[go: up one dir, main page]

JP2002534611A - 冷間圧延鋼 - Google Patents

冷間圧延鋼

Info

Publication number
JP2002534611A
JP2002534611A JP2000593784A JP2000593784A JP2002534611A JP 2002534611 A JP2002534611 A JP 2002534611A JP 2000593784 A JP2000593784 A JP 2000593784A JP 2000593784 A JP2000593784 A JP 2000593784A JP 2002534611 A JP2002534611 A JP 2002534611A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
strip
cold
carbon steel
plain carbon
thickness
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
JP2000593784A
Other languages
English (en)
Other versions
JP4834223B2 (ja
Inventor
ストレッチョフ・レイザー
マカンサン・カナパー
Original Assignee
キャストリップ・リミテッド・ライアビリティ・カンパニー
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 キャストリップ・リミテッド・ライアビリティ・カンパニー filed Critical キャストリップ・リミテッド・ライアビリティ・カンパニー
Publication of JP2002534611A publication Critical patent/JP2002534611A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP4834223B2 publication Critical patent/JP4834223B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/30—Stress-relieving
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Child & Adolescent Psychology (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

(57)【要約】 プレーン炭素鋼を５ｍｍ以下の板厚のストリップに連続鋳造し、ストリップを巻取ることからなるストリップ製造方法。ストリップを続いて巻戻し、冷間圧延し、そして焼きなまして応力軽減微構造を内部に生み出す。冷間圧延により、ストリップの引張り強さを少なくとも６８０ＭＰａに増加させるのに充分な範囲であり、しかも、前記焼きなまし後のストリップの全破断伸びを８％〜１２％の範囲とするような、冷間圧下を生み出す。冷間圧延により、４０％〜８０％の範囲のストリップ厚冷間圧下を生み出す。連続鋳造ストリップは、オプションで、巻取り前にインライン熱間圧延して４０％〜６０％の範囲の初期ストリップ板厚圧下を生み出すことができる。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】 本発明は、最終引張り強さと破断伸び(elongation to break)のバランスが優
れ、構造鋼製品の製造に特に適した、プレーン炭素鋼(plain carbon steel)スト
リップの製造方法を提供する。本発明により製造されるストリップは、例えば、
亜鉛又はアルミニウム／亜鉛合金で溶融メッキ被覆され、屋根デッキ用材、雨樋
等の構造鋼製品を製造する、供給材料として使うことができる。
【０００２】 本明細書で用いられる「ストリップ」という用語は、板厚５ｍｍ以下の製品を
意味すると理解すべきである。
【０００３】 連続鋳造技術の最近の発展には、双ロール鋳造装置での連続鋳造による鋼スト
リップ鋳造が含まれている。この技術では、溶融金属を、内部を水冷した一対の
相互方向に回転する水平鋳造ロール間に導入して金属殻を移動ロール表面上で凝
固し、それら間のロール間隙で共に合わせて、ロールのロール間隙から下方に送
給される凝固ストリップ品を造る。「ロール間隙」という用語は、ロールが互い
に最接近する領域全般を示すものとして使うことにする。溶融金属は、取鍋から
小容器へと注がれ、そこからロール間隙上方に位置した金属供給ノズルを介して
流れ、ロール間のロール間隙へと向かうことができ、従って、ロール間隙直上の
ロール鋳造表面に支持されロール間隙長さ方向に沿って延びる溶融金属の鋳造溜
めを形成する。この鋳造溜めは、溢流しないよう鋳造溜めの２端を堰き止めるた
めロール端面との摺動係合で保持される側部板又は堰で通常構成されるが、電磁
バリヤ等の代替手段も提案されている。この種の双ロール鋳造装置での鋼ストリ
ップ鋳造は、例えば、アメリカ特許５，１８４，６６８、５，２７７，２４３及
び５，９３４，３５９に記述されている。
【０００４】 我々は連続ストリップ鋳造によって、冷間圧延による工作物硬化の影響を大い
に受けやすいストリップを製造することが可能であること、即ち、冷間圧延を加
減することによりストリップの最終引張り強さを劇的に増加させることができる
