JP2015086411A - 材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2015086411A JP2015086411A JP2013224230A JP2013224230A JP2015086411A JP 2015086411 A JP2015086411 A JP 2015086411A JP 2013224230 A JP2013224230 A JP 2013224230A JP 2013224230 A JP2013224230 A JP 2013224230A JP 2015086411 A JP2015086411 A JP 2015086411A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- hot
- rolled steel
- weldability
- 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
Classifications
-
- 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
- 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
- C21D8/0247—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
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- 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
-
- 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C21D2211/002—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
- C21D2211/004—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
- 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
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
【課題】材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、C：0.09％以上0.17％以下、Si：1.0％超1.6％以下、Mn：1.5％以上2.5％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下、Ti：0.09％以上0.14％以下およびV：0.05％以上0.25％以下を含有し、Cr、NiおよびMoの含有量をそれぞれ0.06％以下（0％を含む）に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、ベイナイト相の面積率が80％以上であり、Fe析出量が0.50％以下である組織とすることにより、材質安定性および溶接性に優れた引張強さ980MPa以上の高強度熱延鋼板とする。【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用部材の使途に有用な、引張強さ（TS）：980MPa以上の高強度と優れた材質安定性、溶接性を兼ね備えた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年地球環境保全の観点から、自動車業界全体でCO2排出量削減を目的とした自動車の燃費改善が指向されている。この動向を受け、トラック等の大型自動車でも燃費改善の要望が高まってきている。燃費改善には、使用部材の薄肉化による自動車車体の軽量化が有効である。また、衝突時における乗員の安全を確保すべく、自動車車体を強化し、自動車車体の衝突安全性を向上することも要求されている。このような観点から、自動車部材用素材として、軽量化と安全性との両立が可能な高強度熱延鋼板が使用されるようになり、その使用量は年々増加しつつある。
一方、鋼板の高強度化に伴い、鋼板長手方向の材質安定性が悪化する傾向にある。材質が不安定であると、鋼板を所定形状の部材にプレス成形する際、CAE（Computer Assisted Engineering）による予測精度が低下したり、スプリングバック量の制御が困難となり、部材の寸法精度が悪化する。また、鋼板の高強度化に伴い、溶接性も悪化する傾向にある。高強度鋼板は、一般に合金濃度が高くなるため、溶接性が問題となる場合が多く、特に溶接における熱影響部（HAZ部）での軟化の悪影響が顕在化し易い。自動車製造ラインでは多くの場合、自動車部材同士をスポット溶接やアーク溶接により接合するが、上記の如く熱影響部が軟化すると、熱影響部で強度不足になる等、様々な支障をきたす。
以上の理由により、引張強さを980MPa以上にまで高強度化した鋼板では、材質安定性や溶接性が良好であることが望まれている。
これまでに、高強度熱延鋼板の材質安定性や溶接性について種々の検討がなされており、例えば次のような技術が公開されている。
これまでに、高強度熱延鋼板の材質安定性や溶接性について種々の検討がなされており、例えば次のような技術が公開されている。
特許文献１には、質量％で、C：0.01〜0.08％未満、Si：0.06〜2.0％、Mn：0.96〜3.0％、P≦0.10％、S≦0.01％、Al：0.005〜0.3％、N≦0.01％、Ti：0.01〜0.20％を含み、かつMn−Si＞0.9％を満足し、かつ0.75≦(C％/12)/(Ti％/48＋Nb％/93＋Mo％/96＋V％/51−N％/14−S％/32)≦1.25を満足する、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延する際に、仕上げ温度を900℃以上とし、かつ400〜600℃で巻き取ることで、引張強さが540MPa以上の材質均一性に優れた熱延鋼板とする技術が公開されている。
特許文献２には、質量％で、C：0.05〜0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.8〜1.8％、P：0.030％以下、S：0.01％以下、Al：0.005〜0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.030〜0.080％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、ポリゴナルフェライトを70％以上の分率で含む組織とし、かつサイズ20nm未満の析出物中に存在するTiの量をTi*（Ti*＝[Ti]−48÷14×[N]、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量％））の値の50％以上とすることで、コイル内での強度バラツキの小さい強度均一性に優れた高強度熱延鋼板とする技術が公開されている。
特許文献３には、質量％で、C：0.030％超〜0.10％未満、Si：0.35〜0.80％、Mn：1.7〜3.2％、P：0.001〜0.02％、S：0.0001〜0.006％、Al：0.060％以下、N：0.0001〜0.0070％、Ti：0.01〜0.055％、Nb：0.012〜0.055％、Mo：0.07〜0.55％、B：0.0005〜0.0040％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成とし、鋼板の板厚1/8層における板面と平行な{110}面のＸ線強度比を1.0以上とすることで、降伏比が0.68以上0.92未満、かつ、引張最高強度（TS）が780MPa以上であり、溶接性と延性に優れた熱延鋼板とする技術が公開されている。また、特許文献３には、C含有量を低減し、かつ、Si、Mn、Ti、Nb、Mo、Bの６種類の元素を所定の範囲で同時に添加することで、プレス時の形状凍結性が劣化しない程度に降伏比を適度に高めると同時に良好な溶接性が得られると記載されている。
しかしながら、特許文献１、２に公開された技術では、十分な強度を確保することができず、引張強さ980MPa以上の熱延鋼板は得られない。また、特許文献１、２に公開された技術では、熱延鋼板の溶接性について検討されておらず、熱延鋼板を溶接すると熱影響部が軟化するおそれがある。
特許文献３に公開された技術では、熱延鋼板の溶接性を改善し得るが、必ずしも引張強さ980MPa以上の熱延鋼板は得られない。また、特許文献３に公開された技術では、SiおよびMnに加えてTi：0.01〜0.055％、Nb：0.012〜0.055％、Mo：0.07〜0.55％、B：0.0005〜0.0040％を同時に添加することを必須としているため、コスト面で不利である。更に、特許文献３には、熱延鋼板の主相としてベイナイトまたはベイニティックフェライトが適していると記載されているが、後述するようにMoはベイナイトの生成を不安定にする元素である。したがって、特許文献３に公開された技術では、Moを0.07％以上も添加するため、材質安定性に優れた熱延鋼板は得られない。
以上のように、従来技術では、材質安定性および溶接性が良好な引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板を得ることは困難であった。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、980MPa以上の引張強さを有し、材質安定性および溶接性にも優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、980MPa以上の引張強さを有し、材質安定性および溶接性にも優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。
