JP2020509186A - 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents

曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2020509186A
JP2020509186A JP2019532758A JP2019532758A JP2020509186A JP 2020509186 A JP2020509186 A JP 2020509186A JP 2019532758 A JP2019532758 A JP 2019532758A JP 2019532758 A JP2019532758 A JP 2019532758A JP 2020509186 A JP2020509186 A JP 2020509186A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
excluding
steel sheet
steel
hot
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
Application number
JP2019532758A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6843245B2 (ja
Inventor
ヨン−サン アン、
ヨン−サン アン、
チャン−ヒョ ソ、
チャン−ヒョ ソ、
ギ−ヒョン パク、
ギ−ヒョン パク、
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2020509186A publication Critical patent/JP2020509186A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6843245B2 publication Critical patent/JP6843245B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C38/18—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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—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
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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

Abstract

本発明は、自動車構造部材用に用いられる引張強度７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼に関するものであり、より詳細には、ＤＰ鋼の特性である低降伏比及び高延性を満たすとともに、曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼及びその製造方法に関するものである。

Description

本発明は、自動車構造部材用に用いられる高張力鋼に関するものであり、より詳細には、曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼及びその製造方法に関するものである。
地球環境保全のための自動車の燃費規制が強化されるにつれて、自動車車体の軽量化が積極的に進んでいる。その対策の一つとして、鋼板の高強度化による自動車素材の重量減少化が挙げられる。
一般に、高強度自動車素材は、析出強化鋼、焼付硬化鋼、固溶強化鋼、変態強化鋼などに区分することができる。
このうち変態強化鋼としては、二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＤＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ、ＴＲＩＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＣＰ鋼）などがある。このような変態強化鋼を先端高強度鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ、ＡＨＳＳ）と呼んでいる。
上記ＤＰ鋼は、軟質のフェライト中に硬質のマルテンサイトが微細均質に分散されて高強度を確保する鋼であり、ＣＰ鋼は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトの二相または三相を含み、強度向上のためにＴｉ、Ｎｂなどの析出硬化元素を含む鋼である。ＴＲＩＰ鋼は、微細均質に分散された残留オーステナイトを常温で加工する場合、マルテンサイト変態を起こし、高強度高延性の確保が可能な鋼種である。
最近、自動車用鋼板は、燃費向上や耐久性向上のために、より高い強度の鋼板が求められており、衝突安全性及び乗客保護の目的で、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が車体構造用や補強材として用いられるようになってきている。
今までは、ストレッチ（ｓｔｒｅｔｃｈｉｎｇ）性を向上させるために、主に延性と引張強度の観点から鋼材の開発が進められてきたが、最近では、加工の際にせん断機でせん断したカット−エッジ（ｃｕｔ−ｅｄｇｅ）の延性（ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ）が低くて、加工の際にエッジ（ｅｄｇｅ）部位にクラックが発生する事例が頻繁に発生している。特に、シルサイド（ｓｉｌｌ ｓｉｄｅ）、シート（ｓｅａｔ）部品のような曲げ性または伸びフランジ性が求められる部品は、伸びが優れていても、曲げ加工性（ｂｅｎｄａｂｉｌｉｔｙ）または伸びフランジ性（ｓｔｒｅｔｃｈ−ｆｌａｎｇｅａｂｉｌｉｔｙ）が劣化すると、部品として用いることができない。
従来の部品成形に優れたＤＰ鋼を上記のような部品の製造に用いてきた自動車会社は、上述の問題点を解決するために、ＤＰ鋼の特性である低降伏比と高延性を満たすとともに、曲げ性と伸びフランジ性に優れたＤＰ鋼の開発を求めている。
一方、自動車用鋼板は、高い耐食性が求められるため、従来から耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が用いられてきた。そして、このような鋼板は、再結晶焼鈍及びめっきを同一のラインで行う連続溶融亜鉛めっき設備を介して製造されるため、優れた耐食性を有する鋼板を安価で製造することが可能であった。
また、溶融亜鉛めっき後に再加熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、優れた耐食性に加え、溶接性や成形性にも優れるという点で広く用いられている。
しかし、鋼の強度を向上させるために添加する硬化能元素でありながら酸化性元素であるＳｉ、Ｍｎなどのため、溶融めっき表面品質の確保が難しいのが実情である。
したがって、自動車の軽量化のためには、ＤＰ鋼の特性である低降伏比と高延性はもちろん、曲げ性と伸びフランジ性に優れたＤＰ鋼の開発が必要であるのみならず、優れた耐食性及び溶接性を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板の開発も必要である。
高張力鋼板における加工性を向上させた従来技術として、特許文献１には、マルテンサイトを主体とする複合組織からなる鋼板であって、加工性を向上させるために、組織中部に粒径１〜１００ｎｍの微細析出銅粒子を分散させた高張力鋼板の製造方法が開示されている。
しかし、この技術は、良好な微細Ｃｕ粒子を析出させるために、Ｃｕを２〜５％と過剰に添加しなければならない。これにより、上記Ｃｕから起因する赤熱脆性が発生する恐れがあり、製造コストが上昇しすぎるという問題がある。
