JPH04323346A - 常温遅時効性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板 - Google Patents
常温遅時効性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板Info
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- JPH04323346A JPH04323346A JP8892691A JP8892691A JPH04323346A JP H04323346 A JPH04323346 A JP H04323346A JP 8892691 A JP8892691 A JP 8892691A JP 8892691 A JP8892691 A JP 8892691A JP H04323346 A JPH04323346 A JP H04323346A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は常温遅時効性と焼付硬化
性に優れる冷延鋼板に関する。
性に優れる冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】プレス成形用の薄鋼板の多くは０．０１
〜０．０５重量％程度の炭素を含有する、所謂低炭素ア
ルミキルド鋼を用いて製造されている。一方、製品中に
固溶する炭素原子が多く存在すると、製造されてからプ
レス成形されるまでに時間がかかり、プレス成形の際に
ストレッチャーストレインと呼ばれる表面凹凸を作り、
外観を劣化させる。このため、鋼中の炭素を一般にはセ
メンタイト（Ｆｅ３ Ｃ）として析出させ、固溶状態で
存在する炭素原子を少なくして、製造されてから時間が
たってプレスされてもストレッチャーストレインを生じ
難い性質、所謂常温での遅時効性を付与して製造されて
おり、その製造技術が例えば特公昭６３−４９７２６号
公報等に開示されている。
〜０．０５重量％程度の炭素を含有する、所謂低炭素ア
ルミキルド鋼を用いて製造されている。一方、製品中に
固溶する炭素原子が多く存在すると、製造されてからプ
レス成形されるまでに時間がかかり、プレス成形の際に
ストレッチャーストレインと呼ばれる表面凹凸を作り、
外観を劣化させる。このため、鋼中の炭素を一般にはセ
メンタイト（Ｆｅ３ Ｃ）として析出させ、固溶状態で
存在する炭素原子を少なくして、製造されてから時間が
たってプレスされてもストレッチャーストレインを生じ
難い性質、所謂常温での遅時効性を付与して製造されて
おり、その製造技術が例えば特公昭６３−４９７２６号
公報等に開示されている。
【０００３】一方、製品中の固溶炭素量を、プレス成形
の際にストレッチャーストレインを発生しないでかつ塗
装焼付の際に時効硬化する量に制御することによって、
プレス成形の際に外観品質が良好でかつ所謂焼付硬化性
を具備した鋼板を製造する技術も例えば特開昭６１−２
８１８５２号公報，特公昭６０−４６１６５号公報等に
開示されている。
の際にストレッチャーストレインを発生しないでかつ塗
装焼付の際に時効硬化する量に制御することによって、
プレス成形の際に外観品質が良好でかつ所謂焼付硬化性
を具備した鋼板を製造する技術も例えば特開昭６１−２
８１８５２号公報，特公昭６０−４６１６５号公報等に
開示されている。
【０００４】しかしながら、現状の遅時効性でかつ焼付
硬化性を有した鋼板は、製品中の固溶炭素の量を多くし
て焼付硬化量を多くしようとするとストレッチャースト
レインがプレス成形の際に発生してしまうので、ストレ
ッチャーストレインを発生させないために製品中の固溶
炭素の量を少なくして、すなわち焼付硬化量を少なくし
て製造せざるを得ないという欠点を有していた。
硬化性を有した鋼板は、製品中の固溶炭素の量を多くし
て焼付硬化量を多くしようとするとストレッチャースト
レインがプレス成形の際に発生してしまうので、ストレ
ッチャーストレインを発生させないために製品中の固溶
炭素の量を少なくして、すなわち焼付硬化量を少なくし
て製造せざるを得ないという欠点を有していた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明はプレス成形用
途に用いられる常温遅時効性と焼付硬化性に優れる冷延
鋼板を提供するもので、常温遅時効性と高い焼付硬化性
を両立させるのは困難であるとする従来の問題点を有利
に解決するものである。
途に用いられる常温遅時効性と焼付硬化性に優れる冷延
鋼板を提供するもので、常温遅時効性と高い焼付硬化性
を両立させるのは困難であるとする従来の問題点を有利
に解決するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記のと
おりである。 （１） 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．０５％、 Ｍｎ：０．０５〜０．２％、 Ｓｉ：０．１％以下、 Ｐ：０．００２〜０．０８％、 Ｓ：０．００１〜０．０２０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
３〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 残部がＦｅと不可避的不純物よりなる常温遅時効性と焼
付硬化性に優れる冷延鋼板。
おりである。 （１） 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．０５％、 Ｍｎ：０．０５〜０．２％、 Ｓｉ：０．１％以下、 Ｐ：０．００２〜０．０８％、 Ｓ：０．００１〜０．０２０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
３〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 残部がＦｅと不可避的不純物よりなる常温遅時効性と焼
付硬化性に優れる冷延鋼板。
【０００７】（２） 重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０５％、
Ｍｎ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｐ：０．００２〜０．０８％、
Ｓ：０．００１〜０．０２０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
３〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 Ｂ：０．０００５〜０．００３％、 残部がＦｅと不可避的不純物よりなる常温遅時効性と焼
付硬化性に優れる冷延鋼板。
３〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 Ｂ：０．０００５〜０．００３％、 残部がＦｅと不可避的不純物よりなる常温遅時効性と焼
付硬化性に優れる冷延鋼板。
【０００８】すなわち、本発明はプレス成形用素材とし
て多く用いられる低炭素アルミキルド鋼にＰｂを適量添
加すると高い焼付硬化性を示すとともにプレス成形の際
にストレッチャーストレインを生じ難くなるという新規
知見に基づいてなされるものである。
て多く用いられる低炭素アルミキルド鋼にＰｂを適量添
加すると高い焼付硬化性を示すとともにプレス成形の際
にストレッチャーストレインを生じ難くなるという新規
知見に基づいてなされるものである。
【０００９】
【作用】以下に本発明を具体的に説明する。Ｃが多いと
析出するセメンタイトの量が多くなり鋼が硬質となるの
で、その上限は０．０５％とした。一方、Ｃを少なくす
るためには真空脱ガス法などを適用しなければならない
ので、その際の脱炭コストが上昇する。このため、下限
を０．０１％とした。
析出するセメンタイトの量が多くなり鋼が硬質となるの
で、その上限は０．０５％とした。一方、Ｃを少なくす
るためには真空脱ガス法などを適用しなければならない
ので、その際の脱炭コストが上昇する。このため、下限
を０．０１％とした。
【００１０】Ｓｉは不純物元素である。一般に不純物元
素として含まれるＳｉは多くても０．１％であるので、
上限を０．１％とした。Ｍｎは熱間圧延での疵を抑制す
るために添加する場合がある。多くても０．２％存在す
れば十分である。Ｍｎが少ないほど鋼が軟質になりプレ
ス成形性は向上するが、脱Ｍｎによるコストアップとな
るので下限を０．０５％とした。
素として含まれるＳｉは多くても０．１％であるので、
上限を０．１％とした。Ｍｎは熱間圧延での疵を抑制す
るために添加する場合がある。多くても０．２％存在す
れば十分である。Ｍｎが少ないほど鋼が軟質になりプレ
ス成形性は向上するが、脱Ｍｎによるコストアップとな
るので下限を０．０５％とした。
【００１１】Ｐは少ない添加量で強度を著しく高めるこ
とができるため、高強度鋼板を製造する場合には添加す
る。あまりに多いと低温での脆性割れの点で好ましくな
いので、上限を０．０８％とした。一般に０．００２％
以上は不純物として鋼に含まれる。Ｓは不純物元素とし
て鋼に存在する。脱Ｓもできるがコストアップとなる。 ０．００１％未満になると連続鋳造の際にキズを生じ易
い。０．０２％超は通常、鋼に含まれない。
とができるため、高強度鋼板を製造する場合には添加す
る。あまりに多いと低温での脆性割れの点で好ましくな
いので、上限を０．０８％とした。一般に０．００２％
以上は不純物として鋼に含まれる。Ｓは不純物元素とし
て鋼に存在する。脱Ｓもできるがコストアップとなる。 ０．００１％未満になると連続鋳造の際にキズを生じ易
い。０．０２％超は通常、鋼に含まれない。
【００１２】酸可溶性Ａｌは鋳造前に脱酸のために添加
するＡｌによりもたらされる。Ｂを添加しない場合には
Ｎを鋼中でＡｌＮとして析出させる役割をもつ。ＮをＡ
ｌＮとして析出させるため、酸可溶性Ａｌは０．０１％
以上必要である。酸可溶性Ａｌが多いほどプレス成形性
は向上するが、あまりに多いと逆に悪化する。最多で０
．０７％である。
するＡｌによりもたらされる。Ｂを添加しない場合には
Ｎを鋼中でＡｌＮとして析出させる役割をもつ。ＮをＡ
ｌＮとして析出させるため、酸可溶性Ａｌは０．０１％
以上必要である。酸可溶性Ａｌが多いほどプレス成形性
は向上するが、あまりに多いと逆に悪化する。最多で０
．０７％である。
【００１３】Ｎは不純物元素であり少ないほうがプレス
成形性は向上する。このため上限を０．００４％とした
。０．０００３％未満は現状の製鋼での脱Ｎ技術では不
可能である。Ｐｂはプレス成形の際にストレッチャース
トレインの発生を抑制するとともに焼付硬化量を増大さ
せるため添加する。Ｐｂは鋼中にほとんど固溶せず粒状
に鋼中に分散し、室温では固体、焼鈍温度では液体とし
て存在し、鋼に比べ熱膨脹係数が大きいのが特徴である
。このため、焼鈍後の冷却でＰｂ粒子の周りの鋼には引
張の応力場が形成され、ここに鋼中の固溶状態のＣ原子
が集まった状態となると考えられる。これを自動車の塗
装焼付温度まで加熱するとＰｂ粒子が膨脹することと、
プレス成形の際に導入された転位が存在するため、Ｐｂ
粒子の周りから固溶状態のＣ原子が放出され、このＣ原
子が転位を固着するため、高い焼付硬化性を示すと考え
られる。一方、Ｐｂは室温では鋼に比べ著しく軟質であ
るため鋼中にＰｂ粒子が存在するとプレス成形の際には
Ｐｂ粒子の周りから変形がはじまるため、ストレッチャ
ーストレインを発生させ難くすると考えられる。上記し
た効果はＰｂを０．０１％以上添加しないと現れない。 多いほど上記効果は大きくなるが、０．４％を越えると
プレス成形性に必要な伸び特性を急激に劣化させること
が分かったので、その上限を０．４％とした。
成形性は向上する。このため上限を０．００４％とした
。０．０００３％未満は現状の製鋼での脱Ｎ技術では不
可能である。Ｐｂはプレス成形の際にストレッチャース
トレインの発生を抑制するとともに焼付硬化量を増大さ
せるため添加する。Ｐｂは鋼中にほとんど固溶せず粒状
に鋼中に分散し、室温では固体、焼鈍温度では液体とし
て存在し、鋼に比べ熱膨脹係数が大きいのが特徴である
。このため、焼鈍後の冷却でＰｂ粒子の周りの鋼には引
張の応力場が形成され、ここに鋼中の固溶状態のＣ原子
が集まった状態となると考えられる。これを自動車の塗
装焼付温度まで加熱するとＰｂ粒子が膨脹することと、
プレス成形の際に導入された転位が存在するため、Ｐｂ
粒子の周りから固溶状態のＣ原子が放出され、このＣ原
子が転位を固着するため、高い焼付硬化性を示すと考え
られる。一方、Ｐｂは室温では鋼に比べ著しく軟質であ
るため鋼中にＰｂ粒子が存在するとプレス成形の際には
Ｐｂ粒子の周りから変形がはじまるため、ストレッチャ
ーストレインを発生させ難くすると考えられる。上記し
た効果はＰｂを０．０１％以上添加しないと現れない。 多いほど上記効果は大きくなるが、０．４％を越えると
プレス成形性に必要な伸び特性を急激に劣化させること
が分かったので、その上限を０．４％とした。
【００１４】ＢはＮの一部または全部をＢＮとして析出
固定したい場合には添加する。その際の添加量は０．０
００５％以上必要である。０．００３％を越える添加は
プレス成形性を著しく劣化させる。本発明鋼はその用途
から冷間圧延の後連続焼鈍を行って製造するのがよい。 いずれも定法でよいが、再結晶温度以上で焼鈍するのが
よい。焼鈍の後の冷却は特に限定するものではないが、
少なくとも４５０〜２５０℃の温度域で１〜１０ｍｉｎ
在滞させると鋼が軟質となり好ましい。焼鈍後、上記し
た４５０〜２５０℃の温度域での１〜１０ｍｉｎの在滞
の前に５０℃／ｓｅｃ超で少なくとも６５０〜５００℃
の温度域を急冷すると鋼が軟質となり好ましい。室温ま
で急冷し、４５０〜２５０℃の温度域で在滞させるため
再加熱してもよい。溶融亜鉛鍍金鋼板となすため、焼鈍
中、焼鈍後の冷却中に鍍金を行ってもよい。また鍍金後
亜鉛鍍金層を合金化するための熱処理を常法に従って行
ってもよい。亜鉛−鉄組成の合金鍍金を行っても勿論よ
い。
固定したい場合には添加する。その際の添加量は０．０
００５％以上必要である。０．００３％を越える添加は
プレス成形性を著しく劣化させる。本発明鋼はその用途
から冷間圧延の後連続焼鈍を行って製造するのがよい。 いずれも定法でよいが、再結晶温度以上で焼鈍するのが
よい。焼鈍の後の冷却は特に限定するものではないが、
少なくとも４５０〜２５０℃の温度域で１〜１０ｍｉｎ
在滞させると鋼が軟質となり好ましい。焼鈍後、上記し
た４５０〜２５０℃の温度域での１〜１０ｍｉｎの在滞
の前に５０℃／ｓｅｃ超で少なくとも６５０〜５００℃
の温度域を急冷すると鋼が軟質となり好ましい。室温ま
で急冷し、４５０〜２５０℃の温度域で在滞させるため
再加熱してもよい。溶融亜鉛鍍金鋼板となすため、焼鈍
中、焼鈍後の冷却中に鍍金を行ってもよい。また鍍金後
亜鉛鍍金層を合金化するための熱処理を常法に従って行
ってもよい。亜鉛−鉄組成の合金鍍金を行っても勿論よ
い。
【００１５】特に限定するものではないが、連続鋳造ス
ラブとなし、熱間圧延を冷間圧延前に行って製造するの
がよい。何れも低炭素アルミキルド鋼製造の定法でよい
。連続鋳造されたスラブを一度室温まで冷却することな
く熱間圧延の加熱炉に装入してもよい。また、連続鋳造
されたスラブを加熱炉に装入することなくそのまま熱間
圧延を行ってもよい。
ラブとなし、熱間圧延を冷間圧延前に行って製造するの
がよい。何れも低炭素アルミキルド鋼製造の定法でよい
。連続鋳造されたスラブを一度室温まで冷却することな
く熱間圧延の加熱炉に装入してもよい。また、連続鋳造
されたスラブを加熱炉に装入することなくそのまま熱間
圧延を行ってもよい。
【００１６】先にも記したが、合金化溶融亜鉛鍍金鋼板
、合金化しない鉄亜鉛組成の鍍金層を持つ溶融鍍金鋼板
、電気的に亜鉛または鉄またはクロムまたはマンガンを
主成分とする鍍金層を析出させた電気鍍金鋼板としても
よい。また、製造後の形状矯正用の調質圧延は常法でよ
い。防錆油，プレス用潤滑油を塗布したり、固体潤滑皮
膜を付けてもよい。クロメート処理などの所謂表面処理
を行ってもよい。
、合金化しない鉄亜鉛組成の鍍金層を持つ溶融鍍金鋼板
、電気的に亜鉛または鉄またはクロムまたはマンガンを
主成分とする鍍金層を析出させた電気鍍金鋼板としても
よい。また、製造後の形状矯正用の調質圧延は常法でよ
い。防錆油，プレス用潤滑油を塗布したり、固体潤滑皮
膜を付けてもよい。クロメート処理などの所謂表面処理
を行ってもよい。
【００１７】
【実施例】種々の化学組成を有する鋼を溶製し、厚さ２
４５ｍｍに連続鋳造した。スラブを１０５０℃の温度に
再加熱し、Ａｒ３ 変態温度以上で熱間圧延を終了し３
．２ｍｍ厚となし、熱間圧延後水冷却して６５０℃で巻
取った。その後塩酸酸洗でスケールを鋼表面から除去し
た。そして冷間圧延で板厚０．７５ｍｍとした。その後
７５０℃で４０ｓｅｃ連続焼鈍を行った。焼鈍の加熱速
度は１０℃／ｓｅｃ、焼鈍後の冷却は１００℃／ｓｅｃ
で２７０℃まで冷却し、引き続き３７０℃に１０ｓｅｃ
で再加熱したのち２５０℃まで２ｍｉｎかけて冷却し、
さらに室温まで５０℃／ｓｅｃで冷却した。
４５ｍｍに連続鋳造した。スラブを１０５０℃の温度に
再加熱し、Ａｒ３ 変態温度以上で熱間圧延を終了し３
．２ｍｍ厚となし、熱間圧延後水冷却して６５０℃で巻
取った。その後塩酸酸洗でスケールを鋼表面から除去し
た。そして冷間圧延で板厚０．７５ｍｍとした。その後
７５０℃で４０ｓｅｃ連続焼鈍を行った。焼鈍の加熱速
度は１０℃／ｓｅｃ、焼鈍後の冷却は１００℃／ｓｅｃ
で２７０℃まで冷却し、引き続き３７０℃に１０ｓｅｃ
で再加熱したのち２５０℃まで２ｍｉｎかけて冷却し、
さらに室温まで５０℃／ｓｅｃで冷却した。
【００１８】一部の材料はゼンジマータイプの連続溶融
鍍金を行い、鍍金目付け量６０ｇ／ｍ２ の合金化溶融
鍍金鋼板とした。その際の浴Ａｌは０．１５％とし、５
００℃で液層がなくなるまで合金化処理を行った（化学
組成により異なるが１０〜２０ｓｅｃ程度）。この際の
焼鈍の加熱速度は１０℃／ｓｅｃで鋼板の最高到達温度
は８４０℃、冷却は鍍金前まで８０℃／ｓｅｃで２５０
℃まで冷却し、引き続き４６０℃まで再加熱し、鍍金浴
に浸漬した。合金化後は３００℃まで気水冷却し、引き
続き２５０℃まで３ｍｉｎかけて冷却し、その後室温迄
冷却した。
鍍金を行い、鍍金目付け量６０ｇ／ｍ２ の合金化溶融
鍍金鋼板とした。その際の浴Ａｌは０．１５％とし、５
００℃で液層がなくなるまで合金化処理を行った（化学
組成により異なるが１０〜２０ｓｅｃ程度）。この際の
焼鈍の加熱速度は１０℃／ｓｅｃで鋼板の最高到達温度
は８４０℃、冷却は鍍金前まで８０℃／ｓｅｃで２５０
℃まで冷却し、引き続き４６０℃まで再加熱し、鍍金浴
に浸漬した。合金化後は３００℃まで気水冷却し、引き
続き２５０℃まで３ｍｉｎかけて冷却し、その後室温迄
冷却した。
【００１９】これらの鋼板に０．４％の調質圧延を行い
、引き続き防錆を主目的とする油を塗布した。塗油後に
分析した鋼板の化学組成を表１に示す。かかる鋼板から
ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向を長手方向として切り
出し、引張試験に供した。引張試験は１０ｍｍ／ｍｉｎ
で行った。鋼板のプレス成形性の尺度として降伏点伸び
と伸びを測定した。特に降伏点伸びはプレス成形の際の
ストレッチャーストレインの発生と良い相関があり、降
伏点伸びが小さいほうがプレス成形の際にストレッチャ
ーストレインが生じ難い。降伏点伸び、伸びは評点間距
離５０ｍｍでのものである。実用においては出荷されて
から使用されるまで時間がかかるので、引張試験も調質
圧延を行ってから３０日室温に放置してから行った。
、引き続き防錆を主目的とする油を塗布した。塗油後に
分析した鋼板の化学組成を表１に示す。かかる鋼板から
ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向を長手方向として切り
出し、引張試験に供した。引張試験は１０ｍｍ／ｍｉｎ
で行った。鋼板のプレス成形性の尺度として降伏点伸び
と伸びを測定した。特に降伏点伸びはプレス成形の際の
ストレッチャーストレインの発生と良い相関があり、降
伏点伸びが小さいほうがプレス成形の際にストレッチャ
ーストレインが生じ難い。降伏点伸び、伸びは評点間距
離５０ｍｍでのものである。実用においては出荷されて
から使用されるまで時間がかかるので、引張試験も調質
圧延を行ってから３０日室温に放置してから行った。
【００２０】焼付硬化性は、まず評点間５０ｍｍで２％
の引張予歪を加え、２％の引張予歪での■フローストレ
スを測定した。その後１７０℃にしたシリコンオイル浴
中にそれらの引張試験片を投入し、２０ｍｉｎ経過後取
り出して水冷し、再度引張試験を行い、■上降伏点を測
定した。■の上降伏点から■のフローストレスを引いて
焼付硬化量を求めた。
の引張予歪を加え、２％の引張予歪での■フローストレ
スを測定した。その後１７０℃にしたシリコンオイル浴
中にそれらの引張試験片を投入し、２０ｍｉｎ経過後取
り出して水冷し、再度引張試験を行い、■上降伏点を測
定した。■の上降伏点から■のフローストレスを引いて
焼付硬化量を求めた。
【００２１】本発明鋼は伸びが大きく、比較鋼に比べ降
伏点伸びが小さく常温遅時効であるとともに焼付硬化量
が大きい。
伏点伸びが小さく常温遅時効であるとともに焼付硬化量
が大きい。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【発明の効果】本発明によれば、常温遅時効性かつ焼付
硬化性に優れる冷延鋼板が得られ、自動車をはじめとす
る産業界に寄与するところが極めて大である。
硬化性に優れる冷延鋼板が得られ、自動車をはじめとす
る産業界に寄与するところが極めて大である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．０５％、 Ｍｎ：０．０５〜０．２％、 Ｓｉ：０．１％以下、 Ｐ：０．００２〜０．０８％ Ｓ：０．００１〜０．０２０％ 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
３〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 残部がＦｅと不可避的不純物よりなる常温遅時効性と焼
付硬化性に優れる冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．０５％、 Ｍｎ：０．０５〜０．２％、 Ｓｉ：０．１％以下、 Ｐ：０．００２〜０．０８％、 Ｓ：０．００１〜０．０２０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０００
３〜０．００４％、 Ｐｂ：０．０１〜０．４％、 Ｂ：０．０００５〜０．００３％、 残部がＦｅと不可避的不純物よりなる常温遅時効性と焼
付硬化性に優れる冷延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8892691A JPH04323346A (ja) | 1991-04-20 | 1991-04-20 | 常温遅時効性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8892691A JPH04323346A (ja) | 1991-04-20 | 1991-04-20 | 常温遅時効性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04323346A true JPH04323346A (ja) | 1992-11-12 |
Family
ID=13956517
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8892691A Withdrawn JPH04323346A (ja) | 1991-04-20 | 1991-04-20 | 常温遅時効性と焼付硬化性に優れる冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04323346A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000000657A1 (fr) * | 1998-06-30 | 2000-01-06 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid presentant une excellente aptitude a la trempe par cuisson |
-
1991
- 1991-04-20 JP JP8892691A patent/JPH04323346A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000000657A1 (fr) * | 1998-06-30 | 2000-01-06 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid presentant une excellente aptitude a la trempe par cuisson |
| US6217675B1 (en) | 1998-06-30 | 2001-04-17 | Nippon Steel Corporation | Cold rolled steel sheet having improved bake hardenability |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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