上記課題を解決すべく、本発明者らは、熱延鋼板の強度、材質安定性および溶接性に影響を及ぼす各種要因について鋭意検討した。
鋼板強度を向上させる手法としては、熱延鋼板の母相組織をベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相とする手法が考えられる。しかし、マルテンサイトは、ベイナイトよりも高強度であるものの靭性に乏しい。そのため、マルテンサイトを主たる組織とする鋼板を自動車部材に適用した場合には、部材の衝撃エネルギー吸収能が低下する等、様々な支障をきたす。
鋼板強度を向上させる手法としては、熱延鋼板の母相組織をベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相とする手法が考えられる。しかし、マルテンサイトは、ベイナイトよりも高強度であるものの靭性に乏しい。そのため、マルテンサイトを主たる組織とする鋼板を自動車部材に適用した場合には、部材の衝撃エネルギー吸収能が低下する等、様々な支障をきたす。
そこで、本発明者らは、強度−靭性バランスに優れたベイナイトに着目し、ベイナイトを主相とする熱延鋼板の強度を維持しつつ溶接性と材質安定性とを両立させる諸因子について鋭意検討した。
一般的に、鋼のC含有量が高くなるにつれて、鋼の溶接性は低下する。一方、Cは固溶強化元素であり、C含有量を低減すると鋼の強度不足が問題となる。また、C含有量を低減すると、軟質な組織であるフェライトが生成し易くなるため、やはり鋼の強度不足が問題となる。
一般的に、鋼のC含有量が高くなるにつれて、鋼の溶接性は低下する。一方、Cは固溶強化元素であり、C含有量を低減すると鋼の強度不足が問題となる。また、C含有量を低減すると、軟質な組織であるフェライトが生成し易くなるため、やはり鋼の強度不足が問題となる。
上記の問題を踏まえ、本発明者らは先ず、溶接性に悪影響をもたらすC含有量を必要最低限に制限しつつ熱延鋼板の主相をベイナイトとし、且つ引張強さを980MPa以上とする手段について検討した。その結果、鋼板の高強度化に寄与するCの含有量を低減した場合であっても、フェライト相の析出を抑制することができれば、引張強さ：980MPa以上の熱延鋼板が得られることを突き止めた。また、フェライト相の核生成を抑制するのに有効な元素を網羅的に調査した結果、TiとVを複合添加した熱延鋼板とすることが効果的であることが判明した。そして、更に検討を進めた結果、C含有量を所定量以下に抑制するとともに、TiとVの含有量を最適化することにより、溶接性が良好であり且つフェライト相の析出が抑制された組織を有し、引張強さが980MPa以上であるベイナイト主相の熱延鋼板が得られるという知見を得た。
次に、本発明者らは、ベイナイトを主相とする熱延鋼板の材質安定性について検討した。そして、材質安定性を悪化させる原因が、熱延鋼板製造時における巻取り温度の変動であることを、調査の末に明らかとした。また、ベイナイト相を得るための巻取り温度範囲がランアウトテーブルでの冷却で遷移沸騰領域に差し掛かること、そして遷移沸騰領域に差し掛かるがゆえに巻取り温度を安定化させることが非常に困難であるということも、同時に確認された。
そこで、本発明者らは、巻取り温度の変動に対する材質の感受性を低減させる手段について検討した。その結果、熱延鋼板の鋼素材に適正量のSiを添加することにより、ベイナイト変態開始温度（Bs点）を上昇させ、ベイナイト変態を生じさせる温度域を広げることが有効であるという知見を得た。また、このSi添加により、熱延鋼板の溶接性も改善されるという知見を得た。
一般的に、ベイナイト等の低温変態相を主相とする高強度鋼板を溶接すると、溶接熱履歴によりHAZ部が軟化し、所望の強度が得られなくなる場合がある。このような問題に対し、鋼板のSi含有量を適正化すると、Siの固溶強化能によりHAZ部での軟化量を大幅に低減することができる。以上のように、本発明者らは、熱延鋼板のSi含有量を適正化することにより、溶接性および材質安定性に優れたベイナイト主相の高強度熱延鋼板が得られるという知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ 質量％で、C：0.09％以上0.17％以下、Si：1.0％超1.6％以下、Mn：1.5％以上2.5％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下、Ti：0.09％以上0.14％以下、V：0.05％以上0.25％以下を含有し、Cr、NiおよびMoの含有量をそれぞれ0.06％以下（0％を含む）に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ベイナイト相の面積率が80％以上であり、Fe析出量が0.50％以下である組織を有し、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板。
［１］ 質量％で、C：0.09％以上0.17％以下、Si：1.0％超1.6％以下、Mn：1.5％以上2.5％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下、Ti：0.09％以上0.14％以下、V：0.05％以上0.25％以下を含有し、Cr、NiおよびMoの含有量をそれぞれ0.06％以下（0％を含む）に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ベイナイト相の面積率が80％以上であり、Fe析出量が0.50％以下である組織を有し、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板。
［２］ ［１］において、前記組成に加えて更に、質量％でB ：0.0001％以上0.005％以下を含有することを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板。
［３］ ［１］または［２］において、前記組成に加えて更に、質量％でCa：0.0001％以上0.005％以下、REM：0.0001％以上0.005％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板。
［４］ 鋼素材を加熱し、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、C：0.09％以上0.17％以下、Si：1.0％超1.6％以下、Mn：1.5％以上2.5％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下、Ti：0.09％以上0.14％以下、V：0.05％以上0.25％以下を含有し、Cr、NiおよびMoの含有量をそれぞれ0.06％以下（0％を含む）に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記熱間圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却を熱間圧延の仕上げ圧延終了後3s以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を15℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を350℃以上550℃以下とすることを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
［５］ ［４］において、前記組成に加えて更に、質量％でB ：0.0001％以上0.005％以下を含有することを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
［６］ ［４］または［５］において、前記組成に加えて更に、質量％でCa：0.0001％以上0.005％以下、REM：0.0001％以上0.005％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明によると、靱性が良好な引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板が得られる。また、本発明による高強度熱延鋼板は、材質安定性および溶接性にも優れているため、建築用や自動車用の構造部材等の使途に好適である。更に、本発明による高強度熱延鋼板は、上記のような優れた特性を具えるため、高強度熱延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。
以下に、本発明について具体的に説明する。
先ず、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
先ず、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
C ：0.09％以上0.17％以下