一方、穴広げ性が良好な高張力溶融亜鉛めっき鋼板を提示する特許文献２には、フェライトを基地組織として、パーライトを２〜１０面積％含む組織を有する析出強化型鋼板が開示されている。上記析出強化型鋼板は、主にＮｂ、Ｔｉ、Ｖなどのような炭窒化物形成元素の添加による析出強化及び結晶粒微細化によって強度を向上させた鋼板であって、穴広げ性は良好であるが、引張強度を向上させるには限界があり、降伏強度が高く、延性が低いために、プレス成形の際にクラックが発生するという問題がある。
他の技術の特許文献３には、残留オーステナイト相を活用した、加工性に優れた複合組織鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この技術は、多量のＳｉとＡｌを添加するため、めっき品質の確保が難しく、製鋼及び連続鋳造の際に表面品質の確保が難しいという欠点がある。また、自動車会社が求める低降伏比を確保し難く、これにより、プレス成形の際に加工クラックが発生するという問題がある。
日本公開特許第２００５−２６４１７６号公報 韓国公開特許第２０１５−００７３８４４号公報 日本公開特許第２０１５−１１３５０４号公報
本発明の一側面は、引張強度７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼に関するものであり、より詳細には、ＤＰ（Ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ）鋼の特性である低降伏比及び高延性を満たすとともに、曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．５％以下（０％は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．５％以下（０％は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００３〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００３〜０．０６％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む素地鋼板、及び上記素地鋼板の少なくとも一面に亜鉛系めっき層を含み、下記式（１）で表されるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの成分関係が５以上であり、
上記素地鋼板は、微細組織として、面積分率１０〜３０％のマルテンサイト、２０〜４０％の焼戻しマルテンサイト及び残部フェライトを含み、上記素地鋼板の厚さ１／４ｔ（ここで、ｔは鋼の厚さ（ｍｍ）を意味する）地点において、下記式（２）で表されるマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の硬度比が２以下であり、下記式（３）で表されるマルテンサイト相とフェライト相の硬度比が３以下である、曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼を提供する。
式（１）
｛（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／Ｃ｝≧５
（ここで、各成分は、該当元素の重量含量を意味する。）
式（２）
（ＨＭ／ＨＴＭ）≦２
（ここで、Ｍはマルテンサイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイトを意味する。）
式（３）
（ＨＭ／ＨＦ）≦３
（ここで、Ｍはマルテンサイト、Ｆはフェライトを意味する。）
本発明の他の一側面は、上述の合金組成及び成分関係を満たす鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブをＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を４００〜７００℃の温度範囲で巻取る段階と、上記巻取り後に４０〜８０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記冷延鋼板をＡｃ１＋３０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍後に６３０〜６７０℃まで２〜１４℃／ｓの冷却速度で１次冷却する段階と、上記１次冷却後に水素冷却設備で３００〜４００℃まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で２次冷却する段階と、上記２次冷却後に４００〜５００℃の温度範囲で再加熱（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ）する段階と、上記再加熱後に溶融亜鉛めっきする段階と、上記溶融亜鉛めっき後にＭｓ〜１００℃まで３℃／ｓ以上の冷却速度で最終冷却する段階と、を含む、曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼の製造方法を提供する。
本発明によると、合金組成及び製造条件を適正にすることにより、ＤＰ鋼が有する特性である低降伏比及び高延性を満たすとともに、曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼を提供するという効果がある。
本発明の高張力鋼は、様々な特性を複合的に必要とする自動車用構造用部品の素材として、多様に適用することができるという効果がある。
本発明の一実施例における、発明鋼と比較鋼の素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣ間の含量比（濃度比）によるＭ相とＴＭ相の硬度比（ＨＭ／ＨＴＭ）の変化を示す図である。 本発明の一実施例における、発明鋼と比較鋼の素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣ間の含量比（濃度比）によるＭ相とＦ相の硬度比（ＨＭ／ＨＦ）の変化を示す図である。 本発明の一実施例における、発明鋼と比較鋼のＨＥＲ値と３点曲げ角の積（ＨＥＲ×３点曲げ角）の値及び降伏比を示す図である。
本発明者らは、従来のＤＰ鋼が有する低降伏比と高延性を満たすとともに、優れた曲げ性と伸びフランジ性を確保することができる方案について鋭意研究した。その結果、合金組成及び製造条件を適正にすることにより、目標とする物性の確保に有利な微細組織を有する高張力鋼を製造することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
特に、本発明は、鋼板（素地鋼板）の厚さ１／４ｔ地点における基地組織中の特定成分の含量を制御し、製造条件を適正にすることによって、最終組織にフェライト相及びマルテンサイト相と共に焼戻しマルテンサイト相を導入することができ、上記各相を微細且つ均一に分散させることができるため、マルテンサイトバンドの形成を抑制するという効果がある。
また、フェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒの固溶濃度を高め、上記焼戻しマルテンサイトの生成に起因するマルテンサイトのＣ濃度を低下させることにより、相（ｐｈａｓｅ）間硬度差を最小限に抑えることができる。これにより、成形性と曲げ性、伸びフランジ性が向上するという点に技術的意義がある。
このように、微細な焼戻しマルテンサイトを導入しながらも、フェライトとマルテンサイトを一定分率以上に精密制御した複合組織は、塑性変形の初期段階で、低応力によって変形が開始して降伏比が低くなり、加工硬化率が高い特性を示す。また、このような微細組織の変化は、局部的な応力及び変形を緩和させて気孔の生成及び成長、合体を遅らせることにより、延性を向上させるという効果がある。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼は、素地鋼板及び上記素地鋼板の少なくとも一面に亜鉛系めっき層を含む溶融亜鉛系めっき鋼板であり、上記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．５％以下（０％は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．５％以下（０％は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００３〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００３〜０．０６％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除く）を含むことが好ましい。
