(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
実質的に、Ｃ：０．０１〜０．０５mass％、Ｓｉ：０．１mass％以下、Ｍｎ：０．５mass％以下、Ｓ：０．０３mass％以下、Ｐ：０．０３mass％以下、Ａｌ：０．０４mass％以下、Ｎ：０．００４mass％以下、ＢをＮに対して原子比で１以上含有し、残部がＦｅからなる成分組成の鋼を、熱間圧延後６６０℃以下で巻き取り、酸洗した後、５０％以上の圧延率で冷間圧延し、次いで７００℃以上８００℃以下の温度で連続焼鈍し、該焼鈍後１００℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、下記(1)式で示すＴ℃以上５３０℃以下の温度で過時効処理を開始し、該過時効処理中は１０℃／分以上３０℃／分以下の冷却速度で徐冷するとともに、過時効処理時間を３分以上７分以下とすることを特徴とする耐時効性に優れた軟質冷延鋼板の製造方法。
Ｔ（℃）＝５００−（ｔ−３）×３０  … (1)
但し  ｔ：過時効処理時間（分）
【請求項２】
実質的に、Ｃ：０．０１〜０．０５mass％、Ｓｉ：０．１mass％以下、Ｍｎ：０．５mass％以下、Ｓ：０．０３mass％以下、Ｐ：０．０３mass％以下、Ａｌ：０．０４mass％以下、Ｎ：０．００４mass％以下、ＢをＮに対して原子比で１以上含有し、残部がＦｅからなる成分組成の鋼を、熱間圧延後６６０℃以下で巻き取り、酸洗した後、５０％以上の圧延率で冷間圧延し、次いで７００℃以上８００℃以下の温度で連続焼鈍し、該焼鈍後１００℃／秒以上の冷却速度で、下記(1)式で示す温度Ｔ（℃）に対してＴ−３０℃以下まで一旦冷却した後、Ｔ℃以上５３０℃以下の温度で過時効処理を開始し、該過時効処理中は１０℃／分以上３０℃／分以下の冷却速度で徐冷するとともに、過時効処理時間を３分以上７分以下とすることを特徴とする耐時効性に優れた軟質冷延鋼板の製造方法。
Ｔ（℃）＝５００−（ｔ−３）×３０  … (1)
但し  ｔ：過時効処理時間（分）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、自動車や家電製品などに好適な耐時効性の優れた軟質冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や家電製品などに使用される鋼板には高い成形性が要求され、このため鋼板の軟質高延性化が精力的に進められている。このような高加工性冷延鋼板を連続焼鈍において製造する場合には、鋼中のＣ、Ｎを低減した上に炭窒化物形成元素を添加してＣ、Ｎを完全に固定したＩＦ鋼が主に用いられているが、このＩＦ鋼は鋼中Ｃ、Ｎを極限にまで低減し、且つＴｉ、Ｎｂなどを添加するため、製造コストが高い難点がある。
【０００３】
このためＣを極限まで低減しなくとも高加工性が得られる技術として、低炭素鋼にＢを添加し、ＮのみをＢＮとして固定するＢ添加低炭素鋼が研究されてきた。しかし、このＢ添加低炭素鋼では、ＩＦ鋼とは異なり耐時効性を考慮しなければならない。すなわち、Ｂ添加量がＮ量に対して当量以下であれば耐時効性に問題はないが、通常の生産ではチャージによってＮ量がばらつくため、Ｂを一定量添加しても不可避的にＢがＮ当量よりも多く添加されてしまい、この場合には耐時効性が劣ったものとなる。
【０００４】
そこで、このようなＢ添加低炭素鋼の耐時効性を改善するため、以下のような方法が提案されている。
特開昭５６−１３０４３１号には、ＢをＮに対して当量以上添加し、Ｎを完全にＢで固定する方法が開示されている。しかし、この方法ではリミング作用を防止するためにＡｌを０．０１mass％以下まで低減しなければならず、延性を低下させる酸化物量の増大は避けられない。
【０００５】
特開昭５６−１５８８２１号には、Ｂ／Ｎ＞０．５以上の鋼を３００℃以下の低温で１０分を超える長時間過時効処理することにより耐時効性を改善する方法が開示されている。しかし、この方法のように１０分以上も過時効処理するにはライン速度を極端に遅くしなければならず、ストリップが炉内破断する危険がある。
特開昭６０−１６５３２１号には、２００〜４００℃の低温で２〜１０分間過時効処理することでＭｎＳを核にフェライト粒内にセメンタイトを析出させる技術が開示されているが、セメンタイトの核となるＭｎＳは微細なものだけであり、スラブ加熱温度によっては十分な効果が得られなかったり、効果のばらつきが大きい欠点がある。
【０００６】
特開平７−３３３２号には、焼鈍温度を９３０℃以下の超高温とするとともに、４００〜３００℃の過時効温度まで急冷することにより、ＢＮを核にセメンタイトを粒内に微細析出させる方法が開示されている。しかし、この方法ではセメンタイトが粒内に超微細に析出するため均一伸びが低下し、ＥＬの劣化が避けられない。
特開平９−３５５０号には、スラブ熱履歴と高温焼鈍、４００℃以下の低温過時効処理を組み合わせることでＭｎＳを核にセメンタイトを析出させる方法が開示されている。しかし、この方法では耐時効性は改善されるものの、微細セメンタイトが粒内に多量に分散するため、ＥＬの低下は避けられない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このように従来からＢ添加低炭素鋼の耐時効性を改善する方法が種々提案されているが、ＢがＮに対して当量以上に添加された鋼において耐時効性と延性とを両立させ得るような技術は未だ開発されていない。
したがって本発明の目的は、ＢがＮに対して当量以上に添加されたＢ添加低炭素鋼により延性を維持しつつ耐時効性に優れた冷延鋼板を得ることができる製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
ＢがＮに対して過剰に添加されたＢ添加鋼では、固溶Ｂが発生して粒界に優先的に偏析するため、連続焼鈍後の過時効処理時にセメンタイトが粒界に析出できず、結果として粒内のＢＮを核に析出する。しかし、粒内にはＢＮが多数存在するため、通常の過時効処理条件または、先行文献に示されている耐時効性を考慮した低温過時効処理ではセメンタイトが粒内に微細分散し、ＥＬが低下してしまう。そこで、本発明者らは発想を転換し、高温での過時効処理の可能性とその効果について鋭意検討を行った。その結果、従来技術とは逆に高温で過時効処理を行うことにより、粒内セメンタイトを粗大化させてＥＬを低下させることなく耐時効性を効果的に改善できることを見出し、本発明をなすに至った。
【０００９】
以下、上記の知見事実が得られた実験結果について説明する。
Ｃ≒０．０２mass％、Ｓｉ≒０．０１mass％、Ｍｎ≒０．２mass％、Ｓ≒０．０１mass％、Ｐ≒０．０１mass％、Ａｌ≒０．０４mass％、Ｎ≒０．００２mass％、ＢをＢ／Ｎで約１．３含む鋼を熱間圧延した後、６４０℃で巻取った。この熱延板を酸洗後、圧延率７０％で冷間圧延し、次いで７２０℃で連続焼鈍した後、冷却速度１２０℃／秒で過時効処理温度まで冷却し、過時効処理を行った。この過時効処理では処理温度を４００〜５００℃の範囲、処理時間を３〜７分の範囲で変化させた。この過時効処理後、伸長率１％の調質圧延を行った。冷延鋼板の最終板厚は１ｍｍとした。
【００１０】
耐時効性を時効指数で各々評価するため、得られた鋼板からＪＩＳ ５号試験片を作成し、時効指数（８％引張後１００℃で１時間保持）の測定を行った。その結果を図１に示す。図１において“×”は時効指数が４０ＭＰａを超えたもの、“○”は時効指数が２０ＭＰａ〜４０ＭＰａの範囲のものであり、図中にはそれぞれの時効指数を示してある。これによれば、通常の条件である４００℃で４分程度の過時効処理では、時効指数は約５０ＭＰａと高いのに対し、過時効処理温度が高いほど、また、処理時間が長いほど時効指数が低くなることが判る。さらに、過時効処理温度と過時効処理時間には関係があり、過時効処理温度が下記(1)式に基づいて過時効処理時間ｔ（分）から計算される温度Ｔ（℃）以上の場合に、耐時効性が良好であることが判る。
Ｔ（℃）＝５００−（ｔ−３）×３０  … (1)
但し  ｔ：過時効処理時間（分）
【００１１】
このような結果が得られる理由については、以下のように考えられる。すなわち、過時効処理温度が高い場合でも粒界には固溶Ｂが存在するため、セメンタイトは粒内に析出するが、過時効処理温度が高いと微細なセメンタイトは生成せず、セメンタイトは粗大化する。この粗大セメンタイトはＥＬには影響を与えないことから、粒内に粗大セメンタイトが生成しても延性は低下しない。一方、固溶Ｂが粒界に存在するため、粒内に非平衡に残留した固溶Ｃは絶えずセメンタイト析出駆動力となる過飽和度を高く保持することから、高温過時効処理でも時効指数は十分低下するものと考えられる。
また、さらなる検討の結果、過時効処理前に過時効処理温度よりも３０℃以上低い温度まで一旦冷却することで、上記のような作用効果がさらに高まることとも判明した。
【００１２】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その特徴は以下のとおりである。
[1] 実質的に、Ｃ：０．０１〜０．０５mass％、Ｓｉ：０．１mass％以下、Ｍｎ：０．５mass％以下、Ｓ：０．０３mass％以下、Ｐ：０．０３mass％以下、Ａｌ：０．０４mass％以下、Ｎ：０．００４mass％以下、ＢをＮに対して原子比で１以上含有し、残部がＦｅからなる成分組成の鋼を、熱間圧延後６６０℃以下で巻き取り、酸洗した後、５０％以上の圧延率で冷間圧延し、次いで７００℃以上８００℃以下の温度で連続焼鈍し、該焼鈍後１００℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、下記(1)式で示すＴ℃以上５３０℃以下の温度で過時効処理を開始し、該過時効処理中は１０℃／分以上３０℃／分以下の冷却速度で徐冷するとともに、過時効処理時間を３分以上７分以下とすることを特徴とする耐時効性に優れた軟質冷延鋼板の製造方法。
Ｔ（℃）＝５００−（ｔ−３）×３０  … (1)
但し  ｔ：過時効処理時間（分）
【００１３】
[2] 実質的に、Ｃ：０．０１〜０．０５mass％、Ｓｉ：０．１mass％以下、Ｍｎ：０．５mass％以下、Ｓ：０．０３mass％以下、Ｐ：０．０３mass％以下、Ａｌ：０．０４mass％以下、Ｎ：０．００４mass％以下、ＢをＮに対して原子比で１以上含有し、残部がＦｅからなる成分組成の鋼を、熱間圧延後６６０℃以下で巻き取り、酸洗した後、５０％以上の圧延率で冷間圧延し、次いで７００℃以上８００℃以下の温度で連続焼鈍し、該焼鈍後１００℃／秒以上の冷却速度で、下記(1)式で示す温度Ｔ（℃）に対してＴ−３０℃以下まで一旦冷却した後、Ｔ℃以上５３０℃以下の温度で過時効処理を開始し、該過時効処理中は１０℃／分以上３０℃／分以下の冷却速度で徐冷するとともに、過時効処理時間を３分以上７分以下とすることを特徴とする耐時効性に優れた軟質冷延鋼板の製造方法。
Ｔ（℃）＝５００−（ｔ−３）×３０  … (1)
但し  ｔ：過時効処理時間（分）
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細とその限定理由について説明する。
まず、鋼の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃが過剰であると炭化物が多量に析出し、鋼の硬質化を招くことから、０．０５mass％以下とした。また、耐時効性をさらに向上させるためには０．０３mass％以下が望ましい。また、Ｃが０．０１mass％を下回ると過時効処理でＣが析出しなくなることから、下限を０．０１mass％とした。
【００１５】
Ｓｉ：Ｓｉは過剰に添加すると強度が上昇して成形性を劣化させることから、０．１mass％以下（０mass％の場合を含む）とした。
Ｐ：Ｐは固溶強化元素であり、過剰な添加は鋼の硬質化をもたらすことから０．０３mass％以下（０mass％の場合を含む）とした。
Ｍｎ：ＭｎはＳをＭｎＳの形で固定し、熱間延性を向上させる働きがあることから０．０５mass％以上は添加することが望ましいが、過剰な添加は鋼の硬質化をもたらし、成形性を劣化させるため、０．５mass％以下（０mass％の場合を含む）とした。
【００１６】
Ｓ：Ｓは熱間延性や成形性を阻害する元素であることからＭｎＳとして固定される。このためＳは低い方が望ましく、ＭｎＳ量が多くなると伸びフランジ性が低下することから、０．０３mass％以下（０mass％の場合を含む）とした。
Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として使用されることから、一般に鋼中にある程度は含まれる。しかし、Ａｌが０．０４mass％を超えて添加されると微細ＡｌＮが析出して硬質化するため、０．０４mass％以下（０mass％の場合を含む）とした。
【００１７】
Ｎ：Ｎは当量以上添加されるＢにより完全にＢＮとして固定される。しかし、鋼中に多量に窒化物が存在すると延性が低下するとともに、Ｂを多量に添加する必要が生じ、圧延が安定的に行えなくなることから、０．００４mass％以下（０mass％の場合を含む）とした。
Ｂ：ＢはＮを固定するために添加されるが、Ｎを完全に固定するために原子比でＢ／Ｎが１以上となるように添加する。しかし、Ｂ量が多いと熱間圧延時の圧延負荷が増大して圧延を安定的に行えないため、上限は０．００４mass％とすることが望ましい。
鋼の組成は実質的に上記成分とＦｅとからなり、したがって不可避的不純物などの他の元素が本発明の効果を損なわない限度で微量含まれることは妨げない。
【００１８】
次に、製造条件について説明する。
本発明では、上述した成分組成の鋼を熱間圧延した後６６０℃以下で巻き取り、酸洗した後、５０％以上の圧延率で冷間圧延し、次いで７００以上８００℃以下の温度で連続焼鈍し、焼鈍後１００℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、下記(1)式で示すＴ℃以上５３０℃以下の温度で過時効処理を開始し、この過時効処理中は１０℃／分以上３０℃／分以下の冷却速度で徐冷するとともに、過時効処理時間を３分以上７分以下とする。また、好ましくは、焼鈍後１００℃／秒以上の冷却速度で、下記(1)式で示す温度Ｔ（℃）に対してＴ−３０℃以下まで一旦冷却した後、Ｔ℃以上５３０℃以下の温度で過時効処理を開始する。
Ｔ（℃）＝５００−（ｔ−３）×３０  … (1)
但し  ｔ：過時効処理時間（分）
【００１９】
巻取温度：  巻取温度が６６０℃を超えると熱延板中にセメンタイトが粗大に析出するため、連続焼鈍時にセメンタイトの再固溶が進まず、結果として焼鈍均熱時の固溶Ｃ量が低減する。この固溶Ｃ量の減少は過時効処理時のセメンタイトの析出駆動力を減じ、結果的に常温における焼鈍板中の固溶Ｃ量の増大を招き、耐時効性と延性が劣化する。このため巻取温度の上限を６６０℃とした。
冷間圧延率：  冷間圧延率が５０％を下回ると、熱延板中の炭化物を圧延で粉砕することができず、やはり焼鈍中に再固溶しないセメンタイト量が多くなり、結果的に耐時効性、延性が低下する。このため圧延率の下限を５０％とした。
【００２０】
連続焼鈍の焼鈍温度：  再結晶を完了させ十分に粒成長させるため、焼鈍温度の下限は７００℃とした。また、焼鈍温度が８００℃を超えると焼鈍中の組織が２相となり、冷却時にはフェライト粒界がバルジングしてγ→α変態が起こるため得られる焼鈍板組織が混粒となり、延性が低下する。このため焼鈍温度の上限を８００℃とした。
連続焼鈍後の冷却速度：  焼鈍中にセメンタイトを十分に再固溶させ、過飽和度を高めることで過時効処理時に固溶Ｃを効果的に減じさせるためには、焼鈍中に再固溶したＣが析出開始する前に過時効処理を開始する必要がある。本発明では、焼鈍後の冷却速度を１００℃／秒以上とすることで過時効処理時の過飽和度を維持しなければならない。
【００２１】
過時効処理開始温度：  過時効処理開始温度は本発明で最も重要である。過時効開始温度は下記(1)式で与えられるＴ℃以上とすることで、Ｃの析出が促進される。固溶Ｂが存在せず、セメンタイトが粒界に析出する場合には、粒界の拡散速度が粒内よりも数桁速いことから、４００℃程度の低温で過時効処理する方が粒内から粒界への固溶Ｃの排出を促進して固溶Ｃ量が効果的に低減する。しかしながら、本発明のように固溶Ｂで粒界への析出が阻害されたセメンタイトは粒内のＢＮを核に析出を開始する。この場合、過時効処理温度を十分高くしなければ、粒内をＣが十分拡散することができなくなり、焼鈍板中に固溶Ｃが多量に残留し、耐時効性と延性が低下する。この過時効温度はＣの粒内拡散を促進するものであることから、過時効処理時間とトレードオフできるため、過時効処理温度は過時効処理時間によって下限が決まる。本発明ではその下限を下記(1)式で規定する。しかし、過時効処理温度が５３０℃よりも高い場合、セメンタイト析出の駆動力が十分得られず、また過時効処理終了温度も高くなり、固溶Ｃが残留するようになる。よって、過時効処理開始温度の上限を５３０℃とした。
Ｔ（℃）＝５００−（ｔ−３）×３０    … (1)
ｔ：過時効処理時間（分）
【００２２】
過時効処理中の冷却速度：  過時効処理中の冷却速度も本発明では重要である。過時効が進むにつれ固溶Ｃ量が減ることでセメンタイト析出の駆動力は減少する。このため固溶Ｃを効果的に減じるには、時効が進むにつれて過時効処理温度を低下させる必要がある。本発明では、その冷却速度の下限を１０℃／分とした。また、この冷却速度が速いとセメンタイトが微細に析出するため耐時効性が向上するが、延性が低下してしまう。このため本発明では過時効処理中の冷却速度の上限を３０℃／分とした。
【００２３】
過時効処理時間：  過時効処理時間が３分未満ではセメンタイトが完全には析出できず、耐時効性は向上しないことから、下限を３分とした。また、処理時間が７分を超えるとライン速度が遅くなり、高温に保たれている均熱帯でストリップがネッキング若しくは破断するおそれがあることから、上限を７分とした。
焼鈍後過時効処理前の急冷停止温度：  焼鈍後過時効処理前にＴ−３０℃以下まで一旦冷却し、その後Ｔ℃以上５３０℃以下で過時効処理することで本発明の効果は促進される。しかしながら、焼鈍後過時効処理前に３００℃未満まで冷却するとセメンタイトの微細化傾向が強くなり延性が低下することから、冷却停止温度は３００℃以上が望ましい。
【００２４】
本発明における熱間圧延では、粗圧延後、粗バーを接合して仕上げ圧延を連続して行っても何ら問題は生じない。また、粗圧延後、温度調整の目的で粗バーを加熱したり、或いはコイルボックスに巻き取っても問題はない。さらに、粗バーの加熱と連続圧延を組み合わせてもよい。
スラブを熱間圧延するに当っては、連続鋳造されたスラブをそのまま圧延するか、若しくは室温まで冷却することなくスラブ均熱を目的とした１００分以内の保熱又は加熱を行ってもよい。さらに、薄スラブを用いて粗圧延を省略して熱間圧延を行ってもよく、いずれの場合も本発明の効果は変わらない。
【００２５】
調質圧延の条件についての制限も特にないが、伸長率が１．５％を超えるとＥＬの低下が著しいことから、伸長率は１．５％以下が望ましい。
なお、本発明で用いる鋼は、転炉、電気炉のいずれで成分調整したものでもよく、また、原料にスクラップを用いたものでもよい。スクラップを用いた場合に混入する不純物については特に制限はない。
また、本発明により得られる鋼板に亜鉛めっきや錫めっき、クロメート処理、リン酸亜鉛処理などの化成処理を行っても本発明の効果にはなんら影響はない。
【００２６】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す成分組成の鋼を溶製・鋳造した後、表２に示す条件で熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍及び過時効処理を行い、次いで伸長率１．０％で調質圧延を行った。このようにして得られた冷延鋼板の時効指数を測定するとともに、引張試験（ＪＩＳ ５号試験片）によりＴＳ、ＥＬを測定し、各冷延鋼板の耐時効性と延性の評価を行った。その結果を表２に併せて示す。
なお、時効指数の測定では、８％予歪み付加後に１００℃で１時間保持することで時効させた。また、各冷延鋼板の最終板厚は熱延板板厚を調整することで調整した。
【００２７】
表１及び表２において、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は巻取温度を変化させた例でありＮｏ．１〜Ｎｏ．４（本発明例）では時効指数が低く、ＥＬも良好であるが、巻取温度が高いＮｏ．５（比較例）では時効指数が高い。
Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１０は焼鈍温度を変化させた例であるが、焼鈍温度が低いＮｏ．６（比較例）では時効指数が高く、ＥＬも低い。また、焼鈍温度が高いＮｏ．１０（比較例）では時効指数は良好であるものの、ＥＬは著しく低い。これに対してＮｏ．７〜Ｎｏ．９（本発明例）は時効指数、ＥＬともに良好である。
【００２８】
Ｎｏ．１１（比較例）は冷間圧延率が低いため時効指数が高い。Ｎｏ．１２（比較例）は過時効処理時間が短いため時効指数が高く、それに伴ってＥＬも低くなっている。Ｎｏ．１３（比較例）では過時効処理時間が長く、しかも過時効処理中の冷却速度が小さいため時効指数が高い。Ｎｏ．１４（比較例）は焼鈍後の冷却速度が遅いため、やはり時効指数が高い。Ｎｏ．１５（本発明例）は良好なＥＬと時効指数が同時に実現されている。
Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０は過時効処理温度を変化させた例であり、過時効処理温度の低いＮｏ．１６（比較例）は時効指数は高く、ＥＬは低い。過時効処理温度の高いＮｏ．２０（比較例）は時効指数が高い。これに対してＮｏ．１７〜Ｎｏ．１９（本発明例）は時効指数、ＥＬともに良好である。
【００２９】
【表１】
0003818024.tif 000002
【００３０】
【表２】
0003818024.tif 000003
【００３１】
［実施例２］
表３に示す成分の鋼を溶製・鋳造した後、表４に示す条件で熱間圧延（巻取温度６４０℃）、酸洗、冷間圧延（冷間圧延率８０％）、連続焼鈍（焼鈍温度７５０℃）し、焼鈍後の急冷における冷却停止温度を変化させて過時効処理を行った後、伸長率１．０％で調質圧延を行い、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板を得た。このようにして得られた冷延鋼板の時効指数を測定するとともに、引張試験（ＪＩＳ５号試験片）によりＴＳ、ＥＬを測定し、各冷延鋼板の耐時効性と延性の評価を行った。その結果を表４に示す。
なお、時効指数の測定では、８％予歪み付加後に１００℃で１時間保持することで時効させた。
【００３２】
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２の本発明例は、過時効処理開始温度付近で焼鈍後の急冷を停止したものである。これに対してＮｏ．３〜Ｎｏ．５の本発明例は、過時効処理開始温度よりも３０℃以上過冷した後に過時効処理を開始したものであり、これらは時効指数がＮｏ．１〜Ｎｏ．２よりも低く、過時効処理前に過冷することにより耐時効性がさらに向上することが判る。
【００３３】
【表３】
0003818024.tif 000004
【００３４】
【表４】
0003818024.tif 000005
【００３５】
【発明の効果】
以上述べたように本発明法によれば、ＢがＮに対して当量以上に添加されたＢ添加低炭素鋼から耐時効性と延性とを兼ね備えた冷延鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＢがＮに対して当量以上に添加されたＢ添加低炭素鋼から得られた冷延鋼板について、その時効指数を過時効処理温度と過時効処理時間との関係で示すグラフ
【図１】
0003818024.tif 000006