Cは、ベイナイト相の生成を促進する効果を有する。また、Cは、固溶強化元素であり、ベイナイト相の強度を上昇させる効果も有する。引張強さ：980MPaの熱延鋼板を得るためには、C含有量を0.09％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.17％を超えると、HAZ部での硬度差増大に起因した溶接性が低下する問題が顕在化する。溶融金属部に近い冷却速度が大きい領域ではマルテンサイト組織となるが、マルテンサイト組織の硬度はC量増大に伴い上昇する。0.17％を超えるC量を含有した場合、このマルテンサイト組織となり硬化する領域と、母材に近い領域、すなわち冷却速度が小さく軟化する領域との硬度差が大きくなる。このため、軟化領域で溶接継手が破断し易くなり、溶接継手の引張強さが低下する。したがって、C含有量は0.09％以上0.17％以下とする。好ましくは、0.10％超0.16％以下である。
Cは、ベイナイト相の生成を促進する効果を有する。また、Cは、固溶強化元素であり、ベイナイト相の強度を上昇させる効果も有する。引張強さ：980MPaの熱延鋼板を得るためには、C含有量を0.09％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.17％を超えると、HAZ部での硬度差増大に起因した溶接性が低下する問題が顕在化する。溶融金属部に近い冷却速度が大きい領域ではマルテンサイト組織となるが、マルテンサイト組織の硬度はC量増大に伴い上昇する。0.17％を超えるC量を含有した場合、このマルテンサイト組織となり硬化する領域と、母材に近い領域、すなわち冷却速度が小さく軟化する領域との硬度差が大きくなる。このため、軟化領域で溶接継手が破断し易くなり、溶接継手の引張強さが低下する。したがって、C含有量は0.09％以上0.17％以下とする。好ましくは、0.10％超0.16％以下である。
Si：1.0％超1.6％以下
Siは、鋼の靭性を阻害する粗大な酸化物やセメンタイトを抑制し、且つ、固溶強化にも寄与する元素である。また、Siは、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程でのベイナイト変態開始温度（Bs点）を上昇させ、ベイナイト変態を生じさせる温度域を広げる作用を有するため、熱延鋼板の材質安定性向上に有効な元素でもある。更に、Siは、鋼のHAZ部での軟化を抑制する作用を有し、熱延鋼板の溶接性改善に重要な元素である。
Siは、鋼の靭性を阻害する粗大な酸化物やセメンタイトを抑制し、且つ、固溶強化にも寄与する元素である。また、Siは、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程でのベイナイト変態開始温度（Bs点）を上昇させ、ベイナイト変態を生じさせる温度域を広げる作用を有するため、熱延鋼板の材質安定性向上に有効な元素でもある。更に、Siは、鋼のHAZ部での軟化を抑制する作用を有し、熱延鋼板の溶接性改善に重要な元素である。
以上のように、Siは、本発明において極めて重要な元素であり、上記の効果を得るにはSi含有量を1.0％超とする必要がある。一方、Si含有量が1.6％を超えると、熱延鋼板の靱性が低下する。したがって、Si含有量は1.0％超1.6％以下とする。好ましくは1.1％以上1.5％以下である。
Mn：1.5％以上2.5％以下
Mnは、フェライト相の核生成を抑制する作用を有し、熱延鋼板の強度上昇に寄与する重要な元素である。後述する所望の金属組織を得るには、Mn含有量を1.5％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.5％を超えると、鋼の鋳造性が著しく低下し、熱延鋼板の生産性が大幅に低下する。したがって、Mn含有量は1.5％以上2.5％以下とする。好ましくは1.6％以上2.4％以下である。
Mnは、フェライト相の核生成を抑制する作用を有し、熱延鋼板の強度上昇に寄与する重要な元素である。後述する所望の金属組織を得るには、Mn含有量を1.5％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.5％を超えると、鋼の鋳造性が著しく低下し、熱延鋼板の生産性が大幅に低下する。したがって、Mn含有量は1.5％以上2.5％以下とする。好ましくは1.6％以上2.4％以下である。
なお、ベイナイト相を得るための巻取り温度感受性を鈍化させ、熱延鋼板の材質安定性を向上させる観点からは、以下の(1)式を満たすようにC、Si、Mnの含有量を調整することが望ましい。
15≦−198×[％C]＋220×[％Si]−80×[％Mn]≦150 …(1)
15≦−198×[％C]＋220×[％Si]−80×[％Mn]≦150 …(1)
(1)式において、[％C]、[％Si]、[％Mn]はそれぞれC、Si、Mnの含有量（質量％）である。(1)式中辺の係数は、C、SiおよびMnの各元素が、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程でベイナイト相が得られる温度に及ぼす影響度合いを示している。また、(1)式中辺の値が小さいほど、ベイナイト相が得られる温度域が狭まり、熱延鋼板の材質安定性が低下する。
ベイナイトを主相とする熱延鋼板の材質安定性が要求される本発明においては、(1)式中辺の値を15以上とすることが好ましい。一方、(1)式中辺の値が過度に大きくなると、フェライト相が析出して熱延鋼板の強度が低下するおそれがある。強度低下の要因となるフェライト相の析出を抑制するには、(1)式中辺の値を150以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは30以上140以下である。
P ：0.03％以下
Pは、粒界に偏析して鋼の加工時に粒界割れの起点となる。このように、Pは、熱延鋼板の加工性を劣化させる有害な元素であるため、その含有量を極力低減することが好ましい。本発明では、上記問題点を回避すべく、P含有量を0.03％以下に制限する。好ましくは0.02％以下である。
Pは、粒界に偏析して鋼の加工時に粒界割れの起点となる。このように、Pは、熱延鋼板の加工性を劣化させる有害な元素であるため、その含有量を極力低減することが好ましい。本発明では、上記問題点を回避すべく、P含有量を0.03％以下に制限する。好ましくは0.02％以下である。
S ：0.005％以下
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延中に伸展する。このように伸展した介在物は、加工時に割れの起点となるため、熱延鋼板の加工性に悪影響を及ぼす。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.005％以下とする。好ましくは0.003％以下である。
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延中に伸展する。このように伸展した介在物は、加工時に割れの起点となるため、熱延鋼板の加工性に悪影響を及ぼす。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.005％以下とする。好ましくは0.003％以下である。
Al：0.08％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Al含有量を0.02％以上とすることが好ましい。一方で、Alは、酸化物等を形成して曲げ加工時にボイドの起点となるため、Al含有量が0.08％を超えると熱延鋼板の曲げ性への悪影響が顕在化する。したがって、Al含有量は0.08％以下とする。好ましくは0.06％以下である。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Al含有量を0.02％以上とすることが好ましい。一方で、Alは、酸化物等を形成して曲げ加工時にボイドの起点となるため、Al含有量が0.08％を超えると熱延鋼板の曲げ性への悪影響が顕在化する。したがって、Al含有量は0.08％以下とする。好ましくは0.06％以下である。
N ：0.0080％以下
Nは、製鋼、連続鋳造の段階でTiと結合してTiNを形成する。粗大なTiNは、フェライト核生成サイトになり易い。そのうえ、TiNが形成されると、固溶Tiが減少するため、鋼の焼入性が低下してフェライト相が生成し易くなり、引張強さ：980MPa以上の熱延鋼板を得ることが困難となる。したがって、本発明では、粗大なTiNの形成を抑制する必要があり、N含有量を0.0080％以下に制限する。好ましくは0.0070％以下である。但し、Nを低減しすぎると、TiNによる結晶粒の成長を抑制する作用がなくなり、結晶粒が粗大化して鋼板の靭性が低下する。このため、N含有量は0.0020％以上とすることが好ましい。
Nは、製鋼、連続鋳造の段階でTiと結合してTiNを形成する。粗大なTiNは、フェライト核生成サイトになり易い。そのうえ、TiNが形成されると、固溶Tiが減少するため、鋼の焼入性が低下してフェライト相が生成し易くなり、引張強さ：980MPa以上の熱延鋼板を得ることが困難となる。したがって、本発明では、粗大なTiNの形成を抑制する必要があり、N含有量を0.0080％以下に制限する。好ましくは0.0070％以下である。但し、Nを低減しすぎると、TiNによる結晶粒の成長を抑制する作用がなくなり、結晶粒が粗大化して鋼板の靭性が低下する。このため、N含有量は0.0020％以上とすることが好ましい。
Ti：0.09％以上0.14％以下
Tiは、固溶状態で熱延鋼板に存在している場合、フェライト相の核生成を抑制し、実質的に熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ti含有量を0.09％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が過剰に高くなると、熱延鋼板を製造する際、スラブ（鋼素材）の加熱段階で粗大なTiCを溶解することができない。粗大なTiCは応力集中部になり易く、熱延鋼板の靱性や加工性を低下させる。したがって、Ti含有量は0.14％以下とする。好ましくは0.10％以上0.13％以下である。