以下では、本発明における上記素地鋼板の合金組成を上述のように制御した理由について詳細に説明する。このとき、特に記載がない限り、各合金組成の含量は重量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．１５％
炭素（Ｃ）は、鋼の変態組織を強化させるために添加する主要元素である。このようなＣは鋼の高強度化を図り、複合組織鋼においてマルテンサイトの形成を助長する。上記Ｃの含量が増加するほど鋼中のマルテンサイト量が増加する。
しかし、このようなＣの含量が０．１５％を超えると、鋼中にマルテンサイト量が増加して強度は高くなるが、炭素濃度が相対的に低いフェライトとの強度差が大きくなる。このような強度差は、応力付加の際に相間界面で破壊を簡単に起こすため、曲げ特性と伸びフランジ性が低下するという問題がある。また、溶接性に劣り、顧客社で部品を加工する際に溶接欠陥が発生する。一方、上記Ｃの含量が０．０５％未満であると、目標とする強度を確保し難くなる。
したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０５〜０．１５％に制御することが好ましい。より好ましくは０．０６〜０．１２％含むことができる。
Ｓｉ：１．５％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の延性を低下させることなく強度を確保するのに有用な元素である。また、フェライトの形成を促進し、未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成を促進する元素である。また、固溶強化能が良いため、フェライトの強度を高めて相（ｐｈａｓｅ）間硬度差を小さくするのに効果的である。
しかし、このようなＳｉの含量が１．５％を超えると、めっき表面品質に劣り、溶融亜鉛めっきの際に表面品質の確保が難しくなるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を１．５％以下に制御することが好ましく、０％は除く。より好ましくは、０．１〜１．０％に制御することができる。
Ｍｎ：１．５〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、延性を低下させることなく粒子を微細化させ、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして完全に析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止するという効果がある。また、上記Ｍｎは、鋼を強化する元素であるとともに、複合組織鋼においてマルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を下げる役割を果たし、マルテンサイトをより簡単に形成するのに有用である。
このようなＭｎの含量が１．５％未満であると、上述の効果を得ることが難しいだけでなく、目標レベルの強度を確保することが難しくなる。一方、その含量が２．５％を超えると、溶接性、熱間圧延性などに問題が発生する可能性が高く、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定となり、組織中のＭｎ−Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物帯）が形成されて加工クラック及び板破断が発生する危険が高くなるという問題がある。また、焼鈍の際にＭｎ酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を１．５〜２．５％に制御することが好ましい。より好ましくは、１．７０〜２．３５％含むことができる。
Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、オーステナイトがパーライトに変態することを遅らせるとともに、フェライトの微細化及び強度向上のために添加する元素である。このようなＭｏは、鋼の硬化能を向上させてマルテンサイトを結晶粒界（ｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させ、降伏比を制御することができるという利点がある。但し、モリブデン（Ｍｏ）は高価な元素であるため、含量が高くなるほど製造上不利となる問題があるため、その含量を適切に制御することが好ましい。
上述の効果を十分に得るためには、上記Ｍｏを最大０．２％添加することが好ましい。もし、その含量が０．２％を超えると、合金原価の急激な上昇を招いて経済性が低下し、過度な結晶粒微細化効果と固溶強化効果によって、むしろ鋼の延性も低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｏの含量を０．２％以下に制御することが好ましく、０％は除く。より好ましくは０．０１〜０．１５％含むことできる。
Ｃｒ：１．５％以下（０％は除く）
クロム（Ｃｒ）は、上記Ｍｎと類似の特性を有する成分であり、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する元素である。このようなＣｒは、マルテンサイトの形成に有効であり、強度上昇に対する延性の低下を最小限に抑えて高延性を有する複合組織鋼の製造に有利である。特に、熱間圧延過程では、Ｃｒ２３Ｃ６のようなＣｒ系炭化物を形成するが、焼鈍過程でその一部は溶解し、一部は溶解せずに残って、冷却後にマルテンサイト中の固溶Ｃ量を適正レベル以下に制御することができる。したがって、降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）の発生を抑制して、降伏比の低い複合組織鋼の製造に有利であるという効果がある。
本発明における上記Ｃｒの添加は、硬化能向上を図ってマルテンサイトの形成を簡単にするが、その含量が１．５％を超えると、マルテンサイトの形成割合が過度に増加し、且つＣｒ系炭化物の分率が高くなって粗大化し、焼鈍後にマルテンサイトのサイズが粗大となる。これにより、伸びの低下を招くという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を１．５％以下に制御することが好ましく、０％は除く。
Ｐ：０．１％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、鋼の成形性を大きく阻害することなく、強度確保に有利な元素であるが、過剰に添加すると、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加して熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が増加し、めっき表面特性を阻害する元素として作用するという問題がある。
したがって、上記Ｐの含量を０．１％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不純物元素として不可避に添加される元素であるため、その含量をできるだけ低く管理することが好ましい。特に、上記Ｓは、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるという問題があるため、その含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％
