JPH0215609B2 - - Google Patents
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- JPH0215609B2 JPH0215609B2 JP62157892A JP15789287A JPH0215609B2 JP H0215609 B2 JPH0215609 B2 JP H0215609B2 JP 62157892 A JP62157892 A JP 62157892A JP 15789287 A JP15789287 A JP 15789287A JP H0215609 B2 JPH0215609 B2 JP H0215609B2
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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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
(産業上の利用分野)
本発明はCuを添加された鋼を用いることによ
つて高r値で従来にない高強度範囲の冷延鋼板を
製造する方法に関するものである。最近の冷延鋼
板の利用者側からの冷延鋼板に対する特性値上の
要求の一つは冷延鋼板の益々の高強度化であると
同時に高い加工性を保持していることである。本
発明はこれらの要求に応える鋼板を提供する製造
方法に関するものである。 (従来の技術) 従来の高r値を有した高強度冷延鋼板としては
Pを添加したAlキルド鋼板(例えば、特公昭59
−20733号公報)やPを添加したTiおよびNb含
有超極低炭素鋼板(例えば、特公昭60−47328号
公報)がある。しかしながらこれらの高強度鋼板
の引張強さはせいぜい40から45Kgf/mm2以下であ
る。従つて最近の冷延鋼板に対する新しい要求を
満足するものではない。 これにたいして本発明の高r値高強度冷延鋼板
の引張強さは45〜75Kgf/mm2の範囲のものであり
従来にない新鋼板の製造方法を提供しようとする
ものである。 (発明が解決しようとする問題点) 最近の高加工性冷延鋼板の材質にたいする利用
者側からの材質性能の益々の高度化の要求は強ま
るばかりである。即ち、益々の高加工変形を必要
とする複雑な形状をした部分が増えてきているこ
ととあわせて、部品の高強度化への指向と鋼板の
薄手化を図り軽量化をしていく必要性が高くなつ
てきていることと、鋼板の利用者側での変形加工
処理工程を出来る限り少なくして低コスト化を図
る必要性が近年とみに増えているためである。従
つて、従来の技術内容では到底鋼板の利用者側の
要求を満たすものではない。 従来の技術レベル範囲の高r値高強度鋼板の引
張強さはせいぜい45Kgf/mm2以下である。一般的
に鋼板の強度を上げるために各種の強化元素を添
加すると強度の上昇と共にr値は低くなり高強度
鋼板では高r値は得られないとするのが従来の認
識である。 本発明では従来不可能とされていた引張強さ45
Kgf/mm2以上の鋼板においてさえも高いr値がえ
られる新規な方法を開発したものである。 r値を十分に高く保ちつつ高強度化をするにお
いて本発明ではCuの析出強化を利用するが、そ
の析出処理も工業的に低コストで実現可能とする
ために低温短時間で熱処理が完了するようにした
ものである。 (問題点を解決するための手段) 本発明が対象とする高r値高強度鋼板の基本鋼
板は極低炭素鋼板である。 本発明が対象とする高r値冷延鋼板は、以下の
理由によりC0.010%以下、Mn0.05〜0.5%、Si1.0
%以下、S0.001〜0.030%、P0.10%以下、
N0.0050%以下、sol.Al0.005〜0.10%、Cu0.8〜
2.2%、その他不可避的元素を含有するものを基
本的成分として、これにTi、Nbの一種または二
種を、更にはNiを含有させることもある。 本発明者等は、連続焼鈍方式による高強度冷延
鋼板の製造方法を検討し、低炭素鋼に種々の元素
を単独あるいは複合添加する研究を行つた結果、
C量を低減し且つCuを添加することによつて高
いr値と高強度を同時に達成しうることを新規に
知見した。 C量は高強度レベルになつても極めて高いr値
と高い延性を確保するために極力低減させること
が必要である。第1図はMn0.15%、Si0.02%、
S0.010%、P0.01%、N0.0020%、sol.Al0.03%、
Cu1.8%を含む鋼を基本成分とし、C量を0.0015
〜0.0450%の範囲で変化させた鋼を溶製し、常法
に従い熱間圧延および冷間圧延を施し板厚0.8mm
の鋼板とした後、825℃の温度にて1分間保持し、
550℃まで5℃/秒で冷却し、続いて550℃で5分
間熱処理した時のC量とr値の関係について調べ
たグラフである。同図から、C量が0.01%以下の
本発明鋼では、C量が高い比較鋼に対しr値が
0.4〜0.5も高く、C量を制御することにより極め
て高いr値が確保しうる事が認められる。従つ
て、C量としては、0.010%以下にする必要があ
る。これ以上のC量になるとr値および延性が下
がり本発明の目的が達成されない。 Pは鋼板の強度を上げる元素としてその必要強
度レベルに応じて添加する。しかし、0.10%を越
えると鋼板の二次加工割れが発生するのでそれを
上限とする。 Siは鋼板の強度を上げる元素としてその必要強
度レベルに応じて添加するが1.0%を越えると熱
延時に発生するスケールによつて鋼板の表面疵が
発生しやすくなるのでその添加量は1.0%以下と
する。 MnおよびS量は鋼板のr値や延性を高めるに
は低いほうが好ましく、それぞれの上限を0.5%、
0.030%とする。Mn量があまり低くなりすぎると
鋼板の表面疵が発生し易くなるのでその下限を
0.05%とし、S量があまり低くなると工業的に溶
製が訣困難となるので、その下限を0.001%と定
める。 Nはr値を高め、高延性を得るためには低い方
が好ましく0.0050%以下とする。 Cuは極低炭素鋼に添加することによつて、r
値の高い再結晶集合組織の発達を終えてから析出
させて鋼板の強度を高める効果をもつ。第2図は
C0.0025%、Mn0.15%、Si0.60%、S0.015%、
P0.08%、N0.0025%、sol.Al0.03%を含む鋼を基
本成分とし、Cu量を0.71〜2.06%の範囲で添加し
た鋼を溶製し、常法に従い熱間圧延および冷間圧
延を施し板厚0.8mmの鋼板とした後、850℃で再結
晶焼鈍し、続いて450℃〜600℃で3分間処理した
時の熱処理温度による強度変化を調べたグラフで
ある。図中、曲線aはCu2.06%、曲線bはCu1.38
%、曲線cはCu0.71%の場合である。同図より高
r値鋼板の強度を高めるためには0.8%以上のCu
量が必要である。一方、2.2%を越えると表面品
質が劣化するので、Cuは0.8〜2.2%の範囲内にす
る必要がある。 Ti、Nbの一種または二種をそれぞれ0.01〜0.2
%、0.005〜0.2%の範囲で添加するとCとNはこ
れらによつて固定され得られる鋼板は非時効性の
鋼板になる。非時効性鋼板になると時効による延
性の低下はなくなり一層の高延性鋼板が得られ
る。また、Ti、Nbの一種または二種の添加は鋼
板のr値をより高いものにする効果がある。 Niは鋼板の表面品質のを高品位に保ち、熱間
脆性を防止するのに有効である。必要に応じて
0.15〜0.45%の範囲で添加してもよい。 sol.AlはAlキルドを得るために必要な0.005〜
0.10%の範囲にすればよい。 次に熱間圧延工程では、連続鋳造機から直送さ
れた高温鋳片または、加熱によつて得られた高温
鋳片をAr3以上の温度で熱間圧延を行う。 熱間圧延後の巻取温度については特に制限はな
いが、500〜650℃で巻き取つた場合熱延板中に
Cuが微細に析出し、これが引き続く冷間圧延後
の焼鈍時に再結晶を遅らせる作用をもつため、好
ましくは熱延後の巻取温度は450℃以下もしくは
700℃以上とする。 次に冷間圧延についてであるが、高r値をうる
為には冷延圧下率は高い方が良い。50〜85%の範
囲の冷延圧下率であれば本発明の目的に適う。か
くして得られた冷間圧延板の焼鈍は750℃以上の
温度で連続焼鈍を行い、再結晶させると同時に
Cuの固溶をはかる。連続焼鈍後で高r値と同時
に高強度をもつた鋼板にする場合は、750℃以上
の温度での再結晶焼鈍後700〜450℃の温度範囲に
冷却し此の温度範囲で0.1分以上のCuの析出熱処
理を施す。この方法は連続焼鈍が終わつた段階で
高r値と高強度を同時に兼ね備えた鋼板を製造す
る方法である。 一方、750℃以上の温度での再結晶焼鈍後1分
以内に450℃未満の温度まで冷却しCuを固溶させ
た一次製品とし、この一次製品に対しそれに成形
加工を施しその加工された製品に450〜700℃の範
囲の熱処理を加えCuを析出させて加工部品の強
度を高めることも本発明の方法である。この方法
を採用すれば、成形加工時の鋼板の強度は低く軟
質でさらに延性も十分に高いので一層複雑な難成
形部品の加工も可能となり、従来の技術では得ら
れなかつた高強度部品が得られるようになる。 尚、この成形加工後に熱処理を施してその強度
を高めるが、熱処理作業性からみるとできるだけ
低温でしかも短時間の熱処理で終了させることが
極めて大切である。本発明ではこの点についても
十分な検討を加え短時間の熱処理でその目的が達
成されるようにしたものである。 実施例 1 第1表に示したA〜Hまでの鋼片を同表に示す
条件で熱延し巻き取り、板厚3.2mmの熱延鋼板を
得た。その鋼板を0.8mmまで冷間圧延を施した後、
同表にしめす再結晶焼鈍、およびCuの析出処理
を施した。この鋼板の機械的性質を第2表に示
す。本発明鋼A〜Eは45Kgf/mm2を越える高強度
でありながら、r値は極めて高く従来の鋼にない
特徴を有している。これに対し比較鋼FはC量が
多いためr値が低く、伸びも低い。比較鋼Gは高
いr値を持つが、Cu量が少ないため再結晶焼鈍
に引き続く短時間の熱処理では強度が上がらず、
目的とする強度に達しない。比較鋼Hを連続焼鈍
時の均熱温度が低いため再結晶が完了しておら
ず、r値伸びとも低い。
つて高r値で従来にない高強度範囲の冷延鋼板を
製造する方法に関するものである。最近の冷延鋼
板の利用者側からの冷延鋼板に対する特性値上の
要求の一つは冷延鋼板の益々の高強度化であると
同時に高い加工性を保持していることである。本
発明はこれらの要求に応える鋼板を提供する製造
方法に関するものである。 (従来の技術) 従来の高r値を有した高強度冷延鋼板としては
Pを添加したAlキルド鋼板(例えば、特公昭59
−20733号公報)やPを添加したTiおよびNb含
有超極低炭素鋼板(例えば、特公昭60−47328号
公報)がある。しかしながらこれらの高強度鋼板
の引張強さはせいぜい40から45Kgf/mm2以下であ
る。従つて最近の冷延鋼板に対する新しい要求を
満足するものではない。 これにたいして本発明の高r値高強度冷延鋼板
の引張強さは45〜75Kgf/mm2の範囲のものであり
従来にない新鋼板の製造方法を提供しようとする
ものである。 (発明が解決しようとする問題点) 最近の高加工性冷延鋼板の材質にたいする利用
者側からの材質性能の益々の高度化の要求は強ま
るばかりである。即ち、益々の高加工変形を必要
とする複雑な形状をした部分が増えてきているこ
ととあわせて、部品の高強度化への指向と鋼板の
薄手化を図り軽量化をしていく必要性が高くなつ
てきていることと、鋼板の利用者側での変形加工
処理工程を出来る限り少なくして低コスト化を図
る必要性が近年とみに増えているためである。従
つて、従来の技術内容では到底鋼板の利用者側の
要求を満たすものではない。 従来の技術レベル範囲の高r値高強度鋼板の引
張強さはせいぜい45Kgf/mm2以下である。一般的
に鋼板の強度を上げるために各種の強化元素を添
加すると強度の上昇と共にr値は低くなり高強度
鋼板では高r値は得られないとするのが従来の認
識である。 本発明では従来不可能とされていた引張強さ45
Kgf/mm2以上の鋼板においてさえも高いr値がえ
られる新規な方法を開発したものである。 r値を十分に高く保ちつつ高強度化をするにお
いて本発明ではCuの析出強化を利用するが、そ
の析出処理も工業的に低コストで実現可能とする
ために低温短時間で熱処理が完了するようにした
ものである。 (問題点を解決するための手段) 本発明が対象とする高r値高強度鋼板の基本鋼
板は極低炭素鋼板である。 本発明が対象とする高r値冷延鋼板は、以下の
理由によりC0.010%以下、Mn0.05〜0.5%、Si1.0
%以下、S0.001〜0.030%、P0.10%以下、
N0.0050%以下、sol.Al0.005〜0.10%、Cu0.8〜
2.2%、その他不可避的元素を含有するものを基
本的成分として、これにTi、Nbの一種または二
種を、更にはNiを含有させることもある。 本発明者等は、連続焼鈍方式による高強度冷延
鋼板の製造方法を検討し、低炭素鋼に種々の元素
を単独あるいは複合添加する研究を行つた結果、
C量を低減し且つCuを添加することによつて高
いr値と高強度を同時に達成しうることを新規に
知見した。 C量は高強度レベルになつても極めて高いr値
と高い延性を確保するために極力低減させること
が必要である。第1図はMn0.15%、Si0.02%、
S0.010%、P0.01%、N0.0020%、sol.Al0.03%、
Cu1.8%を含む鋼を基本成分とし、C量を0.0015
〜0.0450%の範囲で変化させた鋼を溶製し、常法
に従い熱間圧延および冷間圧延を施し板厚0.8mm
の鋼板とした後、825℃の温度にて1分間保持し、
550℃まで5℃/秒で冷却し、続いて550℃で5分
間熱処理した時のC量とr値の関係について調べ
たグラフである。同図から、C量が0.01%以下の
本発明鋼では、C量が高い比較鋼に対しr値が
0.4〜0.5も高く、C量を制御することにより極め
て高いr値が確保しうる事が認められる。従つ
て、C量としては、0.010%以下にする必要があ
る。これ以上のC量になるとr値および延性が下
がり本発明の目的が達成されない。 Pは鋼板の強度を上げる元素としてその必要強
度レベルに応じて添加する。しかし、0.10%を越
えると鋼板の二次加工割れが発生するのでそれを
上限とする。 Siは鋼板の強度を上げる元素としてその必要強
度レベルに応じて添加するが1.0%を越えると熱
延時に発生するスケールによつて鋼板の表面疵が
発生しやすくなるのでその添加量は1.0%以下と
する。 MnおよびS量は鋼板のr値や延性を高めるに
は低いほうが好ましく、それぞれの上限を0.5%、
0.030%とする。Mn量があまり低くなりすぎると
鋼板の表面疵が発生し易くなるのでその下限を
0.05%とし、S量があまり低くなると工業的に溶
製が訣困難となるので、その下限を0.001%と定
める。 Nはr値を高め、高延性を得るためには低い方
が好ましく0.0050%以下とする。 Cuは極低炭素鋼に添加することによつて、r
値の高い再結晶集合組織の発達を終えてから析出
させて鋼板の強度を高める効果をもつ。第2図は
C0.0025%、Mn0.15%、Si0.60%、S0.015%、
P0.08%、N0.0025%、sol.Al0.03%を含む鋼を基
本成分とし、Cu量を0.71〜2.06%の範囲で添加し
た鋼を溶製し、常法に従い熱間圧延および冷間圧
延を施し板厚0.8mmの鋼板とした後、850℃で再結
晶焼鈍し、続いて450℃〜600℃で3分間処理した
時の熱処理温度による強度変化を調べたグラフで
ある。図中、曲線aはCu2.06%、曲線bはCu1.38
%、曲線cはCu0.71%の場合である。同図より高
r値鋼板の強度を高めるためには0.8%以上のCu
量が必要である。一方、2.2%を越えると表面品
質が劣化するので、Cuは0.8〜2.2%の範囲内にす
る必要がある。 Ti、Nbの一種または二種をそれぞれ0.01〜0.2
%、0.005〜0.2%の範囲で添加するとCとNはこ
れらによつて固定され得られる鋼板は非時効性の
鋼板になる。非時効性鋼板になると時効による延
性の低下はなくなり一層の高延性鋼板が得られ
る。また、Ti、Nbの一種または二種の添加は鋼
板のr値をより高いものにする効果がある。 Niは鋼板の表面品質のを高品位に保ち、熱間
脆性を防止するのに有効である。必要に応じて
0.15〜0.45%の範囲で添加してもよい。 sol.AlはAlキルドを得るために必要な0.005〜
0.10%の範囲にすればよい。 次に熱間圧延工程では、連続鋳造機から直送さ
れた高温鋳片または、加熱によつて得られた高温
鋳片をAr3以上の温度で熱間圧延を行う。 熱間圧延後の巻取温度については特に制限はな
いが、500〜650℃で巻き取つた場合熱延板中に
Cuが微細に析出し、これが引き続く冷間圧延後
の焼鈍時に再結晶を遅らせる作用をもつため、好
ましくは熱延後の巻取温度は450℃以下もしくは
700℃以上とする。 次に冷間圧延についてであるが、高r値をうる
為には冷延圧下率は高い方が良い。50〜85%の範
囲の冷延圧下率であれば本発明の目的に適う。か
くして得られた冷間圧延板の焼鈍は750℃以上の
温度で連続焼鈍を行い、再結晶させると同時に
Cuの固溶をはかる。連続焼鈍後で高r値と同時
に高強度をもつた鋼板にする場合は、750℃以上
の温度での再結晶焼鈍後700〜450℃の温度範囲に
冷却し此の温度範囲で0.1分以上のCuの析出熱処
理を施す。この方法は連続焼鈍が終わつた段階で
高r値と高強度を同時に兼ね備えた鋼板を製造す
る方法である。 一方、750℃以上の温度での再結晶焼鈍後1分
以内に450℃未満の温度まで冷却しCuを固溶させ
た一次製品とし、この一次製品に対しそれに成形
加工を施しその加工された製品に450〜700℃の範
囲の熱処理を加えCuを析出させて加工部品の強
度を高めることも本発明の方法である。この方法
を採用すれば、成形加工時の鋼板の強度は低く軟
質でさらに延性も十分に高いので一層複雑な難成
形部品の加工も可能となり、従来の技術では得ら
れなかつた高強度部品が得られるようになる。 尚、この成形加工後に熱処理を施してその強度
を高めるが、熱処理作業性からみるとできるだけ
低温でしかも短時間の熱処理で終了させることが
極めて大切である。本発明ではこの点についても
十分な検討を加え短時間の熱処理でその目的が達
成されるようにしたものである。 実施例 1 第1表に示したA〜Hまでの鋼片を同表に示す
条件で熱延し巻き取り、板厚3.2mmの熱延鋼板を
得た。その鋼板を0.8mmまで冷間圧延を施した後、
同表にしめす再結晶焼鈍、およびCuの析出処理
を施した。この鋼板の機械的性質を第2表に示
す。本発明鋼A〜Eは45Kgf/mm2を越える高強度
でありながら、r値は極めて高く従来の鋼にない
特徴を有している。これに対し比較鋼FはC量が
多いためr値が低く、伸びも低い。比較鋼Gは高
いr値を持つが、Cu量が少ないため再結晶焼鈍
に引き続く短時間の熱処理では強度が上がらず、
目的とする強度に達しない。比較鋼Hを連続焼鈍
時の均熱温度が低いため再結晶が完了しておら
ず、r値伸びとも低い。
【表】
【表】
【表】
【表】
実施例 2
第3表に示す組成の鋼No.1及びNo.2を同表に示
す条件で熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍を
し、板厚1.2mmの冷延鋼板を得た。これらの鋼板
を圧力容器に成形加工した。圧力容器はプレス加
工および溶接後、630℃程度で温度で応力除去焼
鈍が行われる。圧力容器に成形加工後、サンプル
を切り出した。切り出したサンプルの板厚歪は約
14%であつた。このサンプルの引張強さおよび
630℃で5分間の熱処理後の引張強さを第4表に
示す。同表中の強度上昇量ΔTSは、プレス成形
および熱処理後の引張強さから成形前の冷延鋼板
の引張強さを引いた値である。比較鋼は加工後の
熱処理により大幅に軟化しているのに対し、本発
明鋼は加工後の熱処理により更なる強度上昇が達
成されている。
す条件で熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍を
し、板厚1.2mmの冷延鋼板を得た。これらの鋼板
を圧力容器に成形加工した。圧力容器はプレス加
工および溶接後、630℃程度で温度で応力除去焼
鈍が行われる。圧力容器に成形加工後、サンプル
を切り出した。切り出したサンプルの板厚歪は約
14%であつた。このサンプルの引張強さおよび
630℃で5分間の熱処理後の引張強さを第4表に
示す。同表中の強度上昇量ΔTSは、プレス成形
および熱処理後の引張強さから成形前の冷延鋼板
の引張強さを引いた値である。比較鋼は加工後の
熱処理により大幅に軟化しているのに対し、本発
明鋼は加工後の熱処理により更なる強度上昇が達
成されている。
【表】
【表】
(発明の効果)
以上詳述したように本発明の方法によつて、高
い生産性をもつ連続焼鈍プロセスで高いr値をも
つた引張強さ45〜75Kgf/mm2の高強度冷延鋼板の
製造が初めて可能となるものである。
い生産性をもつ連続焼鈍プロセスで高いr値をも
つた引張強さ45〜75Kgf/mm2の高強度冷延鋼板の
製造が初めて可能となるものである。
第1図は1.8%Cuを含有した冷延鋼板のr値に
及ぼすC量の影響を示すグラフ、第2図は極低炭
素冷延鋼板の強度に及ぼす熱処理温度の影響を
Cu量をパラメーターとして示すグラフである。
及ぼすC量の影響を示すグラフ、第2図は極低炭
素冷延鋼板の強度に及ぼす熱処理温度の影響を
Cu量をパラメーターとして示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C0.010%以下、Mn0.05〜0.5%、Si1.0%以
下、S0.001〜0.030%、P0.10%以下、N0.0050%
以下、sol.Al0.005〜0.10%、Cu0.8〜2.2%を含有
する鋼を、Ar3点以上の温度で熱間圧延してコイ
ルとなし、次いで冷間圧延を施し、得られた冷延
鋼帯を750℃以上の温度で再結晶焼鈍し、続いて
450〜700℃の温度範囲で0.1分以上の熱処理を施
すことを特徴とする高r値を有する高強度冷延鋼
板の製造方法。 2 C0.010%以下、Mn0.05〜0.5%、Si1.0%以
下、S0.001〜0.030%、P0.10%以下、N0.0050%
以下、sol.Al0.005〜0.10%、Cu0.8〜2.2%を含有
する鋼を、Ar3点以上の温度で熱間圧延してコイ
ルとなし、次いで冷間圧延を施し、得られた冷延
鋼帯を750℃以上の温度で再結晶焼鈍し、次いで
1分以内に450℃未満の温度まで冷却して製品と
し、加工変形後に再び450〜700℃の温度範囲で
0.1分以上の熱処理を施すことを特徴とする高r
値を有する高強度冷延鋼板の製造方法。 3 特許請求の範囲第1項又は第2項記載の方法
において、さらに、該鋼中にTiまたはNbの一種
または二種をそれぞれ0.01〜0.2%、0.005〜0.2%
の範囲で含有する方法。 4 特許請求の範囲第1項〜第3項の何れか1項
に記載の方法において、さらに、該鋼中にNi0.15
〜0.45%を含有する方法。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62157892A JPS644429A (en) | 1987-06-26 | 1987-06-26 | Manufacture of high-strength cold-rolled steel sheet with high (r) value |
US07/320,268 US4961793A (en) | 1987-06-26 | 1988-06-27 | High-strength cold-rolled steel sheet having high r value and process for manufacturing the same |
EP88906042A EP0319590B1 (en) | 1987-06-26 | 1988-06-27 | High-strength, cold-rolled steel sheet having high r value and process for its production |
DE88906042T DE3880276T2 (de) | 1987-06-26 | 1988-06-27 | Kaltgewalzter feinblechstahl mit hohem r-wert und verfahren zu seiner herstellung. |
PCT/JP1988/000640 WO1988010319A1 (en) | 1987-06-26 | 1988-06-27 | High-strength, cold-rolled steel sheet having high gamma value and process for its production |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62157892A JPS644429A (en) | 1987-06-26 | 1987-06-26 | Manufacture of high-strength cold-rolled steel sheet with high (r) value |
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---|---|
JPS644429A JPS644429A (en) | 1989-01-09 |
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JP (1) | JPS644429A (ja) |
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-
1987
- 1987-06-26 JP JP62157892A patent/JPS644429A/ja active Granted
-
1988
- 1988-06-27 DE DE88906042T patent/DE3880276T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1988-06-27 EP EP88906042A patent/EP0319590B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-06-27 WO PCT/JP1988/000640 patent/WO1988010319A1/ja active IP Right Grant
- 1988-06-27 US US07/320,268 patent/US4961793A/en not_active Expired - Lifetime
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