Tiは、固溶状態で熱延鋼板に存在している場合、フェライト相の核生成を抑制し、実質的に熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ti含有量を0.09％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が過剰に高くなると、熱延鋼板を製造する際、スラブ（鋼素材）の加熱段階で粗大なTiCを溶解することができない。粗大なTiCは応力集中部になり易く、熱延鋼板の靱性や加工性を低下させる。したがって、Ti含有量は0.14％以下とする。好ましくは0.10％以上0.13％以下である。
V ：0.05％以上0.25％以下
Vは、本発明において重要な元素のひとつである。Vは、Tiと同様に固溶状態でフェライト相の核生成を抑制する効果がある。本発明は、Siを適量含有させることを特徴のひとつとするが、フェライト生成元素であるSiを含有させると、フェライト変態がランアウトテーブル上での冷却中に開始してしまい、所望のベイナイト組織が得られなくなる。このような問題に対し、本発明者らによる検討の結果、TiとVとを複合添加することにより、所定量のSiを含有する場合であっても所望の焼入性を確保できることが確認された。また、この焼入性向上効果に加え、Vを適量含有すると、ベイナイトのラス構造が微細化することも確認された。これらの効果を得るには、V含有量を0.05％以上とする必要がある。一方、V含有量が0.25％を超えると、熱延鋼板の靱性が著しく低下する。したがって、V含有量は0.25％以下に限定する。好ましくは0.08％以上0.23％以下である。
Vは、本発明において重要な元素のひとつである。Vは、Tiと同様に固溶状態でフェライト相の核生成を抑制する効果がある。本発明は、Siを適量含有させることを特徴のひとつとするが、フェライト生成元素であるSiを含有させると、フェライト変態がランアウトテーブル上での冷却中に開始してしまい、所望のベイナイト組織が得られなくなる。このような問題に対し、本発明者らによる検討の結果、TiとVとを複合添加することにより、所定量のSiを含有する場合であっても所望の焼入性を確保できることが確認された。また、この焼入性向上効果に加え、Vを適量含有すると、ベイナイトのラス構造が微細化することも確認された。これらの効果を得るには、V含有量を0.05％以上とする必要がある。一方、V含有量が0.25％を超えると、熱延鋼板の靱性が著しく低下する。したがって、V含有量は0.25％以下に限定する。好ましくは0.08％以上0.23％以下である。
Cr：0％以上0.06％以下、Ni：0％以上0.06％以下、Mo：0％以上0.06％以下
Cr、Ni、Moはいずれも、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程でのベイナイト開始温度を低下させる元素である。したがって、Cr、Ni、Moの含有量が高くなると、ランアウトテーブルでの冷却が遷移沸騰領域に差し掛かり、巻取り温度が不安定となる結果、熱延鋼板の材質安定性が悪化する。このような理由により、Cr、Ni、Moの含有量は可能な限り低減することが望ましいが、それぞれ0.06％までは許容できるため、上限量を0.06％とした。また、これらの元素の含有量は、それぞれ0.04％以下とすることが好ましく、不純物レベルまで低減してもよい。更に、これらの元素の含有量は、いずれも0％とすることがより一層好ましい。なお、これらの元素の合計含有量は、0.1％以下とすることが好ましい。
Cr、Ni、Moはいずれも、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程でのベイナイト開始温度を低下させる元素である。したがって、Cr、Ni、Moの含有量が高くなると、ランアウトテーブルでの冷却が遷移沸騰領域に差し掛かり、巻取り温度が不安定となる結果、熱延鋼板の材質安定性が悪化する。このような理由により、Cr、Ni、Moの含有量は可能な限り低減することが望ましいが、それぞれ0.06％までは許容できるため、上限量を0.06％とした。また、これらの元素の含有量は、それぞれ0.04％以下とすることが好ましく、不純物レベルまで低減してもよい。更に、これらの元素の含有量は、いずれも0％とすることがより一層好ましい。なお、これらの元素の合計含有量は、0.1％以下とすることが好ましい。
以上が本発明の熱延鋼板における基本組成であるが、上記した基本組成に加えて更に、以下の元素を含有してもよい。
B ：0.0001％以上0.005％以下
Bは、粒界に偏析し易く、オーステナイト→フェライト変態の開始を抑制する効果があり、熱延鋼板の材質安定性を高める元素である。このような効果を得るには、B含有量を0.0001％以上にすることが好ましい。一方、B含有量が0.005％を超えると上記効果が飽和するため、0.005％以下にすることが好ましい。より好ましくは0.0003％以上0.003％以下である。
B ：0.0001％以上0.005％以下
Bは、粒界に偏析し易く、オーステナイト→フェライト変態の開始を抑制する効果があり、熱延鋼板の材質安定性を高める元素である。このような効果を得るには、B含有量を0.0001％以上にすることが好ましい。一方、B含有量が0.005％を超えると上記効果が飽和するため、0.005％以下にすることが好ましい。より好ましくは0.0003％以上0.003％以下である。
また、本発明の熱延鋼板は、以下の元素を含有してもよい。
Ca：0.0001％以上0.005％以下、REM：0.0001％以上0.005％以下のうちから選ばれる１種または２種
Ca、REM（REM：Sc、Yおよび原子番号57から71までのランタノイド元素）は、鋼中の介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るには、Ca、REMのうちから選ばれる１種以上を含有することが好ましく、これらの元素の含有量はいずれも0.0001％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素はいずれも、含有量が0.005％を超えると上記効果が飽和するため、Ca、REMの含有量はいずれも0.005％以下とすることが好ましい。また、Ca：0.0003％以上0.002％以下、REM：0.0003％以上0.002％以下とすることがより好ましい。更に、Ca、REMの両者を含有する場合には、CaとREMの合計含有量を0.0002％以上0.006％以下とすることが好ましく、0.0003％以上0.002％以下とすることがより好ましい。
Ca：0.0001％以上0.005％以下、REM：0.0001％以上0.005％以下のうちから選ばれる１種または２種
Ca、REM（REM：Sc、Yおよび原子番号57から71までのランタノイド元素）は、鋼中の介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るには、Ca、REMのうちから選ばれる１種以上を含有することが好ましく、これらの元素の含有量はいずれも0.0001％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素はいずれも、含有量が0.005％を超えると上記効果が飽和するため、Ca、REMの含有量はいずれも0.005％以下とすることが好ましい。また、Ca：0.0003％以上0.002％以下、REM：0.0003％以上0.002％以下とすることがより好ましい。更に、Ca、REMの両者を含有する場合には、CaとREMの合計含有量を0.0002％以上0.006％以下とすることが好ましく、0.0003％以上0.002％以下とすることがより好ましい。
なお、本発明の熱延鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
不可避的不純物としては、例えばSe、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、Sb、Cu、Sn、Mg等が挙げられ、これらの含有量は合計で0.1％以下とすることが好ましい。
不可避的不純物としては、例えばSe、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、Sb、Cu、Sn、Mg等が挙げられ、これらの含有量は合計で0.1％以下とすることが好ましい。
次に、本発明熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
ベイナイト相の面積率：80％以上
本発明の熱延鋼板は、強度−靱性バランスに優れたベイナイト相を主たる組織とする。本発明におけるベイナイト相は、上部ベイナイト、下部ベイナイト、ベイニティックフェライトを対象とする。
ベイナイト相の面積率：80％以上
本発明の熱延鋼板は、強度−靱性バランスに優れたベイナイト相を主たる組織とする。本発明におけるベイナイト相は、上部ベイナイト、下部ベイナイト、ベイニティックフェライトを対象とする。
ベイナイト相の面積率が80％未満であると、引張強さ：980MPa以上の熱延鋼板が得られなくなるうえ、材質ばらつきが大きくなる。したがって、ベイナイト相の面積率は80％以上とする。好ましくは85％超であり、材質安定性が特に要求される熱延鋼板の場合には、90％以上とすることがより好ましい。