可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の粒度微細化と脱酸のために添加される元素である。このようなｓｏｌ．Ａｌの含量が０．０２％未満であると、通常の安定した状態でアルミニウムキルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を製造することが難しくなる。一方、その含量が０．０６％を超えると、結晶粒微細化効果によって強度上昇には有利であるが、製鋼連鋳操業の際に介在物が過剰に形成されてめっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高くなるだけでなく、製造原価の上昇を招くという問題がある。
したがって、本発明では、ｓｏｌ．Ａｌの含量を０．０２〜０．０６％に制御することが好ましい。
Ｔｉ：０．００３〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０６％
チタン（Ｔｉ）とニオブ（Ｎｂ）は、鋼の強度上昇及び粒径微細化に有効な元素である。このようなＴｉとＮｂの含量がそれぞれ０．００３％未満であると、上述の効果を十分に確保することが難しい。一方、その含量がそれぞれ０．０６％を超えると、製造コストが上昇し、析出物が過剰に生成されて延性を大きく阻害する恐れがある。
したがって、本発明では、上記ＴｉとＮｂはそれぞれ、０．００３〜０．０６％に制御することが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、鋼中に不純物元素として不可避に添加される元素である。このようなＮは、できるだけ低く管理することが重要であるが、そのために鋼の精錬コストが急激に上昇するという問題がある。したがって、操業条件が可能な範囲である０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｂ：０．００３％以下（０％は除く）
ボロン（Ｂ）は、焼鈍中の冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態することを遅らせるのに有利な元素である。このようなＢの含量が０．００３％を超えると、Ｂが表面に過剰に濃化してめっき密着性の劣化を招くという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｂの含量を０．００３％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に添加される水準を考慮して０％は除く。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。このような不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
一方、本発明で目的とする成形性、曲げ性、伸びフランジ性などの物性を確保するためには、上述の合金組成を満たすとともに、次のように微細組織を満たす必要がある。
具体的には、本発明の高張力鋼は、その素地鋼板の微細組織が面積分率で、１０〜３０％のマルテンサイト、２０〜４０％の焼戻しマルテンサイト及び残部フェライトを含むことが好ましい。
複合組織鋼、即ち、ＤＰ鋼の特性である低降伏比と高延性を満たすとともに、優れた曲げ性及び伸びフランジ性を確保するためには、組織相（ｐｈａｓｅ）と分率の制御が重要である。
そこで、本発明では、焼戻しマルテンサイト相を導入することに技術的特徴があり、上記焼戻しマルテンサイト相は、フェライトとマルテンサイトとの間に生成されることにより、マルテンサイトとフェライトの相（ｐｈａｓｅ）間硬度差を小さくするという効果がある。
このとき、上記焼戻しマルテンサイト相の分率を２０〜４０％に制御する場合、焼戻しマルテンサイトの生成に起因するマルテンサイト相のＣ濃度を低下させることにより、相間硬度差を小さくするのに効果的である。しかし、上記焼戻しマルテンサイト相の分率が４０％を超えると、降伏強度が増加してＤＰ鋼の特性である低降伏比及び高延性の物性を確保することが難しくなるという問題がある。
また、上記マルテンサイト相の分率を１０〜３０％に制御し、上記フェライト相の分率を３０％以上に制御すると、塑性変形の初期段階で低応力によって変形が開始して降伏比が低くなり、加工硬化率が高い特性を示す。また、このような組織の変化は、局部的な応力及び変形を緩和させて気孔の生成及び成長、合体を遅らせることにより延性を向上させるという効果がある。しかし、上記マルテンサイト相分率が３０％を超えると、相間硬度差が大きくなって曲げ性と伸びフランジ性の積（ＨＥＲ×曲げ角（３点曲げ角））の値を３０００以上確保することが難しくなる。この場合、部品への成形の際にせん断変形によってエッジ（ｅｄｇｅ）部や予めせん断した穴の周囲でクラック（ｃｒａｃｋ）が発生するか、または曲げを受ける部位で加工クラックが発生するという問題がある。
上述の微細組織を有する本発明の素地鋼板は、下記式（１）で表されるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの成分関係が５以上であることが好ましい。
式（１）
｛（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／Ｃ｝≧５
（ここで、各成分は、該当元素の重量含量を意味する。）
これは、フェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒの固溶濃度を高めて相間硬度差を効果的に低減させるためのものであり、上記素地鋼板の厚さ１／４ｔ（ここで、ｔは鋼の厚さ（ｍｍ）を意味する）地点におけるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣ間の成分関係が式（１）を満たす場合、上記素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点において、下記式（４）で表されるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの含量比を２５０以上確保することができる。
式（４）
｛（ＳｉＦ＋ＭｏＦ＋ＣｒＦ）／ＣＦ｝≧２５０
もし、上記式（１）の値が５未満であると、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｒによる固溶強化効果を十分に得ることが難しいため、素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの含量比（式（４））を２５０以上確保することが難しくなる。即ち、相間硬度差を効果的に低減させることが難しくなる。
上述のように、素地鋼板の微細組織に加え、厚さ１／４ｔ地点内の合金組成間の関係を制御して満足させることにより、上記素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点において、下記式（２）で表されるマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の硬度比を２以下、下記式（３）で表されるマルテンサイト相とフェライト相の硬度比を３以下確保することができる。
式（２）
（ＨＭ／ＨＴＭ）≦２（ここで、Ｍはマルテンサイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイトを意味する。）
式（３）
（ＨＭ／ＨＦ）≦３（ここで、Ｍはマルテンサイト、Ｆはフェライトを意味する。）
本発明の高張力鋼は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が０．７以下であり、且つ（ＨＥＲ×曲げ角）の値が３０００以上と、低降伏比と高延性を満たすとともに、優れた曲げ性伸びフランジ性を確保することができる。
以下、本発明の他の一側面である、本発明で提供する曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼を製造する方法について詳細に説明する。
簡単には、本発明は、［鋼スラブ加熱−熱間圧延−巻取り−冷間圧延−連続焼鈍−冷却−再加熱（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ）−溶融亜鉛めっき−冷却］工程を経て目的とする高張力鋼を製造することができ、各段階の条件については、下記に詳細に説明する。
［鋼スラブ加熱］
まず、上述の成分系を有する鋼スラブを加熱する。本工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、目標とする鋼板の物性を十分に得るために行われる。本発明では、このような加熱工程の工程条件については特に制限せず、通常の条件であればよい。一例として、１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱工程を行うことができる。
［熱間圧延］
上記に従って加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。
より好ましくは、上記仕上げ熱間圧延はＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。もし、上記仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３＋５０℃未満であると、フェライト及びオーステナイトの二相域圧延が行われ、材質の不均一性を招く恐れがある。一方、その温度が９５０℃を超えると、高温圧延による異常粗大粒の形成によって材質不均一が生じる恐れがあり、これにより、熱延鋼板の冷却の際にコイル捻り現象が発生することがあるため、好ましくない。
［巻取り］
上記に従って製造された熱延鋼板を巻取ることが好ましい。
上記巻取りは４００〜７００℃の温度範囲で行うことが好ましい。もし、上記巻取り温度が４００℃未満であると、過剰なマルテンサイトまたはベイナイトの形成によって熱延鋼板の過度な強度上昇を招き、後続する冷間圧延の際に負荷による形状不良などの問題が生じることがある。一方、巻取り温度が７００℃を超えると、鋼中のＳｉ、Ｍｎ及びＢなど、溶融亜鉛めっきの濡れ性を低下させる元素の表面濃化が著しくなる。
［冷間圧延］
上記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造することが好ましい。
上記冷間圧延は、４０〜８０％の冷間圧下率で行うことが好ましい。もし、上記冷間圧下率が４０％未満であると、目標とする厚さの確保が難しくなるだけでなく、鋼板の形状矯正が難しくなるという問題がある。一方、上記冷間圧下率が８０％を超えると、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延負荷を引き起こすという問題がある。
［連続焼鈍］
上記に従って製造された冷延鋼板を連続焼鈍処理することが好ましい。上記連続焼鈍処理は、一例として、連続合金化溶融めっき炉で行われることができる。
上記連続焼鈍段階は、再結晶と同時にフェライトとオーステナイト相を形成し、炭素を分解する。
上記連続焼鈍処理は、Ａｃ１＋３０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で行うことが好ましく、より好ましくは７８０〜８３０℃の温度範囲で行うことができる。
上記連続焼鈍の際に、その温度がＡｃ１＋３０℃未満であると、十分な再結晶が行われないだけでなく、オーステナイトを十分に形成することが難しいため、焼鈍後に目標レベルのマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の分率を得ることが難しい。一方、上記連続焼鈍温度がＡｃ３−２０℃を超えると、生産性が低下し、オーステナイト相が過剰に形成される。これにより、冷却後に焼戻しマルテンサイト分率が大きく増加して降伏強度が上昇し、延性が低下するという問題がある。また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂなどの溶融亜鉛めっきの濡れ性を阻害する元素による表面濃化が著しくなってめっき表面品質が低下する恐れがある。
［冷却］
上記に従って連続焼鈍処理された冷延鋼板を段階的に冷却することが好ましい。
具体的には、上記冷却は６３０〜６７０℃まで２〜１４℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却した後、３００〜４００℃まで、より有利には、Ｍｓ〜Ｍｓ−５０℃まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２次冷却することが好ましい。
上記１次冷却のときの終了温度が６３０℃未満であると、温度が低すぎるため、炭素の拡散活動度が低く、フェライト中の炭素濃度が高くなって降伏比が増加し、加工の際にクラックが発生する傾向が高くなる。一方、終了温度が６７０℃を超えると、炭素拡散の側面では有利であるが、後続工程である２次冷却のときに過剰に高い冷却速度が求められるという欠点がある。また、上記１次冷却のときの平均冷却速度が２℃／ｓ未満であると、生産性の側面で不利であり、一方、１４℃／ｓを超えると、炭素の拡散が十分に起こらないため、好ましくない。
上述の条件で１次冷却を完了した後、２次冷却を行うことが好ましい。但し、上記２次冷却のときにその終了温度が３００℃未満であると、マルテンサイト相分率が過剰となり、目標とする低降伏比を確保することが難しくなる。一方、その終了温度が４００℃を超えると、マルテンサイト相を十分に確保できず、後続工程において焼戻しマルテンサイト相を十分な分率で確保することが難しくなる。これにより、相間硬度差を効果的に低減することが難しくなる。また、上記２次冷却のときの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、マルテンサイト相が十分に形成されない恐れがある。
より好ましくは、１５℃／ｓ以上で行うことが有利であり、その上限については特に限定せず、冷却設備を考慮して選択することができる。
そして、上記２次冷却は、水素ガス（Ｈ２ ｇａｓ）を用いる水素冷却設備を用いることが好ましい。このように、水素冷却設備を用いて冷却を行うことにより、上記２次冷却のときに発生し得る表面酸化を抑制するという効果がある。
［再加熱（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ）］
上記に従って冷却が完了した冷延鋼板を一定の温度範囲で再加熱することにより、上記冷却工程で形成されたマルテンサイト相を焼戻しして焼戻しマルテンサイト相を形成することが好ましい。
上記焼戻しマルテンサイト相を十分に確保するためには、４００〜５００℃の温度範囲で再加熱を行うことが好ましい。もし、上記再加熱のときにその温度が４００℃未満であると、マルテンサイトの焼戻しによる軟化が不足して焼戻しマルテンサイトの硬度が増加し、相間硬度差が大きくなるという問題がある。一方、その温度が５００℃を超えると、マルテンサイトの焼戻しによる軟化が過剰となり、目標とする強度を確保することが難しくなる。
［溶融亜鉛めっき］
上記に従って再加熱された冷延鋼板を、溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を製造することが好ましい。
このとき、溶融亜鉛めっきは、通常の条件で行うことができるが、一例として４３０〜４９０℃の温度範囲で行うことができる。また、上記溶融亜鉛めっきの際の溶融亜鉛系めっき浴の組成については特に限定せず、純粋亜鉛めっき浴であるか、またはＳｉ、Ａｌ、Ｍｇなどを含む亜鉛系合金めっき浴であることができる。
［最終冷却］
上記溶融亜鉛めっきを完了した後、Ｍｓ〜１００℃まで３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。この過程で、素地鋼板にフレッシュマルテンサイト（ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相を新たに形成することができる。
上記冷却のときにその終了温度がＭｓを超えると、マルテンサイト相を十分に確保することが難しくなり、一方、１００℃未満であると、板形状不良の問題が生じ得る。また、平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、遅すぎる冷却速度によってマルテンサイトが不均一に形成される恐れがある。
一方、必要に応じて、最終冷却前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理することにより、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得ることができる。本発明では、合金化熱処理工程の条件については特に制限せず、通常の条件であればよい。一例として、４８０〜６００℃の温度範囲で合金化熱処理工程を行うことができる。
次に、必要に応じて、最終冷却された溶融亜鉛系めっき鋼板または合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延することにより、マルテンサイトの周囲に位置したフェライトに多量の転位を形成して、焼付硬化性をより向上させることができる。
このとき、圧下率は１．０％未満（０％は除く）であることが好ましい。もし、圧下率が１．０％以上であると、転位形成の側面では有利であるが、設備能力の限界のため、板破断が発生するなど、副作用が生じ得る。
上述の条件に従って製造された本発明の高張力鋼は、素地鋼板の微細組織が面積分率で、１０〜３０％のマルテンサイト、２０〜４０％の焼戻しマルテンサイト及び残部フェライトを含むことができる。また、素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点における基地組織中のフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃの濃度比（式（４））が２５０以上であり、素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点における基地組織中のＭ相とＴＭ相の硬度比（ＨＭ／ＨＴＭ）が２以下であり、Ｍ相とＦ相の硬度比（ＨＭ／ＨＦ）が３以下と、相間硬度差が小さいという効果がある。その上、降伏比が０．７以下と低く、ＨＥＲと３点曲げ角の積（ＨＥＲ×曲げ角）が３０００以上と、曲げ性及び伸びフランジ性に優れるという効果がある。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
（実施例）
下記表１に示した合金組成を有する鋼スラブを製作した後、上記鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱し、その後にＡｒ３変態点温度以上であるＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造した。上記に従って製造されたそれぞれの熱延鋼板を酸洗した後、４００〜７００℃で巻取り、その後に４０〜８０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。
次に、それぞれの冷延鋼板に対して、下記表２に示した条件で連続焼鈍処理をした後、１次及び２次冷却を経て再加熱（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ）処理した。このとき、連続焼鈍温度、２次冷却終了温度、及び再加熱温度は、表２に示した条件で行い、上記連続焼鈍処理後の１次冷却は２〜１４℃／ｓの冷却速度で６３０〜６７０℃まで行い、その後の２次冷却は１０℃／ｓ以上の速度で行った。
その後、４３０〜４９０℃の溶融亜鉛めっき浴で亜鉛めっき処理した後に最終冷却し、その後に１％未満で調質圧延して溶融亜鉛系めっき鋼板を製造した。
上記に従って製造されたそれぞれの溶融亜鉛系めっき鋼板に対して、微細組織を観察して機械的特性及びめっき特性を評価し、その結果を下記表３に示した。
それぞれの試験片に対する引張試験は、ＡＳＴＭ規格を用いてＬ方向に行った。また、穴広げ性（ＨＥＲ、Ｈｏｌｅ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ ｒａｔｉｏ）の評価は、日本ＪＳＦ Ｔ１００１−１９９６規格を適用して評価し、３点曲げ試験は、ＶＤＡ（ドイツ自動車協会）２３８−１００規格を適用して曲げ角（１８０度−曲げ角）を評価した。上記３点曲げ試験時において、曲げ角が大きければ大きいほど曲げ性に優れていると評価した。
そして、微細組織分率は、素地鋼板の板厚１／４ｔ地点で基地組織を分析し、その結果を用いた。具体的には、ナイタール（Ｎｉｔａｌ）腐食後、ＦＥ−ＳＥＭと画像分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いてマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、フェライト分率を測定した。一方、素地鋼板１／４ｔ地点におけるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃの濃度は、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）とＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）、ＥＬＬＳ分析装備を用いて測定した。また、相（ｐｈａｓｅ）間硬度は、ビッカースマイクロ硬度テスター（Ｖｉｃｋｅｒｓ Ｍｉｃｒｏ Ｈａｒｄｎｅｓｓ Ｔｅｓｔｅｒ）を用いて１０回測定した後に平均値をとった。
Figure 2020509186
 （表１において成分比は、素地鋼板の｛（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／Ｃ｝の成分関係値を示したものである。）
Figure 2020509186
Figure 2020509186
 （表３において、Ｆはフェライト、Ｍはマルテンサイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイトを意味する。また、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、Ｅｌは伸び、ＹＲは降伏比を意味する。そして、硬度比は、素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点で測定されたビッカース硬さ値であり、濃度比は、素地鋼板の厚さ１／４ｔ点において、本発明の式（４）で表されるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの含量比（｛（ＳｉＦ＋ＭｏＦ＋ＣｒＦ）／ＣＦ｝）を示したものである。）
上記表１及び２に示すように、鋼の合金組成、成分比及び製造条件が、本発明で提案する条件をすべて満たす発明鋼１〜５はいずれも、降伏比が０．７以下と低く、ＨＥＲ×曲げ角の値が３０００以上と、優れた成形性を確保することができる。また、発明鋼はいずれもめっき特性が良好であることが確認できる。
一方、鋼の合金組成、成分比及び製造条件のうち一つ以上の条件が、本発明で提案する条件を外れる比較鋼１〜５は、降伏比が０．７を超えて高く、このうち比較鋼１〜３は、ＨＥＲ×曲げ角の値が３０００未満と、成形性を確保することが難しいことが確認できる。このうち、比較鋼５はめっき性にも劣り、未めっきが発生した。
図１は、発明鋼と比較鋼の素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣ間の含量比（濃度比）によるＭ相とＴＭ相の硬度比（ＨＭ／ＨＴＭ）の変化を示したものであり、上記濃度比の値が２５０以上であるときに、Ｍ相とＴＭ相間の濃度比が２以下であることが確認できる。
図２は、発明鋼と比較鋼の素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点におけるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣ間の含量比（濃度比）によるＭ相とＦ相の硬度比（ＨＭ／ＨＦ）の変化を示したものであり、上記濃度比の値が２５０以上であるときに、Ｍ相とＦ相間の濃度比が３以下であることが確認できる。
図３は、発明鋼と比較鋼のＨＥＲ値と３点曲げ角の積（ＨＥＲ×３点曲げ角）の値及び降伏比を示したものであり、発明鋼の場合にのみ、降伏比が０．７以下と低降伏比を有しながら、（ＨＥＲ×３点曲げ角）の値が３０００以上であることが確認できる。

Claims (10)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．５％以下（０％は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．５％以下（０％は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００３〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００３〜０．０６％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む素地鋼板、及び前記素地鋼板の少なくとも一面に亜鉛系めっき層を含み、下記式（１）で表されるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの成分関係が５以上であり、
    前記素地鋼板は、微細組織として、面積分率１０〜３０％のマルテンサイト、２０〜４０％の焼戻しマルテンサイト及び残部フェライトを含み、
    前記素地鋼板の厚さ１／４ｔ（ここで、ｔは鋼の厚さ（ｍｍ）を意味する）地点において、下記式（２）で表されるマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の硬度比が２以下であり、下記式（３）で表されるマルテンサイト相とフェライト相の硬度比が３以下である、曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼。
    式（１）
    ｛（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／Ｃ｝≧５
    （ここで、各成分は、該当元素の重量含量を意味する。）
    式（２）
    （ＨＭ／ＨＴＭ）≦２
    （ここで、Ｍはマルテンサイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイトを意味する。）
    式（３）
    （ＨＭ／ＨＦ）≦３
    （ここで、Ｍはマルテンサイト、Ｆはフェライトを意味する。）
  2. 前記素地鋼板の厚さ１／４ｔの地点において、下記式（４）で表されるフェライト中のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの含量比が２５０以上である、請求項１に記載の曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼。
    式（４）
    ｛（ＳｉＦ＋ＭｏＦ＋ＣｒＦ）／ＣＦ｝≧２５０
    （ここで、各成分は、該当元素の重量含量を意味する。）
  3. 前記高張力鋼は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ降伏比が０．７以下、（ＨＥＲ×曲げ角）の値が３０００以上である、請求項１に記載の曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼。
  4. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：１．５％以下（０％は除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％は除く）、クロム（Ｃｒ）：１．５％以下（０％は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００３〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００３〜０．０６％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記式（１）で表されるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの成分関係が５以上である鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、
    前記加熱された鋼スラブをＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を４００〜７００℃の温度範囲で巻取る段階と、
    前記巻取り後に４０〜８０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
    前記冷延鋼板をＡｃ１＋３０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、
    前記連続焼鈍後に６３０〜６７０℃まで２〜１４℃／ｓの冷却速度で１次冷却する段階と、
    前記１次冷却後に水素冷却設備で３００〜４００℃まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で２次冷却する段階と、
    前記２次冷却後に４００〜５００℃の温度範囲で再加熱（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ）する段階と、
    前記再加熱後に溶融亜鉛めっきする段階と、
    前記溶融亜鉛めっき後にＭｓ〜１００℃まで３℃／ｓ以上の冷却速度で最終冷却する段階と、
    を含む、曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼の製造方法。
    式（１）
    ｛（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／Ｃ｝≧５
    （ここで、各成分は、該当元素の重量含量を意味する。）
  5. 前記再加熱（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ）のときに焼戻しマルテンサイト（ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相が形成される、請求項４に記載の曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼の製造方法。
  6. 前記溶融亜鉛めっき後の最終冷却のときにフレッシュマルテンサイト（ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相が形成される、請求項４に記載の曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼の製造方法。
  7. 前記連続焼鈍する段階は、７８０〜８３０℃の温度範囲で行う、請求項４に記載の曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼の製造方法。
  8. 前記溶融亜鉛めっきする段階は、４３０〜４９０℃の温度範囲の亜鉛めっき浴で行う、請求項４に記載の曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼の製造方法。
  9. 前記溶融亜鉛めっき後の最終冷却を行う前に合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項４に記載の曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼の製造方法。
  10. 前記最終冷却後に１．０％未満の圧下率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項４に記載の曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力鋼の製造方法。
JP2019532758A 2016-12-19 2017-12-07 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 Active JP6843245B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160173446A KR101889181B1 (ko) 2016-12-19 2016-12-19 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법
KR10-2016-0173446 2016-12-19
PCT/KR2017/014331 WO2018117500A1 (ko) 2016-12-19 2017-12-07 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2020509186A true JP2020509186A (ja) 2020-03-26
JP6843245B2 JP6843245B2 (ja) 2021-03-17

Family

ID=62626502

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019532758A Active JP6843245B2 (ja) 2016-12-19 2017-12-07 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10941468B2 (ja)
EP (1) EP3556893B1 (ja)
JP (1) JP6843245B2 (ja)
KR (1) KR101889181B1 (ja)
CN (1) CN110073023B (ja)
MX (1) MX2019007268A (ja)
WO (1) WO2018117500A1 (ja)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102153197B1 (ko) * 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN111471925A (zh) * 2020-02-17 2020-07-31 本钢板材股份有限公司 一种低成本超宽幅汽车外板及其制备方法

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4308689B2 (ja) 2004-03-16 2009-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
JP5564754B2 (ja) * 2008-01-16 2014-08-06 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5369663B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5194841B2 (ja) 2008-01-31 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20100001330A (ko) 2008-06-26 2010-01-06 현대제철 주식회사 성형성과 도금성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및그의 제조방법
JP5504643B2 (ja) 2008-08-19 2014-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5418168B2 (ja) 2008-11-28 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5493986B2 (ja) * 2009-04-27 2014-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
KR20110119285A (ko) 2010-04-27 2011-11-02 주식회사 포스코 고강도 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
EP2762600B1 (en) 2011-09-30 2019-04-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized steel sheet and process for producing same
JP5632904B2 (ja) 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
EP2858722B8 (en) * 2012-06-08 2018-02-21 Aduro BioTech, Inc. Compostions and methods for cancer immunotherapy
KR101388392B1 (ko) * 2012-06-21 2014-04-25 현대제철 주식회사 도금성 및 굽힘성이 우수한 고강도 강판 제조 방법
JP5821911B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101536409B1 (ko) 2013-08-30 2015-07-13 주식회사 포스코 연성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2015088523A1 (en) 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
JP5924332B2 (ja) 2013-12-12 2016-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101674751B1 (ko) 2013-12-20 2016-11-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
KR101620744B1 (ko) 2014-12-05 2016-05-13 주식회사 포스코 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101630975B1 (ko) 2014-12-05 2016-06-16 주식회사 포스코 구멍 확장성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101657822B1 (ko) 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP6032298B2 (ja) 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN105543674B (zh) 2015-12-18 2018-04-10 东北大学 一种高局部成形性能冷轧超高强双相钢的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN110073023A (zh) 2019-07-30
CN110073023B (zh) 2021-02-26
KR101889181B1 (ko) 2018-08-16
EP3556893A1 (en) 2019-10-23
US10941468B2 (en) 2021-03-09
EP3556893A4 (en) 2019-11-06
KR20180070895A (ko) 2018-06-27
JP6843245B2 (ja) 2021-03-17
MX2019007268A (es) 2020-02-05
WO2018117500A1 (ko) 2018-06-28
US20200087762A1 (en) 2020-03-19
EP3556893B1 (en) 2020-10-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US20210292862A1 (en) High-strength cold rolled steel sheet with low material non-uniformity and excellent formability, hot dipped galvanized steel sheet, and manufacturing method therefor
US11827950B2 (en) Method of manufacturing high-strength steel sheet having excellent processability
JP5042232B2 (ja) 成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法
US11345985B2 (en) High-strength steel sheet with excellent crashworthiness characteristics and formability and method of manufacturing the same
JP5251207B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP6843245B2 (ja) 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
JP2023554277A (ja) 延性及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
KR102468043B1 (ko) 표면품질 및 크랙 저항성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 이의 제조방법
KR102245228B1 (ko) 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법
US20230295759A1 (en) Steel sheet having excellent formability and strain hardening rate
KR20210080664A (ko) 연성 및 가공성이 우수한 강판 및 이의 제조방법
JP2023549372A (ja) 耐パウダリング性に優れた焼付硬化型溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20190806

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20200910

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20201006

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20201225

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: 20210126

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20210222

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6843245

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

S531 Written request for registration of change of domicile

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531

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

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R371 Transfer withdrawn

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250