JPS60224717A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS60224717A JPS60224717A JP7836484A JP7836484A JPS60224717A JP S60224717 A JPS60224717 A JP S60224717A JP 7836484 A JP7836484 A JP 7836484A JP 7836484 A JP7836484 A JP 7836484A JP S60224717 A JPS60224717 A JP S60224717A
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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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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- 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
【発明の詳細な説明】
〈産業上の利用分野〉
本発明は８０に９ｆ／ｌｌｌｍ２以上の強度を有しかつ
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。
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Ｋｆ、−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８０ｋｇｆ／ｗ２以上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、８０ ｋｇｆ／＋ｅａ２以上の引張強さを有
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。
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８０ｋｇｆ／ｗ２以上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、８０ ｋｇｆ／＋ｅａ２以上の引張強さを有
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。
８０ ｋｇｆ／＋ｍ２以上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
いけ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、冷却速度がち１９に速いために冷却過穆に
おいて鋼板中に蓄Ａ々される帝都が多（、ずぐれた冷間
加工性を得ることができず、才だ冷却速度がきわめて遅
い箱焼鈍の場合には・８０ Ｈｆ／ｕ”以上の引張強さ
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、従来がら
の方法では、この両者を満足する８ ０ ｋｇ’／ｍ２
以上の引張強さを有する高張力鋼板を製造することはで
きなかった。
延鋼板の製造に関しては、従来より水冷による方法ある
いけ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、冷却速度がち１９に速いために冷却過穆に
おいて鋼板中に蓄Ａ々される帝都が多（、ずぐれた冷間
加工性を得ることができず、才だ冷却速度がきわめて遅
い箱焼鈍の場合には・８０ Ｈｆ／ｕ”以上の引張強さ
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、従来がら
の方法では、この両者を満足する８ ０ ｋｇ’／ｍ２
以上の引張強さを有する高張力鋼板を製造することはで
きなかった。
〈発明の目的〉
本発明を、１、上記の欠点を改善し、もって冷間加工性
および溶接性の優れた８０ｋｇｆ／Ｗｍ２〜１５０ｋｇ
’／ｍ２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。
および溶接性の優れた８０ｋｇｆ／Ｗｍ２〜１５０ｋｇ
’／ｍ２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８ ０
ｋｌ？’／箇＋ａ２以上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１００〜５００ ℃／ｓｅｅに特定し
、かつＭｎ ｊｉｌ、 ４〜２６％の範囲で少量のＢと
ＴｉおよびＮｂのうち１種またけ２種を添加することに
より、ＢＶｃ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、オたＴ１とＮｂの添加に
よシ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８０ ｋｌ？ｆ／■２以上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。
ｋｌ？’／箇＋ａ２以上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１００〜５００ ℃／ｓｅｅに特定し
、かつＭｎ ｊｉｌ、 ４〜２６％の範囲で少量のＢと
ＴｉおよびＮｂのうち１種またけ２種を添加することに
より、ＢＶｃ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、オたＴ１とＮｂの添加に
よシ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８０ ｋｌ？ｆ／■２以上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侠
旨とするところは、Ｃ：０．０３〜０２０％、Ｓｉ：１
．０％以下、 Ｍｎ ：１４〜２．６％、１１１００１
〜０２５％とＮｂ：０．０１〜０３０％の１種またけ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、焼鈍工程に
おいてＡ１変態点以上９００℃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〜５
００℃／ ｓ ｅ ｃで冷却することを特徴とする８０
〜１５０ ｋｇｆ／ｍ２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ちる〇 第１図はＣ： ０．１２％、Ｓｉ：０．４０％、Ｔｉ：
０．０５ ％ 、Ｂ ： ０００１５％およびＢを含ま
ない鋼を基本成分とし、Ｍｎｔを１２〜３．０チの範囲
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１．０ｍの鋼板とした後、８００℃
の温度にて４０秒間保持し、ついで７℃／ｓｅｅで７０
０Ｃまで冷却した後、２００℃／ ３ ｅ Ｃの冷却速
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１．４〜２６％の範囲で引張強さが１０〜２０に９ｆ
／−２増加し、また、同一の引張強さを得るだめのＲｆ
ｎ量は約０４〜０６％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
た溶接性をもっ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ね以外のい（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−延性バランスを持っ
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、低合金でありなから引張強さに比し優れた延性
を有している８ ０ ｋｇｆ／ｍ以上の高張力冷延鋼板
が容易に製造できることがわかる。
旨とするところは、Ｃ：０．０３〜０２０％、Ｓｉ：１
．０％以下、 Ｍｎ ：１４〜２．６％、１１１００１
〜０２５％とＮｂ：０．０１〜０３０％の１種またけ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、焼鈍工程に
おいてＡ１変態点以上９００℃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〜５
００℃／ ｓ ｅ ｃで冷却することを特徴とする８０
〜１５０ ｋｇｆ／ｍ２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ちる〇 第１図はＣ： ０．１２％、Ｓｉ：０．４０％、Ｔｉ：
０．０５ ％ 、Ｂ ： ０００１５％およびＢを含ま
ない鋼を基本成分とし、Ｍｎｔを１２〜３．０チの範囲
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１．０ｍの鋼板とした後、８００℃
の温度にて４０秒間保持し、ついで７℃／ｓｅｅで７０
０Ｃまで冷却した後、２００℃／ ３ ｅ Ｃの冷却速
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１．４〜２６％の範囲で引張強さが１０〜２０に９ｆ
／−２増加し、また、同一の引張強さを得るだめのＲｆ
ｎ量は約０４〜０６％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
た溶接性をもっ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ね以外のい（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−延性バランスを持っ
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、低合金でありなから引張強さに比し優れた延性
を有している８ ０ ｋｇｆ／ｍ以上の高張力冷延鋼板
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とと〈限定する理由は以下
のとおりである。
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０．０３チ未満では析
出強化および変態強化が十分利用できず所望の引張強さ
が得られないためその下限を００３％とする、寸だ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０２％とする。
必要な元素であり、その含有量が０．０３チ未満では析
出強化および変態強化が十分利用できず所望の引張強さ
が得られないためその下限を００３％とする、寸だ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０２％とする。
Ｓｌはその含有量が１０％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
せるためその上限を１．０％とした。
けるスケールの発生が著しく、鋼板の表面性状を劣化さ
せるためその上限を１．０％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
サイトの素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チとする。また、２６％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（なるためその上限
を２．６チとする。
あり、その含有量が１．４−未満では生成するマルテン
サイトの素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チとする。また、２６％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（なるためその上限
を２．６チとする。
ＴＩおよびＮｂは析出強化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ｓｂ、さ
らには溶接性を向上させるためＫも不可欠な元素である
。ＢはＮと結びつきやすい元素でｓｂ、鋼中に固溶Ｎが
あるとＢはＢＮとなって析出し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
。
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ｓｂ、さ
らには溶接性を向上させるためＫも不可欠な元素である
。ＢはＮと結びつきやすい元素でｓｂ、鋼中に固溶Ｎが
あるとＢはＢＮとなって析出し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け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っている。このた
め本発明鋼には、ＴｊあるいはＮｂは不可欠な元素であ
る。Ｔ１はその含有量が００１％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、捷た０、２５チ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け
Ｔ１と同様にその含有量が００１％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、壕だ０３０チ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。
らの割れ発生を押えるという効果を持っている。このた
め本発明鋼には、ＴｊあるいはＮｂは不可欠な元素であ
る。Ｔ１はその含有量が００１％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、捷た０、２５チ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け
Ｔ１と同様にその含有量が００１％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、壕だ０３０チ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Ｏ，０Ｏ０３％とする。また０、０１０（ｌ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０．０１０
０％とする。
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Ｏ，０Ｏ０３％とする。また０、０１０（ｌ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０．０１０
０％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ｌｃ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上なることからその上限を９００℃
とする。冷却速度は、１００℃／ ８ ｅ ｅ未満では
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その下限を１００℃／ Ｒｅ Ｃと
する。凍た５００℃／ Ｓ ｅ ｅを超える場合には冷
却中に鋼板に蓄積される歪計が多くなり良好に冷間加工
性を得ることが離しいためその上限を５００℃／Ｓ ｅ
ｅとする。
きず、さらｌｃ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上なることからその上限を９００℃
とする。冷却速度は、１００℃／ ８ ｅ ｅ未満では
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その下限を１００℃／ Ｒｅ Ｃと
する。凍た５００℃／ Ｓ ｅ ｅを超える場合には冷
却中に鋼板に蓄積される歪計が多くなり良好に冷間加工
性を得ることが離しいためその上限を５００℃／Ｓ ｅ
ｅ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、６
５０℃以下４００℃以上好ましくは３００℃以上の温度
範囲を上記の１００℃／ｓｅｃ〜５００℃／ Ｓ ｅ
ｅの冷却速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シ冷開加工性は向上する。
囲で冷却することが難しい場合には、徐冷を経た後、６
５０℃以下４００℃以上好ましくは３００℃以上の温度
範囲を上記の１００℃／ｓｅｃ〜５００℃／ Ｓ ｅ
ｅの冷却速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シ冷開加工性は向上する。
（実施例）
次に本発明の実施例１９一ついで説明する。
転炉にて第】表に示す化学成分をもった鋼を溶製し、こ
れらを仕上温度８６０〜９００℃の温度で熱間圧延して
板厚２５簡とし、酸洗後冷間圧延して板厚１０日の鋼板
とした。ついで、種々の条件で焼鈍を施し、焼鈍後得ら
れた銅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である。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。
れらを仕上温度８６０〜９００℃の温度で熱間圧延して
板厚２５簡とし、酸洗後冷間圧延して板厚１０日の鋼板
とした。ついで、種々の条件で焼鈍を施し、焼鈍後得ら
れた銅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である。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表かられかるとおシ、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ｔＬ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、点溶疼の破断形態が悪く、またり、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、Ｈ，Ｉ
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。
明法外であるため所望の引張強さが得らｔＬ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、点溶疼の破断形態が悪く、またり、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、Ｈ，Ｉ
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
性をもった８０〜１５０ ｋｌ？ｆ／■２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。
性をもった８０〜１５０ ｋｌ？ｆ／■２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。
第 １
−１
第 ２ 表
第１図はＢを添加しである鋼と添加してない鋼について
連焼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。 特許出願人 新日本製鐵株式會社
連焼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。 特許出願人 新日本製鐵株式會社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ： ０．０３〜０．２０％、Ｓ１１．０％以下、Ｍｎ
：１．４〜２．６％、Ｔｉ：０．０１〜０２５％とＮｂ
。 ０．０１〜０．３０−の１種才だＦｉ２種およびＢ：０
．０００３％〜０．０１００％を含有し、残部Ｆｅふ・
よび不可避的不純物からなる鋼を常法圧し、たがい熱間
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℃の温度範囲＆ＣＩ秒ないし５分間保持し
た後、平均冷却速１度１００〜５００℃／ｓｅＣで冷却
することを特徴とする８０〜１５０ｋｇｆ ／ｍ ２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 true JPS60224717A (ja) | 1985-11-09 |
| JPH021894B2 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 (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04263018A (ja) * | 1990-12-29 | 1992-09-18 | Nkk Corp | 車輌類ドアインパクトバー用高強度電縫鋼管の製造法 |
| JPH04289122A (ja) * | 1990-12-29 | 1992-10-14 | Nkk Corp | 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 |
| JP2006283156A (ja) * | 2005-04-01 | 2006-10-19 | Nippon Steel Corp | 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、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| US7780799B2 (en) | 2003-05-21 | 2010-08-24 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPA or more, an excellent local formability and a suppressed increase in weld hardness |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1325966B1 (en) | 2000-09-12 | 2009-04-01 | JFE Steel Corporation | Super-high strength cold-rolled steel sheet and method for production thereof |
-
1984
- 1984-04-20 JP JP7836484A patent/JPS60224717A/ja active Granted
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04263018A (ja) * | 1990-12-29 | 1992-09-18 | Nkk Corp | 車輌類ドアインパクトバー用高強度電縫鋼管の製造法 |
| JPH04289122A (ja) * | 1990-12-29 | 1992-10-14 | Nkk Corp | 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 |
| US7780799B2 (en) | 2003-05-21 | 2010-08-24 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPA or more, an excellent local formability and a suppressed increase in weld hardness |
| JP2006283156A (ja) * | 2005-04-01 | 2006-10-19 | Nippon Steel Corp | 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、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH021894B2 (ja) | 1990-01-16 |
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