本発明の熱延鋼板は、ベイナイト単相組織とすることが好ましいため、ベイナイト相の面積率を100％とする場合も含む。
ベイナイト相以外の組織を含有する場合には、当該組織としてフェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相が挙げられる。但し、マルテンサイト相や残留オーステナイト相が存在した状態であると、熱延鋼板の材質安定性が低下する。そのため、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率は、合計で7％以下とすることが好ましく、5％以下とすることがより好ましい。
ベイナイト相以外の組織を含有する場合には、当該組織としてフェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相が挙げられる。但し、マルテンサイト相や残留オーステナイト相が存在した状態であると、熱延鋼板の材質安定性が低下する。そのため、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率は、合計で7％以下とすることが好ましく、5％以下とすることがより好ましい。
Fe析出量：0.50％以下
ベイナイト相の硬度（強度）は、固溶C量の減少に伴い大きく低下する。それゆえ、ベイナイトを主相とする熱延鋼板において、引張強さ：980MPa以上を得るには、一定量以上の固溶C量を確保する必要がある。ベイナイトを主相とする熱延鋼板の場合、固溶状態でないCは主にセメンタイトとして析出する。そのため、セメンタイトの析出を抑制すれば、十分な固溶C量を確保することができ、延いては所望の熱延鋼板強度が得られる。
ベイナイト相の硬度（強度）は、固溶C量の減少に伴い大きく低下する。それゆえ、ベイナイトを主相とする熱延鋼板において、引張強さ：980MPa以上を得るには、一定量以上の固溶C量を確保する必要がある。ベイナイトを主相とする熱延鋼板の場合、固溶状態でないCは主にセメンタイトとして析出する。そのため、セメンタイトの析出を抑制すれば、十分な固溶C量を確保することができ、延いては所望の熱延鋼板強度が得られる。
セメンタイト（Fe3C）の析出量は、Fe析出量を分析することにより求められる。そして、Fe析出量が質量％で0.50％を上回る場合には、セメンタイトの析出量が増加し、固溶C量が不十分となる結果、所望の熱延鋼板強度が得られなくなる。したがって、Fe析出量を0.50％以下に限定する。好ましくは0.40％以下である。
なお、ベイナイト相の硬度（強度）は、ベイナイトラスの平均ラス間隔にも影響される。ベイナイトラスは、長方形の形態を成しており、長辺側長さと短辺側長さを定義することができる。短辺側長さをラス間隔とすると、平均ラス間隔が400nmを超える場合には、熱延鋼板の材質安定性が悪化する傾向にある。したがって、ベイナイト相の平均ラス間隔は400nm以下とすることが好ましい。前述のとおり、Vはベイナイト相のラスを微細化する効果がある。ベイナイト相の平均ラス間隔が400nm以下の組織を安定的に得るには、V含有量を0.1％以上にすることが好ましい。
以上のように、熱延鋼板の組成と組織を最適化することで、溶接性および材質安定性に優れた引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板が得られる。なお、本発明の熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、1.6mm以上10mm以下とすることが好ましい。
次に、本発明熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明は、上記した組成の鋼素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記熱間圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却を熱間圧延の仕上げ圧延終了後3s以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を15℃/s以上とし、前記巻き取り工程直前の巻取り温度を350℃以上550℃以下とすることを特徴とする。
本発明は、上記した組成の鋼素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記熱間圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却を熱間圧延の仕上げ圧延終了後3s以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を15℃/s以上とし、前記巻き取り工程直前の巻取り温度を350℃以上550℃以下とすることを特徴とする。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、TiNは主に連続鋳造時に析出するが、先述のとおり粗大化したTiNは熱延鋼板の強度低下を招来する。TiNの粗大化を抑制するには、連続鋳造時の鋳造速度を1.0m/min以上とすることでTiNの粒子成長を抑制し、TiNのサイズを5μm以下にすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度：1150℃以上1350℃以下
上記の如く得られた鋼素材に熱間圧延を施すが、本発明においては、熱間圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1150℃を下回ると、粗大な炭化物が溶解しないため、固溶C量が減少することになり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。一方、上記加熱温度が1350℃を上回ると、スケールが噛み込み、鋼板表面性状を悪化させる。
上記の如く得られた鋼素材に熱間圧延を施すが、本発明においては、熱間圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1150℃を下回ると、粗大な炭化物が溶解しないため、固溶C量が減少することになり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。一方、上記加熱温度が1350℃を上回ると、スケールが噛み込み、鋼板表面性状を悪化させる。
以上の理由により、鋼素材の加熱温度は1150℃以上1350℃以下とする。好ましくは1150℃以上1320℃以下である。但し、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が1150℃以上1350℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。上記加熱温度での鋼素材の保持時間は特に限定されないが、保持時間が長くなり過ぎると、鋼素材表面に脱炭層が形成され、耐疲労性の低下やスケールロスによる歩留まり低下などが懸念される。したがって、上記加熱温度での鋼素材の保持時間は、3600s未満とすることが好ましく、2400s以下とすることがより好ましい。なお、上記保持時間は、スケールの成長が顕著になる1200℃以上の温度域での保持時間とする。
鋼素材を上記加熱温度に加熱したのち、熱間圧延を施す。熱間圧延は通常、粗圧延と仕上げ圧延とからなるが、粗圧延条件については特に限定されない。また、例えば薄スラブ連鋳法によりスラブ（鋼素材）を鋳造する場合には、粗圧延を省略してもよい。
熱間圧延の仕上げ圧延温度：850℃以上
850℃を下回る温度で圧延すると、本発明鋼においては圧延荷重が著しく上昇し、製造が困難、もしくは不可能となる。更に、850℃を下回る温度で圧延すると、過度にオーステナイト相が加工された状態となるため、オーステナイト→フェライト変態が仕上げ圧延後の冷却過程で進行してしまい、所望の組織が得られなくなる。以上の理由により、仕上げ圧延温度は850℃以上とする。好ましくは、870℃以上960℃以下である。
850℃を下回る温度で圧延すると、本発明鋼においては圧延荷重が著しく上昇し、製造が困難、もしくは不可能となる。更に、850℃を下回る温度で圧延すると、過度にオーステナイト相が加工された状態となるため、オーステナイト→フェライト変態が仕上げ圧延後の冷却過程で進行してしまい、所望の組織が得られなくなる。以上の理由により、仕上げ圧延温度は850℃以上とする。好ましくは、870℃以上960℃以下である。
仕上げ圧延終了後、強制冷却を開始するまでの時間：3s以内
仕上げ圧延終了後、強制冷却を開始するまでに3秒超の時間が経過する場合には、オーステナイト→フェライト変態が開始し、所望の組織が得られなくなる。また、仕上げ圧延終了後の鋼板を、高温状態に長時間保持すると、ひずみ誘起析出により炭化物が生成し、鋼板の高強度化に寄与する固溶C量が減少する。したがって、本発明では、フェライト変態を抑制する目的や、ひずみ誘起析出を抑制する目的で、熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも3s以内に強制冷却を開始する。好ましくは2s以内である。
仕上げ圧延終了後、強制冷却を開始するまでに3秒超の時間が経過する場合には、オーステナイト→フェライト変態が開始し、所望の組織が得られなくなる。また、仕上げ圧延終了後の鋼板を、高温状態に長時間保持すると、ひずみ誘起析出により炭化物が生成し、鋼板の高強度化に寄与する固溶C量が減少する。したがって、本発明では、フェライト変態を抑制する目的や、ひずみ誘起析出を抑制する目的で、熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも3s以内に強制冷却を開始する。好ましくは2s以内である。
平均冷却速度：15℃/s以上
仕上げ圧延終了後、オーステナイト→フェライト変態開始を抑制するためには、出来る限り速やかに巻取り温度まで冷却する必要がある。仕上げ圧延後の強制冷却の平均冷却速度が15℃/sを下回ると、フェライト相が生成し、所望の組織が得られなくなる。したがって、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は15℃/s以上とする。好ましくは30℃/s以上である。但し、特に板厚が3.2mm以下の鋼板においては、過度に冷却速度が大きくなると、冷却停止温度の制御が困難となり、熱延鋼板の材質安定性が低下する。したがって、平均冷却速度は150℃/s以下とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了後、オーステナイト→フェライト変態開始を抑制するためには、出来る限り速やかに巻取り温度まで冷却する必要がある。仕上げ圧延後の強制冷却の平均冷却速度が15℃/sを下回ると、フェライト相が生成し、所望の組織が得られなくなる。したがって、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は15℃/s以上とする。好ましくは30℃/s以上である。但し、特に板厚が3.2mm以下の鋼板においては、過度に冷却速度が大きくなると、冷却停止温度の制御が困難となり、熱延鋼板の材質安定性が低下する。したがって、平均冷却速度は150℃/s以下とすることが好ましい。
巻取り温度：350℃以上550℃以下
本発明鋼において、ベイナイト相を得るための適切な巻取り温度は350℃以上550℃以下である。巻取り温度が350℃を下回ると、マルテンサイト相や残留オーステナイト相が生成し、熱延鋼板の材質安定性が低下する。一方、巻取り温度が550℃を上回ると、フェライト変態が進行するため、引張強さ：980MPa以上の熱延鋼板を得ることができなくなる。以上の理由により、巻取り温度は350℃以上550℃以下とする。好ましい巻取り温度の範囲は、350℃以上500℃以下である。なお、強制冷却を停止する温度は、巻取り温度と同様に、350℃以上550℃以下とすることが好ましく、350℃以上500℃以下とすることがより好ましい。
本発明鋼において、ベイナイト相を得るための適切な巻取り温度は350℃以上550℃以下である。巻取り温度が350℃を下回ると、マルテンサイト相や残留オーステナイト相が生成し、熱延鋼板の材質安定性が低下する。一方、巻取り温度が550℃を上回ると、フェライト変態が進行するため、引張強さ：980MPa以上の熱延鋼板を得ることができなくなる。以上の理由により、巻取り温度は350℃以上550℃以下とする。好ましい巻取り温度の範囲は、350℃以上500℃以下である。なお、強制冷却を停止する温度は、巻取り温度と同様に、350℃以上550℃以下とすることが好ましく、350℃以上500℃以下とすることがより好ましい。
表１に示す組成を有する肉厚250mmの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱間圧延を施し、板厚2.0〜8.0mmの熱延鋼板とした。なお、表２に記載の平均冷却速度は、仕上げ圧延温度から冷却停止温度までの平均冷却速度である。
得られた熱延鋼板について組織観察を行い、ベイナイト相の面積率、ベイナイトラスの平均ラス間隔を求めた。また、得られた熱延鋼板について抽出残渣分析を行い、Fe析出量を求めた。更に、得られた熱延鋼板について、引張試験および溶接試験を行い、機械的特性（強度、材質安定性等）および溶接性を評価した。組織観察、抽出残渣分析および各種試験の方法は、次のとおりとした。
（１）組織観察
ベイナイト相の面積率
得られた熱延鋼板の、圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で1000倍に拡大して10視野分撮影した。ベイナイト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察される形態を有する組織である。ベイナイト相の面積率は、画像解析によりベイナイト相とベイナイト相以外の相（フェライト相、マルテンサイト相等）とを分離し、観察視野に対するベイナイト相の面積率によって求めた。
ベイナイト相の面積率
得られた熱延鋼板の、圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で1000倍に拡大して10視野分撮影した。ベイナイト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察される形態を有する組織である。ベイナイト相の面積率は、画像解析によりベイナイト相とベイナイト相以外の相（フェライト相、マルテンサイト相等）とを分離し、観察視野に対するベイナイト相の面積率によって求めた。
平均ラス間隔
得られた熱延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：135000倍）で観察を行い、各サンプルにつき50箇所以上のベイナイトラス組織についてラス間隔を測定し、得られたラス間隔の平均値を平均ラス間隔とした。
得られた熱延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：135000倍）で観察を行い、各サンプルにつき50箇所以上のベイナイトラス組織についてラス間隔を測定し、得られたラス間隔の平均値を平均ラス間隔とした。
（２）抽出残渣分析
得られた熱延鋼板の板厚中央の位置からサンプルを採取し、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン−1mass％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）中で、サンプルの約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した。次いで、定電流電解後の電解液を0.2μmのフィルターで濾過捕集し、捕集物に含まれるFe量をICP発光分析装置により定量した。電解したサンプル質量と、捕集物に含まれるFe量から、析出Fe量（質量比）を求めた。
得られた熱延鋼板の板厚中央の位置からサンプルを採取し、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン−1mass％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）中で、サンプルの約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した。次いで、定電流電解後の電解液を0.2μmのフィルターで濾過捕集し、捕集物に含まれるFe量をICP発光分析装置により定量した。電解したサンプル質量と、捕集物に含まれるFe量から、析出Fe量（質量比）を求めた。
（３）引張試験
強度特性
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と垂直方向となるJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を３回行い、平均の降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）、全伸び（El）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは、10mm/minとした。なお、降伏強さは、下降伏点または0.2％耐力とした。
強度特性
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と垂直方向となるJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を３回行い、平均の降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）、全伸び（El）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは、10mm/minとした。なお、降伏強さは、下降伏点または0.2％耐力とした。
材質安定性（引張強さのばらつき）
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と垂直方向となるJIS5号引張試験片を計153枚作製した。具体的には、巻取り後の各熱延鋼板（熱延コイル）について、51箇所の長手方向位置（コイル長手方向を50等分した位置、コイル長手方向の先端位置、およびコイル長手方向の尾端位置）を特定し、各長手方向位置において、板幅方向中央部から上記JIS5号引張試験片を各長手方向位置につき３枚ずつ採取した。
熱延鋼板毎に、153枚の引張試験片を用いてJIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を行い、全引張試験片（計153個）の引張強さの標準偏差（引張強さのばらつき）を求めた。
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と垂直方向となるJIS5号引張試験片を計153枚作製した。具体的には、巻取り後の各熱延鋼板（熱延コイル）について、51箇所の長手方向位置（コイル長手方向を50等分した位置、コイル長手方向の先端位置、およびコイル長手方向の尾端位置）を特定し、各長手方向位置において、板幅方向中央部から上記JIS5号引張試験片を各長手方向位置につき３枚ずつ採取した。