ことを験知した。又、この工作物硬化効果が、珪素／マンガンキルドプレーン炭
素鋼の場合に特に顕著であり、鋼成分中のマンガン含量及び珪素含量の増加につ
れて増加することも見出した。珪素／マンガンキルド鋼は双ロールストリップ鋳
造に特に適している。何故なら、アルミニウムキルド又は部分キルド鋼であると
、固体異物が形成されて塊化し、鋳造装置の金属供給システムの細い通路を詰ま
らせ、生じるストリップ製品に影響を及ぼして裂け目を生じるため、満足の行く
鋳造ができないからである。珪素／マンガンキルド鋼は一般にマンガン含量が０
．２０重量％以上（典型的には、約０．６重量％）、珪素含量が０．１０重量％
以上（典型的には、約０．３重量％）である。
【０００５】 広範な試験プログラムにより、我々は、連続鋳造したプレーン炭素鋼ストリ
ップを冷間圧延することで、屋根デッキ用材や雨樋等多数の構造鋼製品に使うの
に優れた特性バランスである、少なくとも６８０ＭＰａの最終引張り強さと８％
〜１２％の範囲の破断伸びを持つストリップが製造可能であることを験知した。
【０００６】 出願人が気づいている限りでは、本発明以前には、プレーン炭素鋼から、特性
のこの組合わせを有する溶融メッキ被覆した鋼ストリップを製造することは不可
能であり、従って、強化成分追加を特に含む低合金鋼等の比較的グレードの高い
鋼から鋼ストリップを製造する必要が今まではあった。
【０００７】 アルミニウム／亜鉛合金で溶融メッキ被覆する供給材料として使われる公知の
タイプのプレーン炭素鋼ストリップの１つが、ビーエイチピー スティール（ジ
ェイエルエイ）プロプライエタリ リミテッド(BHP Steel (JLA) Pty Ltd: 本出
願人の一人) によりコード名Ｇ５５０のもとに製造されている。Ｇ５５０鋼スト
リップは、プレーン炭素鋼スラブを鋳造し、スラブを熱間圧延してストリップを
形成し、続いて、ストリップを巻取り、巻戻し、その後ストリップを冷間圧延し
て０．２５〜２ｍｍの最終製品寸法にし、冷間圧延されたストリップを熱処理し
て最終製品を製造することで造られる。Ｇ５５０鋼ストリップは最小最終引張り
強さ５５０ＭＰａの保証があり、多数の例で最終引張り強さが７００ＭＰａを超
えている。例えば、プレーン炭素鋼から造られ屋根デッキ用材に用いられる市販
のＧ５５０鋼ストリップ（Ｚｉｎｃａｌｕｍｅ Ｇ５５０被覆鋼）は最終引張り
強さが６８０〜７８０ＭＰａである（板厚０．４２ｍｍ、オリジナルゲージ長さ
８０ｍｍの試験サンプルに基づく）。しかし、このＧ５５０鋼ストリップは破断
伸びが１〜６％しかない。本発明は、同程度の引張り強さを持ち、しかも破断伸
びがはるかに優れているプレーン炭素鋼ストリップの製造を可能にする 。
【０００８】 本発明によれば、プレーン炭素鋼を５ｍｍ厚以下のストリップに連続鋳造し、 ストリップを巻取り、 ストリップを巻戻し、 巻戻されたストリップを冷間圧延し、 冷間圧延されたストリップを焼きなまして、内部に応力軽減微構造を生み出し
、 冷間圧延により、ストリップの引張り強さを少なくとも６８０ＭＰａに増加さ
せるのに充分な範囲であり、しかも、前記焼きなまし後のストリップの全破断伸
びを８％〜１２％の範囲とするような、冷間圧下(cold reduction)を生み出すこ
とからなる、鋼ストリップ製造方法が提供される。
【０００９】 ストリップの引張り強さは少なくとも７００ＭＰａとすることができる。
【００１０】 連続ストリップ鋳造段階は、双ロールストリップ鋳造装置によって行うことが
できる。
【００１１】 「プレーン炭素鋼」という用語は、以下の組成(重量％)の鋼を意味すると理解
される。 炭素 ０．０２〜０．０８ 珪素 ０．５以下 マンガン １．０以下 残留／付随不純物 １．０以下 鉄 残り
【００１２】 「残留／付随不純物」という用語は、銅、スズ、亜鉛、ニッケル、クロム、モ
リブデン等のレベルの、これらの成分が特に添加の結果ではなく標準製鋼の結果
として比較的少量存在し得る、成分を包含する。例えば、スクラップ鋼を用いて
プレーン炭素鋼を製造した結果としてそれら成分が存在し得る。
【００１３】 「残留／付随不純物」という用語には、次のものは含まれない。 （ａ）「プレーン炭素鋼」の定義の範囲外の量の珪素及びマンガン成分、及び （ｂ） 鋼を強化する目的で鋼に特に加えた、前段落で挙げた成分等の、量成
分。
【００１４】 プレーン炭素鋼は、珪素／マンガンキルドであってよく、次のような重量組成
を有してよい。 炭素 ０．０２ 〜０．０８％ マンガン ０．３０ 〜０．８０％ 珪素 ０．１０ 〜０．４０％ 硫黄 ０．００５〜０．０５％ アルミニウム ＜０．０１％ 典型的な組成は次の通りである。 炭素 ０．０６％ マンガン ０．６６％ 珪素 ０．３２％ 硫黄 ０．０１％ 全酸素含量 １６００℃で６０ｐｐｍ
【００１５】 好ましくは、冷間圧延により、４０％〜８０％の範囲のストリップ板厚冷間圧
下を生み出す。
【００１６】 好ましくは更に、前記焼きなましにより、再結晶化が１０％以下、破断伸びが
少なくとも１０％の応力軽減微構造を生み出す。
【００１７】 焼きなまし温度は、好ましくは、少なくとも４５０℃である。より特定すれば
、焼きなまし温度は５００℃〜６００℃の範囲であるのが好ましい。
【００１８】 オプションとして、連続鋳造されたストリップをインライン熱間圧延して巻
取り前のストリップ板厚を減らすことができる。好ましくは、熱間圧延により、
４０％以下の板厚減少を生み出す。
