CN1463295A - 铁基合金及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种铁基合金，含有C：1.5～2.5wt％、Ni：0.25～4.75wt％、以及附图的图1中所示的线a所包围的区域表示的量的W和V，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。通过从奥氏体化温度以上的温度急冷，来施以固溶处理，由此得到马氏体和残余奥氏体的基体组织与未溶解碳化物的混合组织的第1热处理工序、以及在共析相变温度区间使析出MC型碳化物后进行冷却，由此使低碳奥氏体析出的第2热处理工序，从而得到上述铁基合金。

Description

铁基合金及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过显示高的杨氏模量谋求提高刚性并且适于轻量紧凑化的铁基合金及其制造方法。
背景技术
以铁为基的铁合金和钢这些所谓的铁基合金，作为各种结构用金属材料被非常广泛地利用。但是，在各个领域内轻量紧凑化的要求不断提高的近些年来，对于结构金属材料也在寻求满足其要求的特性。因此，过去通过谋求高强度化来加以适应，但可看到，这样的材料即使强度满足刚性也不足，通过部件不能进行轻量紧凑化。
在谋求轻量化中，具有将材料替换成轻的金属的手段，例如在替换成铝合金和镁合金等轻合金的场合，由于强度不足而变得大型化，难于达成紧凑化。又，使用陶瓷可以谋求轻量化，但由于韧性低、成本变高等理由对于结构材料并不适宜。另外，也在进行在铁中添加陶瓷颗粒等强化颗粒的显示高杨氏模量的钢铁材料的研究。
但是，在添加上述强化颗粒中，由于强化颗粒与基体的密着状态不完全，又强化颗粒在晶界偏析，因此不能得到理论值的杨氏模量，加之伴随强化颗粒的添加量的增加，颗粒之间相互聚集而粗大化，导致韧性下降，所以同时兼得高的疲劳强度困难。又，由于强化颗粒的存在所引起的高变形抗力以及强化颗粒在晶界的偏析所引起的延性降低，导致轧制等塑性加工困难，因此难于通过塑性加工谋求细化γ晶粒提高韧性的问题依然存在。另一方面，以往的高强度材料的代表性的材料组织马氏体，通过施以回火其韧性变高，但是原来C含量少并且其C大部分是固溶于铁中而存在，因此Fe3C(渗碳体)相少，不能期待通过Fe3C相的分散作用来提高杨氏模量。
因此，本发明不添加强化颗粒而确保高水平的杨氏模量、韧性、强度等的机械特性，并且在确保这些特性的前提下抑制比重的升高，作为结果，以提供谋求轻量紧凑化的铁基合金及其制造方法为目的。
发明的公开
本发明者锐意研究取代强化颗粒的添加而提高杨氏模量的手段的结果，发现：在规定特定的元素的含量的同时，通过适宜的热处理使基体组织中生成有利于提高杨氏模量的微细的MC型碳化物，从而可以达成本发明的目的。所谓MC型碳化物，是金属(Metal)-C系的碳化物，是指金属：C的原于比为1∶1的碳化物而言。本发明是基于这一见解而完成的，本发明的铁基合金，其特征在于：含有C：1.5～2.5wt％、Ni：0.25～4.75wt％、以及附图的图1中所示的线a所包围的区域中表示的量的W和V，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，在基体组织中含有MC型碳化物。此时，MC型碳化物由V、W与C结合生成的结晶型的V碳化物(VC)以及析出型的W碳化物(WC)的组合而构成。
图2示意地表示本发明的铁基合金的组织，如该图所示，在由显示高强度以及韧性的马氏体(M)、显示高韧性的奥氏体(γ)所构成的基体组织中，点状存在WC、VC等杨氏模量高的MC型碳化物(MC)。
本发明的铁基合金含有Mn：0.25％～1.7wt％也可以。Mn除了取得脱氧效果和提高被切削性的效果以外，对γ相的生成作出贡献。
又，本发明的铁基合金可以使其添加Ti：0.3wt％以下、Nb：0.6wt％以下、Mo：10wt％以下、Cr：15wt％以下、以及B：0.005wt％以下之中的一种或2种以上。Ti和Nb是碳化物生成元素，而Mo、Cr以及B是基体强化元素。
其次，本发明的铁基合金的制造方法，是适于制造上述本发明的铁基合金的制造方法，其特征在于，具有以下工序：对于含有C：1.5～2.5wt％、Ni：0.25～4.75wt％以及附图的图1所示的线a所包围的区域表示的量的W和V，剩余部分为Fe和不可避免的杂质构成的铁基合金，从奥氏体化温度以上的温度急冷，施以固溶处理，由此得到马氏体和残余奥氏体基体组织与未溶解碳化物的混合组织的第1热处理工序、以及在共析相变温度区间使其析出MC型碳化物后进行冷却，由此使低碳奥氏体析出的第2热处理工序。
本发明的制造方法，首先通过熔炼等手段得到由上述组成构成的铁基合金的材料，此时，W和V分别以WC和W2C、以及VC和V2C的状态存在。其次，根据需要，进行塑性加工等成型加工后，在第1热处理工序加热至W系碳化物完全固溶的900℃以上、最好是V系碳化物能更多地固溶的1000℃以上的温度，然后急冷。急冷用的致冷剂，只要准备能使材料充分急冷的容量，使用水也可以，此时如果产生淬裂等问题，则可以采用油冷或盐浴淬火。由第1热处理工序得到的组织是马氏体和残余奥氏体(γ相)的基体组织与主要是V系碳化物的未固溶的未溶解碳化物的混合组织。
第2热处理工序，是对第1热处理工序得到的材料进行回火使其生成MC型碳化物的同时，使其析出γ相的工序。回火是在共析相变温度(Al相变温度)保持规定时间后进行冷却。此时，通过含有0.5～2.5wt％的Ni，共析相变温度产生能容许操作上的温度波动的温度区间。在上述温度区间内，形成铁素体、奥氏体、碳化物三者共存的区域，通过在该区域内保持规定的时间，马氏体转变成回火马氏体以及奥氏体。这些相变的结果，过饱和的V和W以碳化物形式析出。在这些碳化物中，W首先以WC析出，可是V首先以V2C析出，伴随保温时间的经过，接受由马氏体分解所产生的碳的供给，变成V8C7(大致可说为VC)。如果保温时间过短，则尤其是VC碳化物的MC化不充分；如果保温时间过长，则回火马氏体向奥氏体转变，在该奥氏体中碳固溶，因此V8C7和WC返回到V2C和W2C。上述保温时间在30～120分钟的范围内能得到MC型碳化物，但温度范围在45～105分钟为宜，因为此范围得到的MC型碳化物量最多。
在共析相变温度进行回火的理由，是由于在低于共析相变温度的温度下生成MC型碳化物需要较长的时间，在超过共析相变温度的温度下马氏体迅速地向奥氏体转变，因此不能得到MC型碳化物且杨氏模量以及强度降低的缘故。
其次，在保温后的冷却阶段，由于含有0.5～2.5wt％的Ni，在Al相变点以下的温度引起由铁素体产生奥氏体的转变，这样生成的奥氏体所固溶的碳量少，因此具有极高的韧性和延性。又，在添加Ni的基础上，如果含有0.25～1.7wt％的Mn，则共析相变温度区间更加扩大，因此操作管理变得容易。又，在析出处理后的冷却时，还具有辅助生成奥氏体的效果。
通过这样的第1以及第2热处理所得到的材料组织，形成在由回火马氏体和低碳奥氏体构成的基体组织中点状存在MC型碳化物的组织，因此显示高的强度和杨氏模量、以及优异的韧性。
本发明的铁基合金中所含有的上述MC型碳化物，其含量越多，杨氏模量也越高，在体积率为100％的场合成为陶瓷，为了均衡性好地满足韧性、延性、机械加工性、成本等各种条件，要求适宜的量。MC型碳化物，从韧性、延性等机械特性方面来看体积率的上限定在32％，但考虑成本时，体积率的上限取25％为宜。又，作为含量的下限，为了使杨氏模量提高，要求体积率在17％以上。
关于MC型碳化物的比重，如果WC多，则对得到高的杨氏模量是有效的，但比重提高，在轻量化这一点不利。因此，通过使WC和VC共存，可以得到与基础钢铁同等或低于其的比重。
本发明所得到的铁基合金的基体组织以低C浓度的亚共析组织为宜。本发明的铁基合金的基本组成，碳浓度较高，通常为过共析组织。一般地，碳素钢的C含量越高，则韧性与延性越低，这起因于碳化物呈网状地析出。因此，为使基体组织亚共析化使其成为低碳浓度，在高于共析温度的温度下使其生成碳化物，从而使基体组织的碳浓度降低。为此，添加比Fe更富有活性且生成杨氏模量高的碳化物的元素是有效的，上述V、W、Ti、Nb、Mo、B等是对此适宜的元素。通过从熔融状态凝固时初晶或初析的这些元素的碳化物，基体组织的碳浓度低于共析浓度而亚共析化。碳化物片状的比网状的韧性和强度提高，球状的比片状的韧性和强度提高。亚共析组织中的碳化物容易形成球状，因此基体组织以亚共析组织为宜。
其次，叙述本发明的铁基合金所含有的各种元素的数值限定的根据。
C：1.5～2.5wt％
C是为了与V、W一起生成碳化物的必要元素。如果C含量低于1.5wt％，由于碳化物量不足而不能得到明显的杨氏模量的提高效果。另一方面，如果C含量超过2.5wt％，则由于碳化物量过多而韧性显著降低。因此C含量定为1.5～2.5wt％。
W和V：在图1所示线a所包围的区域表示的量
通过在该区域内控制W和V的含量，可以抑制MC型以外的碳化物生成，与此同时MC型碳化物的体积率被控制在17～32％、并将比重控制在一般使用的钢铁材料(耐热材料)的上限8.3以下。本发明关于体积率与比重以达到这些数值为目的。
Ni：0.25～4.75wt％
Ni在本发明的第2热处理工序使共析相变温度产生可容许操作的波动的温度区间，可生成在该温度区间内的MC型碳化物。又，于保温后的冷却阶段使由铁素体生成奥氏体，提高材质的刚性、强度以及韧性。Ni在0.25wt％以下时得不到上述的效果。另一方面，Ni在超过4.75wt％时在最终组织中出现固溶很多碳的高碳奥氏体相，因此强度、韧性及延性降低。因此，Ni的含量定为0.25～4.75wt％。
Mn：0.2 5～1.7wt％
Mn具有脱氧效果，因此在钢铁中是必须添加的。再者，通过与S形成化合物从而有利于提高被切削性。又，通过与Ni一并添加，在本发明的第2热处理工序可以使共析相变温度扩大可容许操作的波动的温度区间，容易生成在其区间内的MC型碳化物。又，在保温后的冷却阶段有助于生成奥氏体。在Mn低于0.25wt％时，不能得到与Ni并用添加的本发明的第2热处理工序的效果。另一方面，在Mn含量超过1.7wt％时，在最终组织中出现C过多固溶的高碳奥氏体相，因此强度、韧性以及延性降低。所以，将Mn的含量确定在0.25～1.7wt％。
Ti：0.3wt％以下
Ti作为碳化物生成元素是有效的，以结晶、析出二者的形态生成。由于固溶W和V，因此Ti碳化物(TiC)容易生成复合碳化物。因此Ti的含量确定在0.3wt％以下。
Nb：0.6wt％以下
Nb作为碳化物生成元素也是有效的，以结晶、析出二者的形态生成。Nb碳化物(NbC)的比刚性略低于VC，作为基体的强化比提高杨氏模量更为有效。鉴于此，Nb的含量定在0.6wt％以下。
Mo：10wt％以下
Mo的添加量，制成普通工具钢，最高的添加量定在10wt％。又，作为结构用钢使用的场合，希望在0.7wt％以下。
Cr：15wt％以下
Cr的添加量，制成普通工具钢，最高的添加量定在15wt％。又，作为结构用钢使用的场合，希望在3.5wt％以下。
B：0.005wt％以下
B的添加量，制成普通B钢，最高添加量定在0.005wt％以下。
附图的简单说明
图1是表示本发明的实施例和与本发明对比的比较例的铁基合金的W含量和V含量的关系图。
图2是示意地表示本发明的铁基合金的金属组织的图。
图3是表示实施例的铁基合金的金属组织的显微镜照片。
实施例
以下，说明本发明的实施例。
(1)求得V和W的最佳范围的实施例
制造下述实施例以及比较例的铁基合金，通过求得它们的碳化物的体积率和比重，确定能够达成本发明的目的的V和W的最佳含量范围。
<实施例1～32>
将表1所示的实施例1～32的成分的铁基合金材料分别熔炼100kg，在调制后经过铸造、热轧得到直径20mm的圆棒状试料。随后，对于实施例1～32的试料，进行从保持于1100℃的温度的状态水冷的第1热处理工序，接着进行在640℃加热1小时后空冷的第2热处理工序。
                            表1
   Cwt％    Wwt％    Vwt％     VC％     WC％ M6C％   Vf％   比重
  实施例1     1.6     4.5     5.0     16     4     0     20   7.74
  实施例2     2.5     4.5     10.0     28     4     0     32   7.45
  实施例3     2.5     7.0     9.0     26     6     0     32   7.64
  实施例4     2.5     10.5     7.5     22     10     0     32   8.03
  实施例5     2.5     11.5     7.0     21     11     0     32   8.12
  实施例6     2.5     11.5     6.5     21     11     0     32   8.12
  实施例7     2.5     11.5     4.5     14     11     0     25   8.29
  实施例8     2.5     10.0     3.5     11     10     0     21   8.29
  实施例9     2.0     8.5     2.5     8     9     0     17   8.29
  实施例10     2.0     7.0     3.0     10     7     0     17   8.11
  实施例11     2.0     4.5     4.0     13     4     0     17   7.82
  实施例12     1.6     4.5     5.0     16     4     0     20   7.74
  实施例13     1.6     7.0     4.0     13     7     0     20   8.03
  实施例14     1.6     8.0     3.0     10     8     0     18   8.18
  实施例15     1.6     7.5     3.5     11     8     0     19   8.15
  实施例16     2.5     11.0     7.0     21     10     0     31   8.05
  实施例17     2.0     4.5     7.5     22     4     0     26   7.52
  实施例18     2.5     4.5     9.0     26     4     0     30   7.52
  实施例19     1.5     6.0     4.0     13     6     0     19   7.97
  实施例20     2.5     9.0     8.0     24     8     0     32   8.01
  实施例21     2.0     5.0     4.0     13     5     0     18   7.89
  实施例22     2.0     5.0     7.0     21     5     0     26   7.72
  实施例23     2.0     6.0     6.5     20     6     0     26   7.80
  实施例24     2.0     7.5     6.0     18.5     7.2     0     26   7.92
  实施例25     2.0     5.0     6.5     19     4.6     0     24   7.72
  实施例26     2.0     5.5     6.5     19.8     5.3     0     25   7.75
  实施例27     2.0     7.0     6.0     18.6     6.7     0     25   7.88
  实施例28     2.0     10.0     5.0     15.7     9.7     0     25   8.17
  实施例29     2.5     7.0     8.0     23.6     6.4     0     30   7.74
  实施例30     2.5     9.5     7.0     21     9     0     30   7.99
  实施例31     2.5     11.0     6.5     19.7     10.4     0     30   8.12
  实施例32     2.0     9.0     3.5     8.9     11.2     0     20   8.22
<比较例1～15>
与上述实施例一样，得到由表2所示的比较例1～15的成分的铁基合金构成的试样，对于这些试样进行了与实施例同样的热处理。
                                   表2
 Cwt％   Wwt％  Vwt％ VC％ WC％ M6C％   Vf％   比重
比较例1  1.6   4.0  7.0  19  1  12   32  8.01
比较例2  2.5   9.0  10.0  25  4  16   44  7.60
比较例3  2.5   10.0  9.0  25  8  5   37  8.09
比较例4  2.5   4.5  11.0  28  1  10   39  7.70
比较例5  2.5   9.0  9.0  25  8  0   33  7.70
比较例6  2.5   10.0  8.0  24  9  0   33  7.87
比较例7  2.5   12.0  8.0  23  11  0   35  7.99
比较例8  2.5   12.0  6.0  18  12  0   30  8.30
比较例9  2.5   12.0  3.0  10  12  0   22  8.46
比较例10  2.5   9.0  2.0  6  9  0   15  8.35
比较例11  2.5   10.0  3.0  10  10  0   20  8.32
比较例12  2.5   11.0  4.0  13  11  0   23  8.40
比较例13  2.0   6.0  3.0  10  6  0   16  8.03
比较例14  1.5   4.5  3.5  11  5  0   16  7.94
比较例15  2   7  2.5  8  7  0   15  8.15
图1表示实施例1～32和比较例1～15的W含量与V含量的组合，该图中线a所包围的区域是本发明确定的W含量与V含量的组合。
其次，对上述各个实施例以及各比较例的各个试样调查了碳化物的体积率VC％、WC％、M6C％和它们的总和Vf％及其比重。其结果一并示于表1和表2。在此，VC、WC是MC型碳化物，是对提高杨氏模量最有贡献的重要的碳化物。又，M6C是1个碳原子与6个金属原子(W、Fe、Mn中的1种或2种以上)相结合的碳化物，对杨氏模量的提高几乎不起作用。又，它们的测定方法如下。
●碳化物的体积率
用X射线衍射装置(RIGAKU公司产品：RINT-2000)进行测定。
●比重
根据阿基米德原理，分别测定试样在大气中的重量、相对于放置了装入水的容器时的秤量值，在该容器的水中悬吊试验片时的秤量值的增量，从而算出。将试样吊挂在装入水的容器的水中时的秤量值的增量等于加在试验片上的浮力，该浮力等于试验片排开的水的重量，因此从秤量值的增量和水的密度可以求出试验片的体积。由所求得的体积和试验片在大气中的重量可以求出试验片的比重。
根据表1和表2的测定结果，本发明的实施例，在抑制MC型以外的碳化物的生成的同时，MC型碳化物的体积率被控制在17～32％、比重被控制在不足8.3，所以一边能够抑制比重，一边能够确保高水平的杨氏模量、韧性以及延性等各种特性。另一方面，本发明的比较例，由于生成MC型以外的碳化物，或者MC型碳化物的体积率脱离上述范围，或者比重在8.3以上，所以可推定均不能达成本发明的目的。
图3是表示实施例9的铁基合金的金属组织的显微镜照片。根据该照片，基体组织为经过第1热处理马氏体化后再由第2热处理被回火的回火马氏体和奥氏体组织。组织中的碳化物呈弥散状态。在碳化物中，比较大而细长的碳化物主要是VC，比较小的碳化物主要是WC。细而晶界不清晰的部位是奥氏体。该奥氏体是在第2热处理的冷却中从基体组织中析出的，因此是来自碳少的状态的析出物，具有极高粘性的特性。
(2)强度试验
与上述实施例1～32同样地熔炼、铸造和轧制具有表3所示的实施例33～37和比较例16的成分的铁基合金材料，得到直径20mm的圆棒状的试料后，施以切削加工，大致成形为规定的试验片形状。接着，对实施例33～37的试验片施以与实施例1～32同样的热处理；另一方面，对比较例16的试验片施以一般的渗碳处理(在渗碳气氛下淬火后在低温下回火)。
                           表3
  C   Si   Mn   P   S   Ni   V   W   Ti   Nb   B  Cr  Mo
  实施例33   1.7   0   1.2   0.01   0   1.2   5.4   5.4   0.3   -   -   -   -
  实施例34   1.6   0.1   0.5   0.01   0.01   2.2   5   5   -   -   -   -   -
  实施例35   2.5   0.2   0.5   0.01   0.01   2   7.7   8.1   -   -   -   -   -
  实施例36   1.6   0   0.4   0.01   0.01   2.3   5.1   5.2   -   -   -   1.1   0.5
  实施例37   1.6   0   0.4   0.01   0.01   2.1   5.2   5.1   -   0.6   0   -   -
  比较例16   0.2   0.2   0.8   0.01   0.02   0.1   -   -   -   -   -   1.1   0.2
                                                                                                                          (单位：wt％)
其次，对实施例33～37和比较例16的各个试料施以精密的切削加工，成形为规定的试验片，用这些试验片调查杨氏模量、疲劳强度、抗拉强度、0.2％弹性极限应力等机械特性。测定方法如下：
●杨氏模量
用超声波法。即对试验片发射超声波，根据纵波和横波的反射时间计算速度，由比重算出。
●疲劳强度
用小野式旋转弯曲疲劳试验机(东京试验机制作所公司产品：FT0-10H)进行测定。
●抗拉强度、0.2％弹性极限应力
采用拉伸试验机(岛津制作所公司产品：AG-5000C)，用测力传感器测定载荷，用应变仪测定延伸率。
这些结果示于表4。
                              表4
杨氏模量(GPa) 疲劳强度(MPa) 抗拉强度(MPa) 0.2％弹性极限应力(MPa)
实施例  33   242   735   1957   1902
实施例  34   260   740   1980   1920
实施例  35   285   760   2050   1990
实施例  36   260   800   2100   2030
实施例  37   260   750   1960   1900
比较例  16   200   600   1275   1000
从表4可以清楚看出，尽管是与比较例的铁基合金同等的比重，但本发明的实施例与比较例相比，各种机械特性均优异，因此，确认能够实现轻量紧凑化。
如以上说明的那样，根据本发明不添加强化颗粒就可以确保高水平的杨氏模量、韧性以及延性等各种特性，并且，在确保这些特性的基础上可以抑制比重的升高，因此有望作为适于轻量紧凑化的铁基合金。

Claims (4)

1.一种铁基合金，其特征在于，含有C：1.5～2.5wt％、Ni：0.25～4.75wt％以及附图的图1中所示的线a所包围的区域表示的量的W和V、剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，在基体组织中含有MC型碳化物。
2.根据权利要求1所记载的铁基合金，其特征在于，含有Mn：0.25～1.7wt％。
3.根据权利要求1或2所记载的铁基合金，其特征在于，含有Ti：0.3wt％以下、Nb：0.6wt％以下、Mo：10wt％以下、Cr：15wt％以下、B：0.005wt％以下之中的1种或2种以上。
4.一种铁基合金的制造方法，其特征在于，具有第1和第2热处理工序，即对于含有C：1.5～2.5wt％、Ni：0.25～4.75wt％以及附图的图1中所示的线a所包围的区域表示的量的W和V、剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成的铁基合金，从奥氏体化温度以上的温度急冷，来施以固溶处理，由此得到马氏体和残余奥氏体的基体组织与未溶解碳化物的混合组织的第1热处理工序、以及在共析相变温度区间使MC型碳化物析出后进行冷却，由此使低碳奥氏体析出的第2热处理工序。
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Cited By (1)

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Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101109425B (zh) * 2006-07-18 2010-09-29 株式会社椿本链索 汽车发动机用链

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8287403B2 (en) * 2009-10-13 2012-10-16 O-Ta Precision Industry Co., Ltd. Iron-based alloy for a golf club head
US9262346B2 (en) * 2010-06-21 2016-02-16 Hewlett Packard Enterprises Development LP Prioritizing input/outputs at a host bus adapter
KR101499061B1 (ko) * 2014-02-17 2015-03-11 (주) 새한진공열처리 고C-고Cr-(V)계 공구강 금형의 방전가공 변질층의 조직·경도·잔유응력의 개선에 의한 금형의 건전성·안전성 향상 열처리 방법

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2662010A (en) * 1952-03-29 1953-12-08 Gen Electric Cast tool steel
CS186472B1 (en) 1976-07-08 1978-12-29 Premysl Fremmt High alloy
JPH03267351A (ja) * 1990-03-16 1991-11-28 Hitachi Metals Ltd ドットプリンタ用ワイヤ
JP3257649B2 (ja) * 1993-05-13 2002-02-18 日立金属株式会社 高靭性高速度鋼部材およびその製造方法
JP2978384B2 (ja) 1993-10-08 1999-11-15 新日本製鐵株式会社 熱間圧延用ロール材
GB9404786D0 (en) 1994-03-11 1994-04-27 Davy Roll Company The Limited Rolling mill rolls
US5674449A (en) * 1995-05-25 1997-10-07 Winsert, Inc. Iron base alloys for internal combustion engine valve seat inserts, and the like
JPH11342407A (ja) 1998-05-29 1999-12-14 Hitachi Metals Ltd 熱間板圧延用ロール
JP3962838B2 (ja) * 1998-08-03 2007-08-22 日立金属株式会社 熱間圧延用ロール

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101109425B (zh) * 2006-07-18 2010-09-29 株式会社椿本链索 汽车发动机用链

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