熱延鋼板毎に、153枚の引張試験片を用いてJIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を行い、全引張試験片（計153個）の引張強さの標準偏差（引張強さのばらつき）を求めた。
（４）溶接試験
得られた熱延鋼板を用いてアーク溶接を行い、溶接サンプルを作製した。溶接サンプルは、同一熱延鋼板から採取した幅200mm×長さ300mmのサンプルの長さ（300mm）の辺同士を突き合わせ溶接して作製した。なお、幅200mm×長さ300mmのサンプルは、サンプルの長さ方向が圧延方向と一致するように採取した。溶接条件は、板隙：1mm、溶接電流：180A、溶接電圧：20V、溶接ワイヤ：神戸製鋼製MG-50（ワイヤ径：1.2mm）、溶接速度：80cm/min、シールドガス：CO2（80％）＋Ar（20％）の突き合わせ溶接とした。
次いで、各溶接サンプルから、JIS5号引張試験片を３枚ずつ作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠して、前記「（３）引張試験」の「強度特性」を評価する際に実施した引張試験と同一の引張条件で引張試験を行った。JIS5号引張試験片は、溶接サンプルの溶接ビード部が、試験片評点間距離中央部の試験片幅方向に横切るように作製した。また、引張試験のクロスヘッドスピードは、10mm/minとした。
引張試験により、破断までの最大荷重を計測し、板厚の影響を除くために最大荷重を板厚で除した値を求めた。また、溶接サンプルの破断位置を確認した。
得られた熱延鋼板を用いてアーク溶接を行い、溶接サンプルを作製した。溶接サンプルは、同一熱延鋼板から採取した幅200mm×長さ300mmのサンプルの長さ（300mm）の辺同士を突き合わせ溶接して作製した。なお、幅200mm×長さ300mmのサンプルは、サンプルの長さ方向が圧延方向と一致するように採取した。溶接条件は、板隙：1mm、溶接電流：180A、溶接電圧：20V、溶接ワイヤ：神戸製鋼製MG-50（ワイヤ径：1.2mm）、溶接速度：80cm/min、シールドガス：CO2（80％）＋Ar（20％）の突き合わせ溶接とした。
次いで、各溶接サンプルから、JIS5号引張試験片を３枚ずつ作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠して、前記「（３）引張試験」の「強度特性」を評価する際に実施した引張試験と同一の引張条件で引張試験を行った。JIS5号引張試験片は、溶接サンプルの溶接ビード部が、試験片評点間距離中央部の試験片幅方向に横切るように作製した。また、引張試験のクロスヘッドスピードは、10mm/minとした。
引張試験により、破断までの最大荷重を計測し、板厚の影響を除くために最大荷重を板厚で除した値を求めた。また、溶接サンプルの破断位置を確認した。
以上の結果を表３に示す。表３において、引張強さが980MPa以上、引張強さのばらつき（引張強さの標準偏差）が40MPa以下であり、溶接サンプル引張試験の最大荷重を板厚で除した値が22kN/mm以上、且つ溶接サンプル引張試験の破断が母材破断である場合は、本発明で求める材質のものとして評価を良好“○”とした。一方、上記条件のいずれか１つでも満足しない場合は、評価を不良“×”とした。
本発明例の熱延鋼板はいずれも、引張強さTS：980MPa以上であり、材質安定性および溶接性にも優れている。一方、本発明の範囲を外れる比較例の熱延鋼板は、所定の高強度が得られていないか、良好な材質安定性、溶接性が得られていない。
Claims (6)
- 質量％で、
C ：0.09％以上0.17％以下、 Si：1.0％超1.6％以下、
Mn：1.5％以上2.5％以下、 P ：0.03％以下、
S ：0.005％以下、 Al：0.08％以下、
N ：0.0080％以下、 Ti：0.09％以上0.14％以下、
V ：0.05％以上0.25％以下
を含有し、Cr、NiおよびMoの含有量をそれぞれ0.06％以下（0％を含む）に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ベイナイト相の面積率が80％以上であり、Fe析出量が0.50％以下である組織を有し、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板。 - 前記組成に加えて更に、質量％でB ：0.0001％以上0.005％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量％でCa：0.0001％以上0.005％以下、REM：0.0001％以上0.005％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板。
- 鋼素材を加熱し、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.09％以上0.17％以下、 Si：1.0％超1.6％以下、
Mn：1.5％以上2.5％以下、 P ：0.03％以下、
S ：0.005％以下、 Al：0.08％以下、
N ：0.0080％以下、 Ti：0.09％以上0.14％以下、
V ：0.05％以上0.25％以下
を含有し、Cr、NiおよびMoの含有量をそれぞれ0.06％以下（0％を含む）に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記熱間圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却を熱間圧延の仕上げ圧延終了後3s以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を15℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を350℃以上550℃以下とすることを特徴とする材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 前記組成に加えて更に、質量％でB ：0.0001％以上0.005％以下を含有することを特徴とする請求項４に記載の材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えて更に、質量％でCa：0.0001％以上0.005％以下、REM：0.0001％以上0.005％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013224230A JP5821929B2 (ja) | 2013-10-29 | 2013-10-29 | 材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN201480059048.8A CN105683402B (zh) | 2013-10-29 | 2014-10-15 | 高强度热轧钢板及其制造方法 |
| PCT/JP2014/005210 WO2015064029A1 (ja) | 2013-10-29 | 2014-10-15 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| TW103136631A TWI525200B (zh) | 2013-10-29 | 2014-10-23 | High strength hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013224230A JP5821929B2 (ja) | 2013-10-29 | 2013-10-29 | 材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015086411A true JP2015086411A (ja) | 2015-05-07 |
| JP5821929B2 JP5821929B2 (ja) | 2015-11-24 |
Family
ID=53003663
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013224230A Active JP5821929B2 (ja) | 2013-10-29 | 2013-10-29 | 材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5821929B2 (ja) |
| CN (1) | CN105683402B (ja) |
| TW (1) | TWI525200B (ja) |
| WO (1) | WO2015064029A1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106756539A (zh) * | 2016-12-05 | 2017-05-31 | 北京科技大学 | 一种具有纳米析出相的耐疲劳高强钢及其制备方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2020082105A (ja) * | 2018-11-19 | 2020-06-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 接合構造体及び接合構造体の製造方法 |
| CN114107791B (zh) * | 2020-08-31 | 2023-06-13 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法 |
| TWI796087B (zh) * | 2022-01-12 | 2023-03-11 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 熱軋鋼材與其製作方法 |
| CN116288046A (zh) * | 2023-02-16 | 2023-06-23 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 具有良好折弯性能的q690d热轧钢带及生产方法 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3716639B2 (ja) * | 1998-09-10 | 2005-11-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ベイナイト系高張力熱延鋼帯の製造方法 |
| WO2003066921A1 (fr) * | 2002-02-07 | 2003-08-14 | Jfe Steel Corporation | Tole d'acier haute resistance et procede de production |
| CN1643167A (zh) * | 2002-03-29 | 2005-07-20 | 新日本制铁株式会社 | 高温强度优异的高强度钢及其制造方法 |
| JP4955496B2 (ja) * | 2007-09-28 | 2012-06-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP5348071B2 (ja) * | 2010-05-31 | 2013-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5724267B2 (ja) * | 2010-09-17 | 2015-05-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5126326B2 (ja) * | 2010-09-17 | 2013-01-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5655712B2 (ja) * | 2011-06-02 | 2015-01-21 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板の製造方法 |
| WO2014171062A1 (ja) * | 2013-04-15 | 2014-10-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
2013
- 2013-10-29 JP JP2013224230A patent/JP5821929B2/ja active Active
-
2014
- 2014-10-15 CN CN201480059048.8A patent/CN105683402B/zh active Active
- 2014-10-15 WO PCT/JP2014/005210 patent/WO2015064029A1/ja active Application Filing
- 2014-10-23 TW TW103136631A patent/TWI525200B/zh not_active IP Right Cessation
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106756539A (zh) * | 2016-12-05 | 2017-05-31 | 北京科技大学 | 一种具有纳米析出相的耐疲劳高强钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5821929B2 (ja) | 2015-11-24 |
| CN105683402A (zh) | 2016-06-15 |
| TW201522663A (zh) | 2015-06-16 |
| TWI525200B (zh) | 2016-03-11 |
| CN105683402B (zh) | 2018-08-07 |
| WO2015064029A1 (ja) | 2015-05-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5516784B2 (ja) | 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管 | |
| JP5392441B1 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法 | |
| JP4844687B2 (ja) | 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法 | |
| KR101846759B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP6435122B2 (ja) | 冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板、冷間プレス成形角形鋼管、及び溶接方法 | |
| JP5760519B2 (ja) | 靭性に優れる圧延ｈ形鋼およびその製造方法 | |
| JP5765497B1 (ja) | 溶接部品質の優れた電縫鋼管及びその製造方法 | |
| JP5481976B2 (ja) | 高強度溶接鋼管用高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2015064077A1 (ja) | フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2016211073A (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5045074B2 (ja) | 低降伏比を有する高張力薄肉鋼板およびその製造方法 | |
| JP2018053281A (ja) | 角形鋼管 | |
| JP2013104124A (ja) | 曲げ加工性に優れた直接焼入れ焼戻し型高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5821929B2 (ja) | 材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2018062342A1 (ja) | 高強度めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP2015190026A (ja) | ラインパイプ用厚肉高強度電縫鋼管およびその製造方法 | |
| JP2017193759A (ja) | 厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007177325A (ja) | 低降伏比を有する高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013139610A (ja) | 引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011214053A (ja) | 超大入熱溶接部靭性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5935843B2 (ja) | スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2016060141A1 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP2005068478A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP5176847B2 (ja) | 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2008169440A (ja) | 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150227 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20150227 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20150317 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150512 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150624 |
|
| 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: 20150908 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20150921 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5821929 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 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |