JPH021894B2 - - Google Patents
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- JPH021894B2 JPH021894B2 JP7836484A JP7836484A JPH021894B2 JP H021894 B2 JPH021894 B2 JP H021894B2 JP 7836484 A JP7836484 A JP 7836484A JP 7836484 A JP7836484 A JP 7836484A JP H021894 B2 JPH021894 B2 JP H021894B2
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- steel
- strength
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-
- 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
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
＜産業上の利用分野＞
本発明は100Kgｆ／mm2超の強度を有しかつ優れ
た冷間加工性と溶接性を有する高張力冷延鋼板の
製造法に関する。 ＜従来技術＞ 近年、自動車業界においては、燃費向上のため
の車体の軽量化あるいは衝突時に乗員の安全性を
確保する必要があることなどから高張力鋼板の使
用量が増大する傾向にある。ことに衝突時の安全
性の点からは引張強さが100Kgｆ／mm2超という従
来の高張力冷延鋼板に比し非常に引張強さの高い
鋼板が要求されている。自動車用鋼板は単に強度
が高ければ満足に供し得るというものではなく、
用途からおのずと冷間加工性と溶接性が必要とな
り、100Kgｆ／mm2超の引張強さを有する鋼板にお
いても優れた冷間加工性と溶接性が要求されてい
る。 100Kgｆ／mm2超の引張強さを有する高張力冷延
鋼板の製造に関しては、従来より水冷による方法
あるいは箱焼鈍のように冷却速度の遅い場合は合
金添加量を増やして強度を高める方法が用いられ
ている。水冷による方法では、冷却速度があまり
に速いために冷却過程において鋼板中に蓄積され
る歪量が多く、すぐれた冷間加工性を得ることが
できず、また冷却速度がきわめて遅い箱焼鈍の場
合には、100Kgｆ／mm2超の引張強さを得るために
は多量の合金元素を添加する必要があり、溶接性
を損ねるという欠点を有している。自動車用鋼板
としては、冷間加工性と溶接性が必要であり、従
来からの方法では、この両者を満足する100Kg
ｆ／mm2超の引張強さを有する高張力鋼板を製造す
ることはできなかつた。 ＜発明の目的＞ 本発明は、上記の欠点を改善し、もつて冷間加
工性および溶接性の優れた100Kgｆ／mm2超150Kg
ｆ／mm2以下の引張強さを有する冷延高張力鋼板の
製造方法を提供するものである。 ＜発明の構成・作用＞ 本発明者らは冷間加工性と溶接性を兼ね備えた
100Kgｆ／mm2超の引張強さを有する冷延高張力鋼
板の製造方法について鋭意検討した結果、焼鈍工
程における冷却速度を100℃／sec超500℃／sec以
下に特定し、かつMn量1.4〜2.6％の範囲で少量
のＢとTiおよびNbのうち１種または２種を添加
することにより、Ｂによる変態抑制の効果が上記
Mn量の範囲できわめて顕著に現われること、ま
たTiとNbの添加により溶接性が改善されさらに
上記のような少ないMn量の範囲で100Kgｆ／mm2
超の引張強さが得られることから強度に比しすぐ
れた溶接性を付与できること、さらには冷却時に
鋼板に蓄積される歪量が少ないため形状が優れか
つ優れた冷間加工性を有している鋼板が得られる
ことを知見した。 本発明はかかる知見にもとづいてなされたもの
でその要旨とするところは、Ｃ：0.10〜0.20％、
Si：0.6％以下、Mn：1.4〜2.6％、Ti：0.01〜0.25
％とNb：0.01〜0.30％の１種または２種、および
Ｂ：0.0003〜0.0100％を含有し残部Feおよび不可
避的不純物からなる鋼を、常法にしたがい熱間圧
延および冷間圧延した後、焼純工程においてA1
変態点以上900℃以下の温度範囲に１秒ないし５
分間保持した後、平均冷却速度100℃／sec超500
℃／sec以下で冷却することを特徴とする100Kg
ｆ／mm2超150Kgｆ／mm2以下の引張強さを有する冷
間加工性と溶接性に優れた冷延高張力鋼板の製造
方法にある。 第１図はＣ：0.12％、Si：0.40％、Ti：0.05％、
Ｂ：0.0015％およびＢを含まない鋼を基本構成と
し、Mn量を1.2〜3.0％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1.0mmの鋼板とした後、800℃の温度にて
40秒間保持し、ついで７℃／secで700℃まで冷却
した後、200℃／secの冷却温度で冷却したときの
Mnの含有量と引張強さの関係について調べた図
である。図から、Ｂが添加されている本発明鋼で
は、Ｂの添加されていない比較鋼に対しMn含有
量1.4〜2.6％の範囲で引張強さが10〜20Kgｆ／mm2
増加し、また、同一の引張強さを得るためのMn
量は約0.4〜0.6％低減できることがわかる。この
ようにＢを添加することにより少ないMn量で高
い引張強さを得ることができるため、引張強さに
比較してすぐれた溶接性をもつた鋼板が製造でき
ることがわかる。第２図は、第１図中に示される
鋼とそれ以外のいくつかの鋼について本発明法と
比較法との引張強さと全伸びの関係を調べた図で
ある。第２図から知られるように、本発明法は比
較法に比べてすぐれた強度−延性バランスを持つ
ている。これは、Ｂ添加により引張強さは上昇す
るが、延性の低下が少ないためである。このよう
に本発明法によれば、低合金でありながら引張強
さに比し優れた延性を有している100Kgｆ／mm2超
の高張力冷延鋼板が容易に製造できることがわか
る。 本発明において成分を上記のごとく限定する理
由は以下のとおりである。 Ｃは析出強化および変態強化を利用し強度を得
るために必要な元素であり、その含有量が0.10％
未満では析出強化および変態強化が十分利用でき
ず100Kgｆ／mm2を越える引張強さが得られないた
めその下限を0.10％とする。また0.2％を超えて
含有すると溶接性が著しく低下するためその上限
を0.2％とする。 Siはその含有量が0.6％を超えると熱間圧延工
程におけるスケールの発生が著しく、鋼板の表面
性状を劣化させるとともに、自動車用鋼板として
必要な特性である化成処理法を劣化させるのでそ
の上限を0.6％とした。 Mnは変態強化を利用し強度を得るための重要
な元素であり、その含有量が1.4％未満では生成
するマルテンサイトの量が少なく所望の引張強さ
が得られないためその下限を1.4％とする。また、
2.6％を超えて含有すると溶接性を著しく損うば
かりか、本発明の特徴であるＢ添加による強度上
昇の効果が少なくなるためその上限を2.6％とす
る。 TiおよびNbは析出強度を利用し強度を得るた
めに必要な元素であるばかりでなく、本発明の特
徴である少量のＢを有効に利用させるために不可
欠な元素であり、さらには溶接性を向上させるた
めにも不可欠な元素である。ＢはＮと結びつきや
すい元素であり、鋼中に固溶ＮがあるとＢはBN
となつて析出しＢが有効に利用できない。これに
対し、Ti、NbはＮを窒化物として固定する能力
を持つのでＢの有効利用が可能となる。また、
Ti、Nbは溶接時の熱影響部の結晶粒を細粒化し
熱影響部からの割れ発生を押えるという効果を持
つている。このため本発明鋼には、Tiあるいは
Nbは不可欠な元素である。Tiはその含有量が
0.01％未満では、上述のＮの固定、溶接性の改善
が不十分であるためその下限を0.01％とし、また
0.25％を超えて含有してもその効果は飽和するた
めその上限を0.25％とする。NbはTiと同様にそ
の含有量が0.01％未満ではＮの固定、溶接性の改
善が不十分であるためその下限を0.01％とし、ま
た0.30％を超えて含有してもその効果は飽和する
ため、その上限を0.30％とする。 Ｂは本発明鋼の特徴を生かすために必須の元素
であり、その含有量が0.0003％未満であると、変
態を抑制し引張強さの低下を防ぐ効果がなくなる
ことから、その下限を0.0003％とする。また
0.0100％を超えて含有すると熱間圧延工程で疵が
発生しやすくなり、鋼板の表面性状を著しく損う
のでその上限を0.0100％とする。 sol.Alは、0.005％未満では鋳造時にピンホール
が出やすくなり鋼板の表面性状を損ねるので
0.005％を下限とし、また0.10％を越えるとアル
ミナによる表面疵が増加し同じく鋼板の表面状状
を損ねることになるので0.10％を上限とする。 焼鈍温度の範囲はA1変態点以下では変態強化
が利用できず、さらには本発明の特徴である少量
のＢの効果を利用できないためその下限をA1変
態点とする。A1変態点は本発明鋼の成分範囲で
はおよそ690〜730℃である。また900℃を超える
温度では連続焼鈍工程における通板が困難となる
ことからその上限を900℃とする。冷却速度は、
100／sec以下ではＢの効果を有効に利用すること
はできず、所望の引張強さを得るには合金添加量
を増加しなければならず溶接性の低下をまねくの
で100℃／sec超とする。また500℃／secを超える
場合には冷却中に鋼板に著積される歪量が多くな
り良好な冷間加工性を得ることが難しいためその
上限を500℃／secとする。連続焼鈍設備の都合上
保持温度から直接上記冷却速度範囲で冷却するこ
とが難しい場合には、徐冷を経た後、650℃以下
400℃以上好ましくは300℃以上の温度範囲を上記
の100℃／sec超500℃／sec以下の冷却温度で冷却
しなければならない。さらに好ましくは冷却後
100〜400℃温度域に10秒ないし10分間保持するこ
とにより冷間加工性は向上する。 （実施例） 次に本発明の実施例について説明する。 転炉にて第１表に示す化学成分をもつた鋼を溶
製し、これらを仕上温度860〜900℃の温度で熱間
圧延して板厚2.5mmとし、酸洗後冷間圧延して板
厚1.0mmの鋼板とした。ついで、種々の条件で焼
鈍を施し、焼鈍後得られた鋼板の引張強さと点溶
接性について調査した。第１表には焼鈍条件も併
記してある。第２表に、製造条件と機械的性質お
よび点溶接後の破断形態について示す。 第２表からわかるとおり、比較法Ａ、Ｃでは成
分が本発明法外であるため所望の引張強さが得ら
れず、比較法Ｂでは引張強さは得られているもの
の成分が本発明法外であるため、点溶接の破断形
態が悪く、またＤ、Ｅでは冷却条件が本発明法と
異なるため所望の引張強さが得られていない。こ
れに対し本発明法であるＦ、Ｇでは優れた強度−
延性バランスを持ち、点溶接の破断形態も優れた
ものであることがわかる。 ＜発明の効果＞ 以上のように、本発明によれば良好な冷間加工
性と溶接性をもつた100Kgｆ／mm2超150Kgｆ／mm2以
下の引張強さを有する高張力冷延鋼板を容易に製
造することができる。
た冷間加工性と溶接性を有する高張力冷延鋼板の
製造法に関する。 ＜従来技術＞ 近年、自動車業界においては、燃費向上のため
の車体の軽量化あるいは衝突時に乗員の安全性を
確保する必要があることなどから高張力鋼板の使
用量が増大する傾向にある。ことに衝突時の安全
性の点からは引張強さが100Kgｆ／mm2超という従
来の高張力冷延鋼板に比し非常に引張強さの高い
鋼板が要求されている。自動車用鋼板は単に強度
が高ければ満足に供し得るというものではなく、
用途からおのずと冷間加工性と溶接性が必要とな
り、100Kgｆ／mm2超の引張強さを有する鋼板にお
いても優れた冷間加工性と溶接性が要求されてい
る。 100Kgｆ／mm2超の引張強さを有する高張力冷延
鋼板の製造に関しては、従来より水冷による方法
あるいは箱焼鈍のように冷却速度の遅い場合は合
金添加量を増やして強度を高める方法が用いられ
ている。水冷による方法では、冷却速度があまり
に速いために冷却過程において鋼板中に蓄積され
る歪量が多く、すぐれた冷間加工性を得ることが
できず、また冷却速度がきわめて遅い箱焼鈍の場
合には、100Kgｆ／mm2超の引張強さを得るために
は多量の合金元素を添加する必要があり、溶接性
を損ねるという欠点を有している。自動車用鋼板
としては、冷間加工性と溶接性が必要であり、従
来からの方法では、この両者を満足する100Kg
ｆ／mm2超の引張強さを有する高張力鋼板を製造す
ることはできなかつた。 ＜発明の目的＞ 本発明は、上記の欠点を改善し、もつて冷間加
工性および溶接性の優れた100Kgｆ／mm2超150Kg
ｆ／mm2以下の引張強さを有する冷延高張力鋼板の
製造方法を提供するものである。 ＜発明の構成・作用＞ 本発明者らは冷間加工性と溶接性を兼ね備えた
100Kgｆ／mm2超の引張強さを有する冷延高張力鋼
板の製造方法について鋭意検討した結果、焼鈍工
程における冷却速度を100℃／sec超500℃／sec以
下に特定し、かつMn量1.4〜2.6％の範囲で少量
のＢとTiおよびNbのうち１種または２種を添加
することにより、Ｂによる変態抑制の効果が上記
Mn量の範囲できわめて顕著に現われること、ま
たTiとNbの添加により溶接性が改善されさらに
上記のような少ないMn量の範囲で100Kgｆ／mm2
超の引張強さが得られることから強度に比しすぐ
れた溶接性を付与できること、さらには冷却時に
鋼板に蓄積される歪量が少ないため形状が優れか
つ優れた冷間加工性を有している鋼板が得られる
ことを知見した。 本発明はかかる知見にもとづいてなされたもの
でその要旨とするところは、Ｃ：0.10〜0.20％、
Si：0.6％以下、Mn：1.4〜2.6％、Ti：0.01〜0.25
％とNb：0.01〜0.30％の１種または２種、および
Ｂ：0.0003〜0.0100％を含有し残部Feおよび不可
避的不純物からなる鋼を、常法にしたがい熱間圧
延および冷間圧延した後、焼純工程においてA1
変態点以上900℃以下の温度範囲に１秒ないし５
分間保持した後、平均冷却速度100℃／sec超500
℃／sec以下で冷却することを特徴とする100Kg
ｆ／mm2超150Kgｆ／mm2以下の引張強さを有する冷
間加工性と溶接性に優れた冷延高張力鋼板の製造
方法にある。 第１図はＣ：0.12％、Si：0.40％、Ti：0.05％、
Ｂ：0.0015％およびＢを含まない鋼を基本構成と
し、Mn量を1.2〜3.0％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1.0mmの鋼板とした後、800℃の温度にて
40秒間保持し、ついで７℃／secで700℃まで冷却
した後、200℃／secの冷却温度で冷却したときの
Mnの含有量と引張強さの関係について調べた図
である。図から、Ｂが添加されている本発明鋼で
は、Ｂの添加されていない比較鋼に対しMn含有
量1.4〜2.6％の範囲で引張強さが10〜20Kgｆ／mm2
増加し、また、同一の引張強さを得るためのMn
量は約0.4〜0.6％低減できることがわかる。この
ようにＢを添加することにより少ないMn量で高
い引張強さを得ることができるため、引張強さに
比較してすぐれた溶接性をもつた鋼板が製造でき
ることがわかる。第２図は、第１図中に示される
鋼とそれ以外のいくつかの鋼について本発明法と
比較法との引張強さと全伸びの関係を調べた図で
ある。第２図から知られるように、本発明法は比
較法に比べてすぐれた強度−延性バランスを持つ
ている。これは、Ｂ添加により引張強さは上昇す
るが、延性の低下が少ないためである。このよう
に本発明法によれば、低合金でありながら引張強
さに比し優れた延性を有している100Kgｆ／mm2超
の高張力冷延鋼板が容易に製造できることがわか
る。 本発明において成分を上記のごとく限定する理
由は以下のとおりである。 Ｃは析出強化および変態強化を利用し強度を得
るために必要な元素であり、その含有量が0.10％
未満では析出強化および変態強化が十分利用でき
ず100Kgｆ／mm2を越える引張強さが得られないた
めその下限を0.10％とする。また0.2％を超えて
含有すると溶接性が著しく低下するためその上限
を0.2％とする。 Siはその含有量が0.6％を超えると熱間圧延工
程におけるスケールの発生が著しく、鋼板の表面
性状を劣化させるとともに、自動車用鋼板として
必要な特性である化成処理法を劣化させるのでそ
の上限を0.6％とした。 Mnは変態強化を利用し強度を得るための重要
な元素であり、その含有量が1.4％未満では生成
するマルテンサイトの量が少なく所望の引張強さ
が得られないためその下限を1.4％とする。また、
2.6％を超えて含有すると溶接性を著しく損うば
かりか、本発明の特徴であるＢ添加による強度上
昇の効果が少なくなるためその上限を2.6％とす
る。 TiおよびNbは析出強度を利用し強度を得るた
めに必要な元素であるばかりでなく、本発明の特
徴である少量のＢを有効に利用させるために不可
欠な元素であり、さらには溶接性を向上させるた
めにも不可欠な元素である。ＢはＮと結びつきや
すい元素であり、鋼中に固溶ＮがあるとＢはBN
となつて析出しＢが有効に利用できない。これに
対し、Ti、NbはＮを窒化物として固定する能力
を持つのでＢの有効利用が可能となる。また、
Ti、Nbは溶接時の熱影響部の結晶粒を細粒化し
熱影響部からの割れ発生を押えるという効果を持
つている。このため本発明鋼には、Tiあるいは
Nbは不可欠な元素である。Tiはその含有量が
0.01％未満では、上述のＮの固定、溶接性の改善
が不十分であるためその下限を0.01％とし、また
0.25％を超えて含有してもその効果は飽和するた
めその上限を0.25％とする。NbはTiと同様にそ
の含有量が0.01％未満ではＮの固定、溶接性の改
善が不十分であるためその下限を0.01％とし、ま
た0.30％を超えて含有してもその効果は飽和する
ため、その上限を0.30％とする。 Ｂは本発明鋼の特徴を生かすために必須の元素
であり、その含有量が0.0003％未満であると、変
態を抑制し引張強さの低下を防ぐ効果がなくなる
ことから、その下限を0.0003％とする。また
0.0100％を超えて含有すると熱間圧延工程で疵が
発生しやすくなり、鋼板の表面性状を著しく損う
のでその上限を0.0100％とする。 sol.Alは、0.005％未満では鋳造時にピンホール
が出やすくなり鋼板の表面性状を損ねるので
0.005％を下限とし、また0.10％を越えるとアル
ミナによる表面疵が増加し同じく鋼板の表面状状
を損ねることになるので0.10％を上限とする。 焼鈍温度の範囲はA1変態点以下では変態強化
が利用できず、さらには本発明の特徴である少量
のＢの効果を利用できないためその下限をA1変
態点とする。A1変態点は本発明鋼の成分範囲で
はおよそ690〜730℃である。また900℃を超える
温度では連続焼鈍工程における通板が困難となる
ことからその上限を900℃とする。冷却速度は、
100／sec以下ではＢの効果を有効に利用すること
はできず、所望の引張強さを得るには合金添加量
を増加しなければならず溶接性の低下をまねくの
で100℃／sec超とする。また500℃／secを超える
場合には冷却中に鋼板に著積される歪量が多くな
り良好な冷間加工性を得ることが難しいためその
上限を500℃／secとする。連続焼鈍設備の都合上
保持温度から直接上記冷却速度範囲で冷却するこ
とが難しい場合には、徐冷を経た後、650℃以下
400℃以上好ましくは300℃以上の温度範囲を上記
の100℃／sec超500℃／sec以下の冷却温度で冷却
しなければならない。さらに好ましくは冷却後
100〜400℃温度域に10秒ないし10分間保持するこ
とにより冷間加工性は向上する。 （実施例） 次に本発明の実施例について説明する。 転炉にて第１表に示す化学成分をもつた鋼を溶
製し、これらを仕上温度860〜900℃の温度で熱間
圧延して板厚2.5mmとし、酸洗後冷間圧延して板
厚1.0mmの鋼板とした。ついで、種々の条件で焼
鈍を施し、焼鈍後得られた鋼板の引張強さと点溶
接性について調査した。第１表には焼鈍条件も併
記してある。第２表に、製造条件と機械的性質お
よび点溶接後の破断形態について示す。 第２表からわかるとおり、比較法Ａ、Ｃでは成
分が本発明法外であるため所望の引張強さが得ら
れず、比較法Ｂでは引張強さは得られているもの
の成分が本発明法外であるため、点溶接の破断形
態が悪く、またＤ、Ｅでは冷却条件が本発明法と
異なるため所望の引張強さが得られていない。こ
れに対し本発明法であるＦ、Ｇでは優れた強度−
延性バランスを持ち、点溶接の破断形態も優れた
ものであることがわかる。 ＜発明の効果＞ 以上のように、本発明によれば良好な冷間加工
性と溶接性をもつた100Kgｆ／mm2超150Kgｆ／mm2以
下の引張強さを有する高張力冷延鋼板を容易に製
造することができる。
【表】
【表】
第１図はＢを添加してある鋼と添加してない鋼
について連続焼鈍を施したときのMn含有量と引
張強さの関係を示す図、第２図は本発明法と比較
法により製造した鋼の引張強さと全伸びの関係を
示す図である。
について連続焼鈍を施したときのMn含有量と引
張強さの関係を示す図、第２図は本発明法と比較
法により製造した鋼の引張強さと全伸びの関係を
示す図である。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.6％以下、Mn：1.4
〜2.6％、sol.Al：0.005〜0.10％、Ti：0.01〜0.25
％とNb：0.01〜0.30％の１種または２種および
Ｂ：0.0003〜0.0100％を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼を常法に従い熱間圧延お
よび冷間圧延した後、焼鈍工程においてA1変態
点以上900℃以下の温度範囲に１秒ないし５分間
保持した後、平均冷却速度100℃／sec超500℃／
sec以下で冷却することを特徴とする100Kgｆ／mm2
超150Kgｆ／mm2以下の引張強さを有する冷間加工
性と溶接性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7836484A JPS60224717A (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 冷間加工性と溶接性の優れた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7836484A JPS60224717A (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 冷間加工性と溶接性の優れた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60224717A JPS60224717A (ja) | 1985-11-09 |
| JPH021894B2 true JPH021894B2 (ja) | 1990-01-16 |
Family
ID=13659943
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7836484A Granted JPS60224717A (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 冷間加工性と溶接性の優れた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60224717A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6695933B2 (en) | 2000-09-12 | 2004-02-24 | Nkk Corporation | Ultra-high strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2630072B2 (ja) * | 1990-12-29 | 1997-07-16 | 日本鋼管株式会社 | 車輌類ドアインパクトバー用高強度電縫鋼管の製造法 |
| JP2745823B2 (ja) * | 1990-12-29 | 1998-04-28 | 日本鋼管株式会社 | 偏平化試験特性に優れた車輌ドアインパクトバー用アズロールタイプ超高張力電縫鋼管の製造方法 |
| JP4235030B2 (ja) | 2003-05-21 | 2009-03-04 | 新日本製鐵株式会社 | 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板 |
| JP4500197B2 (ja) * | 2005-04-01 | 2010-07-14 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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1984
- 1984-04-20 JP JP7836484A patent/JPS60224717A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6695933B2 (en) | 2000-09-12 | 2004-02-24 | Nkk Corporation | Ultra-high strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60224717A (ja) | 1985-11-09 |
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