【００１９】 ストリップを熱間圧延する場合、続いての冷間圧延で４０％〜６０％の範囲の
ストリップ冷間圧下を生み出すのが好ましい。
【００２０】 本発明は、更に又、少なくとも７００ＭＰａの最終引張り強さと８％〜１２％
の範囲の破断伸びを有するプレーン炭素鋼ストリップを提供する。
【００２１】 本発明を更に詳細に説明するため、添付図面を参照して幾つかの例を記述する
。
【００２２】 図１及び３は、本発明により鋼ストリップを製造することのできる製造ライン
の、連続する部分を示す。図１及び２は、鋳造鋼ストリップ１２を製造する全般
に１１で表示した双ロール鋳造装置を示し、ストリップは輸送路１０を通りガイ
ドテーブル１３を超え、ピンチロール１４Ａからなるピンチロールスタンド１４
へ至る。ピンチロールスタンド１４を出た直後、ストリップは、一対の圧下ロー
ル１６Ａと支持ロール１６Ｂとからなる熱間圧延機１６内を通り、それにより熱
間圧延されて板厚を減らす。圧延したストリップをランアウトテーブル１７上に
通し、水噴出流１８により強制冷却することができ、更に一対のピンチロール２
０Ａからなるピンチロールスタンド２０を経て、コイラ１９へと至る。
【００２３】 図２に示すように、双ロール鋳造装置１１を構成する主機械フレーム２１は、
鋳造面２２Ａを有する一対の平行鋳造ロール２２を支持する。鋳造作業時に溶融
金属が取鍋（図示せず）からタンディッシュ２３へ、耐火シュラウド２４を介し
て分配器２５へ、更には、金属供給ノズル２６を介して鋳造ロール２２間のロー
ル間隙２７へと供給される。このようにロール間隙２７へと送給された溶融金属
はロール間隙上方に溜め３０を形成し、この溜めをロール端で区画する一対の側
部閉止堰又は板２８を、側部板ホルダに接続された流体圧シリンダユニットから
なる一対のスラスタ（図示せず）によりロール端に当てる。溜め３０の上面（一
般に、「メニスカス」レベルと呼ばれる）が供給ノズル下端より上方に上がり、
供給ノズル下端がこの溜め内に浸漬し得る。
【００２４】 鋳造ロール２２が水冷されるので殻が移動ロール表面に凝固し、それらの間の
ロール間隙２７で合わされて凝固したストリップ１２を生み出し、ロール間のロ
ール間隙から下方に送給される。
【００２５】 双ロール鋳造装置は、アメリカ特許５，１８４，６６８及び５，２７７，２
４３又はアメリカ特許５，４８８，９８８に幾分詳細に示され、記述された種類
のものであってよく、本発明の一部を構成しない適宜の構造的詳細についてこれ
らの特許を参照することができる。
【００２６】 図３は、装置上に造られたコイルを巻戻しできるアンコイラ３１を示す。巻戻
されたストリップ１２を、ピンチロールスタンド３２を介して、圧下ロール３３
Ａと支持ロール３３Ｂとからなる冷間圧延機３３へと通し、次いで、焼きなまし
エンクロージャ３４に通す。
【００２７】 ストリップ鋳造における微構造の進展プロセスは、従来の高温ストリップ圧延
機でのそれとは基本的に異なる。高温ストリップ圧延機の産物は大きな圧下を受
けるので再結晶化動態の増加(enhanced recrystallisation kinetics)により本
来のスラブ微構造が壊れ、オーステナイト粒子（略２０ミクロン）が著しく精製
され、変質時に微細な等軸フェライト粒子構造（略１０ミクロン、これは完全多
角形の微構造である）が生み出される。ストリップ鋳造でのオーステナイト粒子
サイズ（典型的には幅が１５０〜２５０ミクロン、長さが５００ミクロン）は専
ら鋳造方法によって左右され、転換時に斯かる粗オーステナイト粒子は、粗多角
形フェライト粒子（標準冷却／巻取り条件で、典型的には１０〜５０／５０〜２
５０ミクロン幅／長さ、容積割合が３０〜６０％）と比較的微細なウィドマンス
テッテン／針状フェライトとからなる混合微構造となる。粒子精製の範囲が限ら
れるのは、第１に、粗オーステナイト粒子が生得的に再結晶化に対し抵抗性があ
るからであり、又、通常のストリップ鋳造プラントレイアウトでは単一の熱間圧
延パスしか得られないからでもある。しかしながら、熱間圧下量が３０％を超え
る場合、かなりの量の粒子精製が観測され、１０〜５０ミクロンの範囲の粒子の
多角形フェライトの含量が８０％を超えることになる。
【００２８】 珪素／マンガンキルド鋼で起きる典型的なストリップ鋳造及びストリップ鋳造
／熱間圧延微構造について、我々は冷間圧延により工作物硬化が高まることを観
測した。例えば、４０％冷間圧下することが冷間圧延引張り強さを約４２０ＭＰ
ａから７５０ＭＰａ以上へと増加させるのに充分であり、回収焼きなまし引張り
強さが約７００ＭＰａとなる。これがために、６８０ＭＰａ以上の引張り強さを
持つ製品を４０％から最高８０％の範囲の冷間圧下で得ることができるが、高率
の冷間圧下では伸びが悪くなりがちなので４０〜６０％が一般に好ましい。
【００２９】 ランアウトテーブル冷却／巻取り条件が、初期鋳放し微構造を決める。前記し
た微構造は、冷却速度が１０〜２０℃／秒、巻取り温度が６００〜７００℃とい
う典型的操作条件のもとに得られる。これらの条件は、通常、全伸び値が２０〜
３０％という結果をもたらし、斯かる初期特性が、必要な引張り強さと伸びのバ
ランスがあるストリップを製造するのに理想的である。高速冷却・低巻取り条件
（例えば巻取り温度が５００℃）では、初期伸びが１５％という低い値になり得
、このため、最終製品で所要の伸び値を生み出す冷間圧延の範囲が減少する。こ
れらの考察が、以下の実験結果で実証される。
【００３０】 第１の一連の実験が、鋳造速度３４ｍ／分で鋳造された２．１７ｍｍ厚の鋳放
しプレーン炭素鋼ストリップのサンプルについて行われた。鋼は珪素／マンガン
キルド鋼で、炭素含量が重量で０．０６％、マンガン含量が０．６％、珪素含量
が０．３％、そして硫黄含量が０．０１％であった。
【００３１】 サンプルをグループに分け、冷間圧延して２０％、４０％、６０％、８０％及
び９０％の板厚減少を生み出した。ついで、各グループからのサンプルの一組を
流動床炉で、５００℃、６０秒間熱処理した。各グループからのサンプルの別の
一組をその炉で、５５０℃、６０秒間熱処理した。最後に、各グループからのサ
ンプルの第三の一組をその炉で、６００℃、６０秒間熱処理した。次いで、それ
らの冷間圧延され焼きなまされた複数の組サンプルと冷間圧延されたサンプルの
第４の一組を引張り試験機で試験し、サンプルの最終引張り強さと破断伸びを測
定した。引張り試験はオーストラリア基準１３９１（ＡＳ１３９１）に従って行
われた。試験サンプルはゲージ長さが１２ｍｍ、平行長さが２２ｍｍだった。
【００３２】 図４は、サンプルの冷間圧下に対する最終引張り強さ及び破断伸びのグラフで
ある。
【００３３】 第２の一連の実験を、８６５℃で熱間圧延されて３６％の板厚減少を生み出し
た２．１７ｍｍ厚の鋳放しプレーン炭素鋼ストリップのサンプルについて行った
。次いで熱間圧延コイルからのサンプルを最初の一連の実験と同様に冷間圧延し
、焼きなました。
【００３４】 図５は、サンプルの冷間圧下に対する最終引張り強さ及び破断伸びのグラフで
ある。
【００３５】 図４及び５からわかるように、本発明の方法によれば、少なくとも６８０ＭＰ
ａの最終引張り強さがと少なくとも１０％の破断伸びを有する最終製品を造るこ
とが可能であると見て取れる。
【００３６】 例として、板厚減少６０％に冷間圧延されてから５５０℃、６０秒間熱処理さ
れた鋳放しプレーン炭素鋼ストリップが最終引張り強さ略７２０ＭＰａ、破断伸
び１５％を有することが図４から見て取ることができる。
【００３７】 別の例として、板厚減少６０％に冷間圧延されてから５００℃、６０秒間熱処
理された鋳放しプレーン炭素鋼ストリップが最終引張り強さ略７４０ＭＰａ、破
断伸び１２％を有することが図４から見て取ることができる。
【００３８】 図４及び５は、鋳放し状態で冷間圧延されたストリップの８０％冷間圧下と熱
間圧延されたストリップの６０％冷間圧下、で起きる大幅な伸び下落を実証して
いる。これが示しているのは、ストリップを最初に熱間圧延した場合、これによ
り、最小破断伸び８％を維持する最大許容可能な冷間圧下が減少するということ
である。
【００３９】 図６及び７は、図４及び５で前に呈示したのと同じ実験データに５０ｍｍゲー
ジサンプルで得られた追加のデータを加えたものを提供している。これは、少な
くとも６８０ＭＰＡの最終引張り強さ値及び少なくとも１０％破断伸びが５０ｍ
ｍゲージサンプルでも測定されることを示している。
【００４０】 図８及び９は、５００℃〜６００℃の範囲で焼きなまし温度を増加させた場合
の全伸び回復効果の増加を示している。
【００４１】 図８は、図４で最初に呈示したデータからの派生であり、相異なる百分率の冷
間圧下についての焼きなまし時の伸び増加率を、焼きなまし温度５００℃、５５
０℃及び６００℃についてプロットしている。
【００４２】 図９は、図５で最初にプロットしたのと同様な、最初に熱間圧延したストリッ
プから得られる相応する値をプロットしている。
【００４３】 再結晶化は、８０％及び９０％の冷間圧下と６００℃の焼きなまし温度を受け
たサンプルの場合を除き、観測されなかった。これらの場合でも再結晶化は１０
％より小であった。図８及び９にプロットしたデータは、最大伸び回復効果が鋳
放しストリップの８０％冷間圧下と、最初に熱間圧延したストリップの約６０％
冷間圧下で達成されることを示している。
【００４４】 図１０及び１１は、異なる鋳造速度で製造され、鋳放しストリップで異なる初
期微構造及び異なる初期伸び特性となったプレーン炭素鋼ストリップサンプルで
行われた一連の実験から得られたデータをプロットしている。鋼は珪素／マンガ
ンキルド鋼で、図４〜９のデータを生じた前記実験のと本質的に同じ組成のもの
であった。
【００４５】 図１０は、鋳造速度３７ｍ／分で鋳造され、鋳放し状態で約３０％前後の初期
破断伸びを持ち、ストリップが次いで２０％、４０％、６０％、８０％及び９０
％の冷間圧下を受け、続いて５００℃、５５０℃及び６００℃の温度で焼きなま
しを受けた、２．０７ｍｍストリップの５０ｍｍゲージサンプルで得られる引張
り強さ値をプロットしている。
【００４６】 図１１は、鋳造速度１００ｍ／分で鋳造され、初期板厚１．３０ｍｍ、鋳放し
状態で２０％前後の初期全破断伸びを持つ鋳造ストリップの５０ｍｍゲージサン
プルから得られた比較できる結果をプロットしている。図１０及び１１にプロッ
トしたデータは、高伸びの出発材料では最高８０％までの冷間圧下で引張り強さ
７００ＭＰａ及び破断伸び値８％〜１２％を達成できることを示している。しか
しながら、低伸びの出発材料（約２０％伸び）では、冷間圧下を最大６０％に制
限する必要がある。ストリップを巻取る温度を増加させることにより鋳放し材料
の高伸びを促進することができる。この理由のため、巻取り温度が６５０℃を超
えるのが好ましい。更に詳しくは、少なくとも７００℃の巻取り温度が好ましい
。
【００４７】 図１２及び１３は、残留物の多い珪素／マンガンキルドプレーン炭素鋼、具体
的には、０．２Ｃｒ、０．２Ｎｉ、０．２Ｍｏ、０．２Ｓｎ及び０．５Ｃｕの最
大残留物を有する鋼からの双ロール鋳造で造られるストリップについて実験から
得られるデータを提供する。ストリップは鋳造速度５５ｍ／分で鋳造され、１０
５０℃で２５％圧下にインライン熱間圧延された。熱間圧延コイルの種々のサン
プルが、次いで、２０％、４０％、６０％及び８０％圧下に冷間圧延され、５０
０℃〜８００℃の種々の焼きなまし温度で焼きなまされた。図１２は焼きなまし
時のサンプルの測定引っ張り強さの展開を示し、図１３は焼きなまし時の全伸び
の展開を示す。このデータは、焼きなまし温度６００℃〜６６０℃での冷間圧延
圧下２０％〜６０％について引張り強さ値が７００〜８５０ＭＰａ、伸び値が８
％〜１２％（５０ｍｍゲージで）あることを示している。残留物が再結晶化の開
始を激しく遅らせ、それにより、焼きなまし時に再結晶化が観測されることなく
６００℃〜６６０℃の高い焼きなまし温度を用いることができた。これらの結果
は、残留物が著しく有益であって、特性の範囲拡大を生み出すことができること
を示している。更に又、残留物を多く含むことが低マンガン含量・低珪素含量で
の工作物の硬化減少に相殺でき、アルミニウムキルドプレーン炭素鋼に引張り強
さと伸び値の所要のバランスを与えることすらできる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 インライン熱間圧延機とコイラを組み入れたストリップ鋳造設備を示す。
【図２】 双ロールストリップ鋳造装置の詳細を示す。
【図３】 巻戻し及び冷間圧延設備を示す。
【図４】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図５】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図６】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図７】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図８】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧延圧下を受
け、場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし
温度で焼きなまされる一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図９】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図１０】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図１１】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図１２】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
【図１３】 双ロール鋳造装置で鋳造されたプレーン炭素鋼ストリップが冷間圧下を受け、
場合によっては初期インライン熱間圧延を受け、続いて、種々の焼きなまし温度
で焼きなまされる、一連の実験から得られる試験データを提供する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ， ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＬ，ＳＺ，ＴＺ，ＵＧ，ＺＷ )，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ， ＴＪ，ＴＭ)，ＡＥ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ， ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，Ｃ Ｒ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＤＭ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ， ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，Ｋ Ｚ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＡ ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ， ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，Ｓ Ｋ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＴＺ，ＵＡ，ＵＧ ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＡ，ＺＷ (72)発明者 マカンサン・カナパー オーストラリア 2291 ニュー サウス ウェールズ ミアウェザー ランクロード ストリート 12／21 Ｆターム(参考） 4E002 AD01 AD05 BC05 BD02 BD03 BD09 4K037 EA01 EA05 EA15 EA25 EA27 EB05 EC02 FB01 FG00 FJ04 GA05 JA06

Claims (18)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 プレーン炭素鋼を５ｍｍ厚以下のストリップに連続鋳造し、 ストリップを巻取り、 ストリップを巻戻し、 巻戻されたストリップを冷間圧延し、 冷間圧延されたストリップを焼きなまして、内部に応力軽減微構造を生み出し
    、 冷間圧延により、ストリップの引張り強さを少なくとも６８０ＭＰａに増加さ
    せるのに充分な範囲であり、しかも、前記焼きなまし後のストリップの全破断伸
    びを８％〜１２％の範囲とするような、冷間圧下を生み出すことからなる、鋼ス
    トリップ製造方法。
  2. 【請求項２】 ストリップの引張り強さを少なくとも７００ＭＰａに増加し
    た、請求項１に記載の方法。
  3. 【請求項３】 冷間圧延により、４０％〜８０％の範囲のストリップ板厚冷
    間圧下を生み出す、請求項１又は請求項２に記載の方法。
  4. 【請求項４】 前記焼きなましにより、再結晶化が１０％以下、破断伸びが
    少なくとも１０％の応力軽減微構造を生み出す、請求項１乃至３のいずれかに記
    載の方法。
  5. 【請求項５】 焼きなまし温度が５００℃〜６００℃の範囲である、請求項
    ４に記載の方法。
  6. 【請求項６】 連続鋳造したストリップを、巻取り前にインライン熱間圧延
    する、請求項１乃至５のいずれかに記載の方法。
  7. 【請求項７】 熱間圧延により、４０％以下のストリップ板厚減少を生み出
    す、請求項６に記載の方法。
  8. 【請求項８】 冷間圧延により、４０％〜６０％の範囲のストリップ厚減少
    を生み出す、請求項６又は請求項７に記載の方法。
  9. 【請求項９】 ストリップを、圧延前２ｍｍ以下の板厚に連続鋳造する、請
    求項１乃至８のいずれかに記載の方法。
  10. 【請求項１０】 ストリップを、圧延前１．５ｍｍ以下の板厚に連続鋳造し
    、前記冷間圧延及び／又は熱間圧延により０．４ｍｍ〜１ｍｍの範囲の板厚に圧
    下する、請求項９に記載の方法。
  11. 【請求項１１】 プレーン炭素鋼が以下の重量組成を有する珪素／マンガン
    キルド鋼である、 請求項１乃至１０のいずれかに記載の方法。 炭素 ０．０２ 〜０．０８％ マンガン ０．３０ 〜０．８０％ 珪素 ０．１０ 〜０．４０％ 硫黄 ０．００５〜０．０５％ アルミニウム ＜０．０１％
  12. 【請求項１２】 鋼のマンガン含量が約０．６重量％、珪素含量が約０．３
    重量％である、請求項１１に記載の方法。
  13. 【請求項１３】 最終引張り強さが少なくとも６８０ＭＰａ、破断伸びが８
    ％〜１２％の範囲である、プレーン炭素鋼ストリップ。
  14. 【請求項１４】 引張り強さが少なくとも７００ＭＰａである、請求項１３
    に記載のプレーン炭素鋼ストリップ。
  15. 【請求項１５】 板厚が０．２ｍｍ〜１．０ｍｍの範囲である、請求項１３
    又は請求項１４に記載のプレーン炭素鋼ストリップ 。
  16. 【請求項１６】 破断伸びが少なくとも１０％である、請求項１３乃至１５
    のいずれかに記載のプレーン炭素鋼ストリップ。
  17. 【請求項１７】 プレーン炭素鋼が、以下の重量組成を有する珪素／マンガ
    ンキルド鋼である、請求項１３〜１６のいずれかに記載のプレーン炭素鋼ストリ
    ップ。 炭素 ０．０２ 〜０．０８％ マンガン ０．３０ 〜０．８０％ 珪素 ０．１０ 〜０．４０％ 硫黄 ０．００５〜０．０５％ アルミニウム ＜０．０１％
  18. 【請求項１８】 鋼のマンガン含量が約０．６重量％、珪素含量が約０．３
    重量％である、請求項１７に記載のプレーン炭素鋼ストリップ。
JP2000593784A 1999-01-12 2000-01-11 冷間圧延鋼 Expired - Fee Related JP4834223B2 (ja)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AU8113 1999-01-12
AUPP8113A AUPP811399A0 (en) 1999-01-12 1999-01-12 Cold rolled steel
AUPP8113 1999-01-12
PCT/AU2000/000010 WO2000042228A1 (en) 1999-01-12 2000-01-11 Cold rolled steel

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2002534611A true JP2002534611A (ja) 2002-10-15
JP4834223B2 JP4834223B2 (ja) 2011-12-14

Family

ID=3812319

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2000593784A Expired - Fee Related JP4834223B2 (ja) 1999-01-12 2000-01-11 冷間圧延鋼

Country Status (18)

Country Link
US (2) US6558486B1 (ja)
EP (1) EP1157138B9 (ja)
JP (1) JP4834223B2 (ja)
KR (1) KR100665164B1 (ja)
CN (1) CN1143899C (ja)
AT (1) ATE432369T1 (ja)
AU (1) AUPP811399A0 (ja)
BR (1) BR0007480B1 (ja)
CA (1) CA2359818A1 (ja)
DE (1) DE60042266D1 (ja)
DK (1) DK1157138T3 (ja)
ID (1) ID29959A (ja)
MX (1) MXPA01007029A (ja)
MY (1) MY126765A (ja)
NZ (1) NZ512783A (ja)
TW (1) TW469180B (ja)
WO (1) WO2000042228A1 (ja)
ZA (1) ZA200105726B (ja)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AUPR047900A0 (en) * 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
JP4875280B2 (ja) * 2000-09-29 2012-02-15 ニューコア・コーポレーション 薄鋼ストリップの製造
US7591917B2 (en) 2000-10-02 2009-09-22 Nucor Corporation Method of producing steel strip
US7690417B2 (en) * 2001-09-14 2010-04-06 Nucor Corporation Thin cast strip with controlled manganese and low oxygen levels and method for making same
US7485196B2 (en) * 2001-09-14 2009-02-03 Nucor Corporation Steel product with a high austenite grain coarsening temperature
US7048033B2 (en) * 2001-09-14 2006-05-23 Nucor Corporation Casting steel strip
US20040144518A1 (en) * 2003-01-24 2004-07-29 Blejde Walter N. Casting steel strip with low surface roughness and low porosity
MXPA05007704A (es) * 2003-01-24 2005-09-30 Nucor Corp Tira de acero colado.
EP1680245B1 (en) * 2003-10-10 2018-12-05 Nucor Corporation Casting steel strip
US9999918B2 (en) 2005-10-20 2018-06-19 Nucor Corporation Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
US9149868B2 (en) * 2005-10-20 2015-10-06 Nucor Corporation Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
US10071416B2 (en) * 2005-10-20 2018-09-11 Nucor Corporation High strength thin cast strip product and method for making the same
US20110277886A1 (en) 2010-02-20 2011-11-17 Nucor Corporation Nitriding of niobium steel and product made thereby
CN102943164B (zh) * 2012-11-14 2014-08-20 河北钢铁股份有限公司 一种高屈强比spcc薄钢板冷轧及连续退火工艺方法
RU2583536C1 (ru) * 2014-10-21 2016-05-10 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаных листов для строительных стальных конструкций (варианты)
CN104526261A (zh) * 2014-11-10 2015-04-22 胜利油田高原石油装备有限责任公司 一种制造海军黄铜c44300抽油泵泵筒坯管冷轧工艺
CN105256224A (zh) * 2015-11-11 2016-01-20 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 油汀用冷轧微碳钢带及其制备方法
CN113751679B (zh) * 2021-09-09 2022-10-28 中南大学 一种无钴马氏体时效钢冷轧薄带的制造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3963531A (en) * 1975-02-28 1976-06-15 Armco Steel Corporation Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor
USRE31306E (en) * 1975-02-28 1983-07-12 Armco Inc. Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor
DE3105891C2 (de) * 1981-02-18 1983-12-01 Thyssen Edelstahlwerke AG, 4000 Düsseldorf Verwendung eines schweißbaren nichtrostenden Stahles für Kettenglieder
JPS57185928A (en) * 1981-05-07 1982-11-16 Kawasaki Steel Corp Manufacture of high tensile band material for packing
JPS5827933A (ja) 1981-08-13 1983-02-18 Kawasaki Steel Corp 連続焼鈍による耐食性に優れるｔ−３軟質ぶりき原板の製造方法
JP3314833B2 (ja) * 1993-10-18 2002-08-19 新日本製鐵株式会社 加工性の優れた冷延鋼板及びその製造方法
EP0706845B2 (en) * 1994-03-25 2006-08-09 Nippon Steel Corporation Method of production of thin strip slab
AUPN281195A0 (en) * 1995-05-05 1995-06-01 Bhp Steel (Jla) Pty Limited Casting steel strip
SE508892C2 (sv) * 1996-10-15 1998-11-16 Avesta Sheffield Ab Förfarande för framställning av ett rostfritt stålband
IT1291931B1 (it) * 1997-06-19 1999-01-21 Voest Alpine Ind Anlagen Procedimento per la produzione di nastri grezzi di colaggio in acciaio a basso contenuto di carbonio e nastri cosi' ottenibili
IT1294228B1 (it) * 1997-08-01 1999-03-24 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di nastri di acciaio inossidabile austenitico, nastri di acciaio inossidabile austenitico cosi'
AUPR046000A0 (en) * 2000-10-02 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel strip
JP4875280B2 (ja) * 2000-09-29 2012-02-15 ニューコア・コーポレーション 薄鋼ストリップの製造

Also Published As

Publication number Publication date
WO2000042228A1 (en) 2000-07-20
MY126765A (en) 2006-10-31
AUPP811399A0 (en) 1999-02-04
JP4834223B2 (ja) 2011-12-14
US6841010B2 (en) 2005-01-11
ZA200105726B (en) 2002-02-25
US6558486B1 (en) 2003-05-06
EP1157138A1 (en) 2001-11-28
KR20010093258A (ko) 2001-10-27
CN1143899C (zh) 2004-03-31
MXPA01007029A (es) 2004-09-06
CA2359818A1 (en) 2000-07-20
BR0007480A (pt) 2001-10-23
DK1157138T3 (da) 2009-09-21
EP1157138A4 (en) 2005-08-31
EP1157138B9 (en) 2009-10-21
US20030106621A1 (en) 2003-06-12
DE60042266D1 (de) 2009-07-09
ATE432369T1 (de) 2009-06-15
TW469180B (en) 2001-12-21
ID29959A (id) 2001-10-25
KR100665164B1 (ko) 2007-01-04
NZ512783A (en) 2002-09-27
CN1340106A (zh) 2002-03-13
EP1157138B1 (en) 2009-05-27
BR0007480B1 (pt) 2011-03-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1326723B1 (en) A method of producing steel
JP2002534611A (ja) 冷間圧延鋼
CN1062196C (zh) 具有冷轧性能的带钢制造方法和设备
US11225697B2 (en) Hot rolled light-gauge martensitic steel sheet and method for making the same
CN103667648A (zh) 在铸轧复合设备中制造微合金管坯钢的方法和微合金管坯钢
CN101160183A (zh) 具有高锰含量的轻质结构钢的生产方法和设备
US20150176108A1 (en) High strength high ductility high copper low alloy thin cast strip product and method for making the same
CN1466633A (zh) 由高锰含量的钢制造热轧带材的方法
JP7256383B2 (ja) 熱延鋼板の製造方法
JP5509222B2 (ja) 熱間圧延薄鋳造ストリップ品及びその製造方法
JP5350254B2 (ja) アルミニウム合金化多相鋼からフラット鋼生成物を製造する方法
US11285529B2 (en) Aluminum-free steel alloys and methods for making the same
JP2004509770A (ja) 鋼ストリップ製造方法
AU757362B2 (en) Cold rolled steel
AU2001291499A1 (en) A method of producing steel
JP2863013B2 (ja) 薄スラブの鋳造・圧延方法
Rosso et al. Continuous casting and rolling for the manufacturing of thin Al sheets
Colás et al. Design of Microstructures and Properties of Steel by Hot and Cold Rolling
JPH0929406A (ja) 連続鋳造方法
JPH08290244A (ja) 薄肉帯状鋳片の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20061117

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20061117

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20091208

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20100305

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20110301

RD03 Notification of appointment of power of attorney

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423

Effective date: 20110301

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20110322

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20110621

A911 Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911

Effective date: 20110629

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: 20110830

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: 20110926

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140930

Year of fee payment: 3

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees