開始時間が遅い場合、シャ
ルピー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化してい
る。
【００９０】巻取温度が本発明範囲外で高いＮｏ．ｆ
は、焼入時にセメンタイトが溶け残り、シャルピー衝撃
吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化している。
は、焼入時にセメンタイトが溶け残り、シャルピー衝撃
吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化している。
【００９１】冷間圧延後の焼鈍温度が本発明範囲外で高
いＮｏ．ｇは、部分的にパーライトが生成し、シャルピ
ー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化している。
いＮｏ．ｇは、部分的にパーライトが生成し、シャルピ
ー衝撃吸収エネルギーが低く衝撃特性が劣化している。
【００９２】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、低
温短時間での焼入れ性に優れ、焼入れ条件による変動が
小さい焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板を得ることが
できる。 さらに、上記薄鋼板が安定して低コストで得
られるため、高強度部材として工業的に有用な効果をも
たらし、例えば、自動車構造部品として最適である。
温短時間での焼入れ性に優れ、焼入れ条件による変動が
小さい焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板を得ることが
できる。 さらに、上記薄鋼板が安定して低コストで得
られるため、高強度部材として工業的に有用な効果をも
たらし、例えば、自動車構造部品として最適である。
【図１】高周波焼入れの一実施態様を示す図。
【図２】シャルピー衝撃試験における試験片形状の一実
施態様を示す図。
施態様を示す図。
【図３】シャルピー衝撃吸収エネルギーに及ぼす冷却開
始時間とＢ−（１０．８／１４）Ｎ*の影響を示す図。
始時間とＢ−（１０．８／１４）Ｎ*の影響を示す図。
フロントページの続き (72)発明者 中村 展之 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 占部 俊明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 伊藤 克俊 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA06 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EB06 EB07 EB09 FA03 FC04 FE01 FE02 FE03 FF02 FJ04 FJ05 HA02 JA06 JA07
Claims (6)
- 【請求項１】 鋼成分としてｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１
０〜０．３７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以
下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．０
０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０
００３〜０．００５０％を含有し、 Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ*≧０．０００５％ Ｎ*＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ、但し、右辺≦０の場
合、Ｎ*＝０ を満足し、鋼中析出物であるＴｉＮの平均粒径が０．０
６〜０．３０μｍであり、かつ焼入れ後の旧オーステナ
イト粒径が２〜２５μｍであることを特徴とする焼入れ
後の衝撃特性に優れる薄鋼板。 - 【請求項２】 鋼成分としてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種以上を、合計で１％以下含有する
ことを特徴とする請求項１記載の焼入れ後の衝撃特性に
優れる薄鋼板。 - 【請求項３】 請求項１又は請求項２記載の鋼成分を有
する鋼を、巻取温度７２０℃以下で熱間圧延することに
より、請求項１又は請求項２記載の薄鋼板を得ることを
特徴とする焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板の製造方
法。 - 【請求項４】 請求項１又は請求項２記載の鋼成分を有
する鋼を、巻取温度７２０℃以下で熱間圧延し、酸洗し
た後、６４０℃以上Ａｃ1変態点以下で球状化焼鈍する
ことにより、請求項１又は請求項２記載の薄鋼板を得る
ことを特徴とする焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板の
製造方法。 - 【請求項５】 請求項１又は請求項２記載の鋼成分を有
する鋼を、巻取温度７２０℃以下で熱間圧延し、酸洗し
た後、冷圧率３０％以上で冷間圧延し、その後、６４０
℃以上Ａｃ1変態点以下で焼鈍することにより、請求項
１又は請求項２記載の薄鋼板を得ることを特徴とする焼
入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１又は請求項２記載の鋼成分を有
する鋼を、巻取温度７２０℃以下で熱間圧延し、酸洗し
た後、６４０℃以上Ａｃ1変態点以下で球状化焼鈍し
て、冷圧率３０％以上で冷間圧延し、その後、６００℃
以上Ａｃ1変態点以下で焼鈍することにより、請求項１
又は請求項２記載の薄鋼板を得ることを特徴とする焼入
れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001268316A JP4123748B2 (ja) | 2001-02-07 | 2001-09-05 | 焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびその製造方法 |
| EP02711309A EP1359235A4 (en) | 2001-02-07 | 2002-02-05 | THIN STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
| KR10-2002-7012212A KR100513991B1 (ko) | 2001-02-07 | 2002-02-05 | 박강판의 제조방법 |
| PCT/JP2002/000915 WO2002063058A1 (fr) | 2001-02-07 | 2002-02-05 | Feuille d"acier mince et procede de fabrication de ladite feuille |
| CNB028001982A CN1232672C (zh) | 2001-02-07 | 2002-02-05 | 薄钢板及其制造方法 |
| TW091102062A TWI241349B (en) | 2001-02-07 | 2002-02-06 | Method for manufacturing steel sheet |
| US10/255,349 US6767417B2 (en) | 2001-02-07 | 2002-09-26 | Steel sheet and method for manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001030355 | 2001-02-07 | ||
| JP2001-30355 | 2001-02-07 | ||
| JP2001268316A JP4123748B2 (ja) | 2001-02-07 | 2001-09-05 | 焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびその製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005233094A Division JP4265582B2 (ja) | 2001-02-07 | 2005-08-11 | 焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002309345A true JP2002309345A (ja) | 2002-10-23 |
| JP4123748B2 JP4123748B2 (ja) | 2008-07-23 |
Family
ID=26609023
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001268316A Expired - Fee Related JP4123748B2 (ja) | 2001-02-07 | 2001-09-05 | 焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4123748B2 (ja) |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004106573A1 (ja) * | 2003-05-28 | 2004-12-09 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 熱間成形法と熱間成形部材 |
| WO2007064172A1 (en) * | 2005-12-01 | 2007-06-07 | Posco | Steel sheet for hot press forming having excellent heat treatment and impact property, hot press parts made of it and the method for manufacturing thereof |
| WO2008007753A1 (fr) | 2006-07-10 | 2008-01-17 | Jfe Steel Corporation | feuilles d'acier laminées à chaud excellentes à la fois en matière d'usinabilité et de résistance et robustesse après un traitement thermique et leur processus de fabrication |
| WO2009004909A1 (ja) | 2007-06-29 | 2009-01-08 | Jfe Steel Corporation | 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた厚肉熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011504549A (ja) * | 2007-11-07 | 2011-02-10 | ポスコ | 深絞り用高張力鋼及びその製造方法 |
| WO2011115279A1 (ja) * | 2010-03-19 | 2011-09-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2013102987A1 (ja) * | 2012-01-06 | 2013-07-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2013102986A1 (ja) * | 2012-01-05 | 2013-07-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2013133137A1 (ja) * | 2012-03-09 | 2013-09-12 | 株式会社神戸製鋼所 | プレス成形品の製造方法およびプレス成形品 |
| WO2019186930A1 (ja) | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ成形体 |
| WO2019186928A1 (ja) | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ成形体 |
| WO2019186927A1 (ja) | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ用鋼板 |
| WO2019186931A1 (ja) | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ成形体 |
-
2001
- 2001-09-05 JP JP2001268316A patent/JP4123748B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (32)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004353026A (ja) * | 2003-05-28 | 2004-12-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間成形法と熱間成形部材 |
| US7559998B2 (en) | 2003-05-28 | 2009-07-14 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Hot forming method and a hot formed member |
| WO2004106573A1 (ja) * | 2003-05-28 | 2004-12-09 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 熱間成形法と熱間成形部材 |
| WO2007064172A1 (en) * | 2005-12-01 | 2007-06-07 | Posco | Steel sheet for hot press forming having excellent heat treatment and impact property, hot press parts made of it and the method for manufacturing thereof |
| US8182621B2 (en) | 2006-07-10 | 2012-05-22 | Jfe Steel Corporation | Method of hot-rolled thin steel sheet with excellent formability and excellent strength and toughness after heat treatment |
| WO2008007753A1 (fr) | 2006-07-10 | 2008-01-17 | Jfe Steel Corporation | feuilles d'acier laminées à chaud excellentes à la fois en matière d'usinabilité et de résistance et robustesse après un traitement thermique et leur processus de fabrication |
| US8062438B2 (en) | 2006-07-10 | 2011-11-22 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled thin steel sheet with excellent formability and excellent strength and toughness after heat treatment, and method for manufacturing the same |
| WO2009004909A1 (ja) | 2007-06-29 | 2009-01-08 | Jfe Steel Corporation | 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた厚肉熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011504549A (ja) * | 2007-11-07 | 2011-02-10 | ポスコ | 深絞り用高張力鋼及びその製造方法 |
| US8652273B2 (en) | 2007-11-07 | 2014-02-18 | Posco | High tensile steel for deep drawing and manufacturing method thereof and high-pressure container produced thereof |
| JP2011195882A (ja) * | 2010-03-19 | 2011-10-06 | Jfe Steel Corp | 冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| US9194017B2 (en) | 2010-03-19 | 2015-11-24 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet having excellent cold formability and hardenability and method for manufacturing the same |
| WO2011115279A1 (ja) * | 2010-03-19 | 2011-09-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| US10077491B2 (en) | 2012-01-05 | 2018-09-18 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| WO2013102986A1 (ja) * | 2012-01-05 | 2013-07-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN104040000A (zh) * | 2012-01-05 | 2014-09-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 高碳热轧钢板及其制造方法 |
| JP5565532B2 (ja) * | 2012-01-06 | 2014-08-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2013102987A1 (ja) * | 2012-01-06 | 2013-07-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013185245A (ja) * | 2012-03-09 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | プレス成形品の製造方法およびプレス成形品 |
| WO2013133137A1 (ja) * | 2012-03-09 | 2013-09-12 | 株式会社神戸製鋼所 | プレス成形品の製造方法およびプレス成形品 |
| US9938597B2 (en) | 2012-03-09 | 2018-04-10 | Kobe Steel, Ltd. | Method for manufacturing press-formed product and press-formed product |
| WO2019186927A1 (ja) | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ用鋼板 |
| WO2019186928A1 (ja) | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ成形体 |
| WO2019186930A1 (ja) | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ成形体 |
| WO2019186931A1 (ja) | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ成形体 |
| KR20200111753A (ko) | 2018-03-29 | 2020-09-29 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프용 강판 |
| KR20200121874A (ko) | 2018-03-29 | 2020-10-26 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프 성형체 |
| KR20200121872A (ko) | 2018-03-29 | 2020-10-26 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프 성형체 |
| US11180824B2 (en) | 2018-03-29 | 2021-11-23 | Nippon Steel Corporation | Hot stamped article |
| US11180837B2 (en) | 2018-03-29 | 2021-11-23 | Nippos Steel Corporation | Hot stamped article |
| US11453935B2 (en) | 2018-03-29 | 2022-09-27 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet for hot stamping use |
| US11702726B2 (en) | 2018-03-29 | 2023-07-18 | Nippon Steel Corporation | Hot stamped article |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4123748B2 (ja) | 2008-07-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA2941202C (en) | Method for producing a high-strength flat steel product | |
| KR100513991B1 (ko) | 박강판의 제조방법 | |
| JP3889766B2 (ja) | 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6210175B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| CA2548560C (en) | Steel for structural part of automobile and method for producing the same | |
| US20090314395A1 (en) | High strength thin-gauge steel sheet excellent in elongation and hole expandability and method of production of same | |
| CN113840934B (zh) | 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法 | |
| 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 | |
| JP2007162078A (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2014019928A (ja) | 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| RU2768710C1 (ru) | Горячекатаный стальной лист с высоким отношением раздачи отверстия и способ его производства | |
| JP2001303186A (ja) | バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法 | |
| JP2006274317A (ja) | 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08295982A (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4123748B2 (ja) | 焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007077510A (ja) | 耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4265582B2 (ja) | 焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06145894A (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| CN115612934B (zh) | 一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法 | |
| JP2002309344A (ja) | 焼入れ後の靭性に優れる薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP4265583B2 (ja) | 焼入れ後の靭性に優れる冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005171319A (ja) | 延性および伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2002206138A (ja) | 成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5034296B2 (ja) | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0790488A (ja) | 耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050614 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050811 |
|
| RD01 | Notification of change of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7421 Effective date: 20060921 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070410 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070528 |
|
| 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: 20080415 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080428 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4123748 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110516 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120516 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120516 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130516 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140516 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |