JP2000282174A - 表面性状に優れた高炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れた高炭素鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 表面性状に優れた高炭素鋼板とその製造方法
を提供する。 【解決手段】 重量％で、 C:0.3〜1.3%,Si:0.1%以上,N
i:0.02〜0.1%,Sn:0.02〜0.1%,Cu:0.02〜0.3%を含有し、
かつ、Cu＋ 3×Sn＜ 4×Niの関係式を満足することを特
徴とする表面性状に優れた高炭素鋼板。また、上記条件
を満足する鋼を連続鋳造後、1300℃以下に加熱し、その
後１回以上デスケーリングしてから熱間圧延を行うこと
を特徴とする表面性状に優れた高炭素鋼板の製造方法。 【効果】 チェーン・ギア・クラッチ等の部品、シート
ベルト用バックル、座金等への使用に好適な、表面性状
に優れた高炭素鋼板を低コストで製造できる。
を提供する。 【解決手段】 重量％で、 C:0.3〜1.3%,Si:0.1%以上,N
i:0.02〜0.1%,Sn:0.02〜0.1%,Cu:0.02〜0.3%を含有し、
かつ、Cu＋ 3×Sn＜ 4×Niの関係式を満足することを特
徴とする表面性状に優れた高炭素鋼板。また、上記条件
を満足する鋼を連続鋳造後、1300℃以下に加熱し、その
後１回以上デスケーリングしてから熱間圧延を行うこと
を特徴とする表面性状に優れた高炭素鋼板の製造方法。 【効果】 チェーン・ギア・クラッチ等の部品、シート
ベルト用バックル、座金等への使用に好適な、表面性状
に優れた高炭素鋼板を低コストで製造できる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｎｉを微量に含む
表面性状に優れた高炭素鋼板および該鋼板を低コストで
製造する方法に関するものである。
表面性状に優れた高炭素鋼板および該鋼板を低コストで
製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、チェーン部品、ギア部品、クラ
ッチ部品、シートベルト用バックル、座金などは、耐磨
耗性、耐衝撃性等の要求から高炭素鋼板を素材鋼板と
し、これらを各目的形状に成形加工した後、焼入れ、焼
戻しなどの熱処理により硬化させて製造されている。ま
た、高炭素鋼板は打ち抜きのみで成形される場合が多
く、素材板厚が製品厚となる場合が多い。すなわち、製
品の寸法精度は素材の板厚精度に依存するので、素材の
幅方向、長手方向の板厚精度や表面疵などが厳しく規制
されるのが普通である。
ッチ部品、シートベルト用バックル、座金などは、耐磨
耗性、耐衝撃性等の要求から高炭素鋼板を素材鋼板と
し、これらを各目的形状に成形加工した後、焼入れ、焼
戻しなどの熱処理により硬化させて製造されている。ま
た、高炭素鋼板は打ち抜きのみで成形される場合が多
く、素材板厚が製品厚となる場合が多い。すなわち、製
品の寸法精度は素材の板厚精度に依存するので、素材の
幅方向、長手方向の板厚精度や表面疵などが厳しく規制
されるのが普通である。
【０００３】この高炭素鋼板の成分は、構造用として用
いられる必要からＳｉによる強化が用いられている。ま
た、これらの鋼は連続鋳造により造られるが、製造の際
にスクラップをも同時に溶解するので、成分として微量
にＮｉを含んでいる。この微量のＮｉは高炭素鋼板のよ
うにＳｉを含んだ鋼材では品質等に影響を与え、その結
果、高炭素鋼板を熱間圧延により製造する際にＳｉスケ
ール疵と呼ばれる表面疵の発生が問題となる。
いられる必要からＳｉによる強化が用いられている。ま
た、これらの鋼は連続鋳造により造られるが、製造の際
にスクラップをも同時に溶解するので、成分として微量
にＮｉを含んでいる。この微量のＮｉは高炭素鋼板のよ
うにＳｉを含んだ鋼材では品質等に影響を与え、その結
果、高炭素鋼板を熱間圧延により製造する際にＳｉスケ
ール疵と呼ばれる表面疵の発生が問題となる。
【０００４】Ｓｉスケールは、熱間圧延後の鋼板表面に
赤褐色の島状模様となって現れ、鋼板の外観品質を著し
く低下させる。また、Ｓｉスケールが現れた鋼板表面に
は微小な凹凸が形成されるため、酸洗を行っても島状模
様を解消することはできない。従って、最終的な製品ま
でも島状模様は消えずに認識されることがある。
赤褐色の島状模様となって現れ、鋼板の外観品質を著し
く低下させる。また、Ｓｉスケールが現れた鋼板表面に
は微小な凹凸が形成されるため、酸洗を行っても島状模
様を解消することはできない。従って、最終的な製品ま
でも島状模様は消えずに認識されることがある。
【０００５】このＳｉスケールを低減させる目的で、主
として自動車などに用いられる高強度鋼板については、
特開昭５８−６９３７号、特開平３−７２０３１号、特
開平６−２６９８４１号、特開平３−７９７１８号の各
公報等のように様々な方法が開示されている。しかしな
がら、高炭素鋼板では高強度鋼板とは違い、Ｃ濃度が高
いために生成するスケール形態も低炭素鋼板の場合とは
異なるので、上記方法をそのまま適用することはできな
い。また、上記各公報では高圧デスケーリングなどを必
要とするので、低コストで製造することはできない。
として自動車などに用いられる高強度鋼板については、
特開昭５８−６９３７号、特開平３−７２０３１号、特
開平６−２６９８４１号、特開平３−７９７１８号の各
公報等のように様々な方法が開示されている。しかしな
がら、高炭素鋼板では高強度鋼板とは違い、Ｃ濃度が高
いために生成するスケール形態も低炭素鋼板の場合とは
異なるので、上記方法をそのまま適用することはできな
い。また、上記各公報では高圧デスケーリングなどを必
要とするので、低コストで製造することはできない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な従来技術の問題点に着目してなしたものであり、その
目的は、スケール疵が少なく表面性状に優れた高炭素鋼
板およびその製造方法を低コストで提供することであ
る。
な従来技術の問題点に着目してなしたものであり、その
目的は、スケール疵が少なく表面性状に優れた高炭素鋼
板およびその製造方法を低コストで提供することであ
る。
【０００７】上記目的を達成するために、本発明者らは
高炭素鋼板の加熱スケール形態の成分依存性を詳細に調
査した。その結果、鋼板表層には脱炭相が存在し、更に
鋼材内部に食い込んだように生成する粒界酸化スケール
と酸化スケールの不均一により形成される鋼材／スケー
ル界面の凹凸が生成し、特に後者の粒界酸化スケールと
鋼材／スケール界面の凹凸によりデスケーリング性が阻
害されて疵が発生すること、この疵発生には微量のＮｉ
が主要な役割を果たし、疵発生を防止するためにはＮｉ
に加えて微量のＳｎとＣｕを適正に鋼材中に含有させれ
ばよいことを見出した。
高炭素鋼板の加熱スケール形態の成分依存性を詳細に調
査した。その結果、鋼板表層には脱炭相が存在し、更に
鋼材内部に食い込んだように生成する粒界酸化スケール
と酸化スケールの不均一により形成される鋼材／スケー
ル界面の凹凸が生成し、特に後者の粒界酸化スケールと
鋼材／スケール界面の凹凸によりデスケーリング性が阻
害されて疵が発生すること、この疵発生には微量のＮｉ
が主要な役割を果たし、疵発生を防止するためにはＮｉ
に加えて微量のＳｎとＣｕを適正に鋼材中に含有させれ
ばよいことを見出した。
【０００８】本発明は上記のような考え方の元に完成し
たものであり、以下の構成を要旨とする。すなわち本発
明は、 （１）重量％で、 Ｃ ：０．３〜１．３％、 Ｓｉ：０．１％以上、 Ｎｉ：０．０２〜０．１％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２〜０．３％ を含有し、かつ、Ｃｕ＋３×Ｓｎ＜４×Ｎｉの関係式を
満足することを特徴とする表面性状に優れた高炭素鋼
板。 （２）重量％で、 Ｃ ：０．３〜１．３％、 Ｓｉ：０．１％以上、 Ｎｉ：０．０２〜０．１％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２〜０．３％ を含有し、かつ、Ｃｕ＋３×Ｓｎ＜４×Ｎｉの関係式を
満足する鋼を連続鋳造後、１３００℃以下に加熱し、そ
の後１回以上デスケーリングしてから熱間圧延を行うこ
とを特徴とする表面性状に優れた高炭素鋼板の製造方
法、である。
たものであり、以下の構成を要旨とする。すなわち本発
明は、 （１）重量％で、 Ｃ ：０．３〜１．３％、 Ｓｉ：０．１％以上、 Ｎｉ：０．０２〜０．１％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２〜０．３％ を含有し、かつ、Ｃｕ＋３×Ｓｎ＜４×Ｎｉの関係式を
満足することを特徴とする表面性状に優れた高炭素鋼
板。 （２）重量％で、 Ｃ ：０．３〜１．３％、 Ｓｉ：０．１％以上、 Ｎｉ：０．０２〜０．１％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２〜０．３％ を含有し、かつ、Ｃｕ＋３×Ｓｎ＜４×Ｎｉの関係式を
満足する鋼を連続鋳造後、１３００℃以下に加熱し、そ
の後１回以上デスケーリングしてから熱間圧延を行うこ
とを特徴とする表面性状に優れた高炭素鋼板の製造方
法、である。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
本発明における含有成分は、表面性状に優れた高炭素鋼
板を提供するためであり、以下に示す成分の限定理由を
説明する。なお各成分における含有量は重量％である。
本発明における含有成分は、表面性状に優れた高炭素鋼
板を提供するためであり、以下に示す成分の限定理由を
説明する。なお各成分における含有量は重量％である。
【００１０】Ｃは、高炭素鋼板を最終的に焼入れ、焼戻
しして硬度を高めるため、最低限０．３％は必要であ
る。これ未満のＣ量では十分な焼入れ性が確保できな
い。一方、Ｃ量が１．３％を超えると、表面性状の観点
からは問題ないが、鋼板が硬質となるため材料として不
的確となるので、本発明の範囲外とした。
しして硬度を高めるため、最低限０．３％は必要であ
る。これ未満のＣ量では十分な焼入れ性が確保できな
い。一方、Ｃ量が１．３％を超えると、表面性状の観点
からは問題ないが、鋼板が硬質となるため材料として不
的確となるので、本発明の範囲外とした。
【００１１】Ｓｉは脱酸材として用いられる元素である
が、Ｓｉ添加量を０．１％未満にすると、Ｓｉを含んだ
酸化物の生成があまり起こらない結果、本発明の目的と
する脱炭とＳｉスケールに起因するスケール疵が発生し
ないので、本発明の範囲外である。一方、Ｓｉを多量に
添加すると鋼板が硬質となるので、０．８０％以下にす
ることが望ましい。
が、Ｓｉ添加量を０．１％未満にすると、Ｓｉを含んだ
酸化物の生成があまり起こらない結果、本発明の目的と
する脱炭とＳｉスケールに起因するスケール疵が発生し
ないので、本発明の範囲外である。一方、Ｓｉを多量に
添加すると鋼板が硬質となるので、０．８０％以下にす
ることが望ましい。
【００１２】Ｎｉ，Ｓｎ，Ｃｕは本発明で最も重要な元
素である。以下図面をもとに説明する。図１は従来法、
図２は本発明法の加熱後スケール生成状況の模式図であ
る。本発明では、微量のＮｉとＳｉを含む鋼材に発生す
る疵の原因である、脱炭相と粒界酸化スケールと酸化ス
ケールの鋼材／スケール界面の凹凸を防止するために、
Ｎｉと同様にＦｅよりも酸化しづらいが融点の低いＳ
ｎ，Ｃｕを所定量鋼材中に含有させる。Ｓｎ，ＣｕはＦ
ｅよりも酸化しづらいが融点が非常に低いために、加熱
時に鋼材／スケール界面の鋼材側に濃化するが、融点が
低いことに起因して鋼材中での拡散速度がＮｉよりも早
い結果、Ｓｎ，ＣｕはＮｉよりも鋼材内部に濃化する。
濃化した効果によって粒界酸化スケールや鋼材／スケー
ル界面の凹凸および脱炭相の形成を防ぐ役割を持つ。
素である。以下図面をもとに説明する。図１は従来法、
図２は本発明法の加熱後スケール生成状況の模式図であ
る。本発明では、微量のＮｉとＳｉを含む鋼材に発生す
る疵の原因である、脱炭相と粒界酸化スケールと酸化ス
ケールの鋼材／スケール界面の凹凸を防止するために、
Ｎｉと同様にＦｅよりも酸化しづらいが融点の低いＳ
ｎ，Ｃｕを所定量鋼材中に含有させる。Ｓｎ，ＣｕはＦ
ｅよりも酸化しづらいが融点が非常に低いために、加熱
時に鋼材／スケール界面の鋼材側に濃化するが、融点が
低いことに起因して鋼材中での拡散速度がＮｉよりも早
い結果、Ｓｎ，ＣｕはＮｉよりも鋼材内部に濃化する。
濃化した効果によって粒界酸化スケールや鋼材／スケー
ル界面の凹凸および脱炭相の形成を防ぐ役割を持つ。
【００１３】Ｎｉは、０．０２％未満では粒界酸化スケ
ールと酸化スケールの鋼材／スケール界面の凹凸が殆ど
発生しないので、本発明の範囲外である。またＮｉを
０．１％超含むと、微量Ｓｎ，Ｃｕの添加では表面性状
を改善することができなくなるので、上限を０．１％と
した。
ールと酸化スケールの鋼材／スケール界面の凹凸が殆ど
発生しないので、本発明の範囲外である。またＮｉを
０．１％超含むと、微量Ｓｎ，Ｃｕの添加では表面性状
を改善することができなくなるので、上限を０．１％と
した。
【００１４】更に、Ｓｎ，Ｃｕ添加により上記役割を発
揮させるためには、Ｓｎ：０．０２％以上、Ｃｕ：０．
０２％以上含有させる必要がある。Ｓｎ，Ｃｕがそれぞ
れ０．０２％未満では、Ｎｉ起因により生成する粒界酸
化スケールや鋼材／スケール界面の凹凸が十分に抑制さ
れないので疵が発生する。また、Ｓｎ，Ｃｕ含有量が増
加すると、Ｓｎ，Ｃｕ濃化相がＮｉよりもスケール側に
できる。その結果Ｓｎ，Ｃｕの液相が粒界に進入し熱間
割れを生じて疵になるので、Ｓｎ，Ｃｕの含有量はＳ
ｎ：０．１％以下、Ｃｕ：０．３％以下にする必要があ
る。
揮させるためには、Ｓｎ：０．０２％以上、Ｃｕ：０．
０２％以上含有させる必要がある。Ｓｎ，Ｃｕがそれぞ
れ０．０２％未満では、Ｎｉ起因により生成する粒界酸
化スケールや鋼材／スケール界面の凹凸が十分に抑制さ
れないので疵が発生する。また、Ｓｎ，Ｃｕ含有量が増
加すると、Ｓｎ，Ｃｕ濃化相がＮｉよりもスケール側に
できる。その結果Ｓｎ，Ｃｕの液相が粒界に進入し熱間
割れを生じて疵になるので、Ｓｎ，Ｃｕの含有量はＳ
ｎ：０．１％以下、Ｃｕ：０．３％以下にする必要があ
る。
【００１５】また、上記Ｓｎ，Ｃｕが疵抑制に効果を発
揮する濃度範囲はＮｉ含有量と関係し、ＮｉとＳｎ，Ｃ
ｕの間にはＣｕ＋３×Ｓｎ＜４×Ｎｉの関係を満足する
必要がある。
揮する濃度範囲はＮｉ含有量と関係し、ＮｉとＳｎ，Ｃ
ｕの間にはＣｕ＋３×Ｓｎ＜４×Ｎｉの関係を満足する
必要がある。
【００１６】本発明はその他の不純物としてＰ，Ｓなど
通常の不純物が含有されてもよいが、Ｐ，Ｓを多く含む
と脆化するので、好ましくはＰ：０．０５％以下、Ｓ：
０．００２％以下であればよい。
通常の不純物が含有されてもよいが、Ｐ，Ｓを多く含む
と脆化するので、好ましくはＰ：０．０５％以下、Ｓ：
０．００２％以下であればよい。
【００１７】また、Ｍｎは鋼中のＳと結合しＳによる熱
間脆性を抑制すると同時に、高炭素鋼板の焼入れ性を高
める元素として知られている。しかし、あまり多く添加
すると溶鋼を凝固させ、スラブを製造するときに偏析が
多くなり焼入れ焼戻し後の靭性が低下する。この理由か
らＭｎは望ましくは０．３〜１．７％の範囲内にするこ
とが望ましい。また、Ｃｒ，Ｍｏなどの元素を含有させ
てもよい。
間脆性を抑制すると同時に、高炭素鋼板の焼入れ性を高
める元素として知られている。しかし、あまり多く添加
すると溶鋼を凝固させ、スラブを製造するときに偏析が
多くなり焼入れ焼戻し後の靭性が低下する。この理由か
らＭｎは望ましくは０．３〜１．７％の範囲内にするこ
とが望ましい。また、Ｃｒ，Ｍｏなどの元素を含有させ
てもよい。
【００１８】本発明鋼の製造方法は、上記組成を有する
鋼片を連続鋳造後、１３００℃以下に加熱し、その後熱
間圧延する前に１回以上デスケーリングを行う。本発明
において加熱温度を制限するのは、加熱温度が高くなる
とスケール生成速度が速くなるために、粒界酸化スケー
ルや鋼材／スケール界面の凹凸を増加させ、疵発生を増
加させる。そこで、加熱温度は１３００℃以下に限定す
る。熱間圧延前に１回以上デスケーリングを行うのは、
デスケーリングを行わないと加熱中に形成したスケール
が除去されずにロールに噛み込まれ、疵が発生するため
である。
鋼片を連続鋳造後、１３００℃以下に加熱し、その後熱
間圧延する前に１回以上デスケーリングを行う。本発明
において加熱温度を制限するのは、加熱温度が高くなる
とスケール生成速度が速くなるために、粒界酸化スケー
ルや鋼材／スケール界面の凹凸を増加させ、疵発生を増
加させる。そこで、加熱温度は１３００℃以下に限定す
る。熱間圧延前に１回以上デスケーリングを行うのは、
デスケーリングを行わないと加熱中に形成したスケール
が除去されずにロールに噛み込まれ、疵が発生するため
である。
【００１９】
【実施例】以下に本発明の実施例を説明する。表１は、
実験に用いた試料鋼板の化学組成（単位は重量％、残部
はＦｅ及び不可避不純物）を示したものである。表１に
示す鋼を連続鋳造後、熱間圧延を行った。熱間圧延の条
件は、再加熱温度は表１に示す通りで、在炉時間２００
分で、均熱時間８０分とし、その後、熱間圧延前に１５
MPa の水圧で表１に示す回数デスケーリングを行った
後、３．０mmの厚さに圧延を行った。このときの仕上げ
温度は８３０℃、巻取り温度は６５０℃とした。そして
酸洗後に表面観察し、表面性状を判定した。表面性状の
判定方法は、◎：スケール疵が皆無、○：スケール疵面
積率１０％未満、△：スケール疵面積率１０〜３０％、
×：スケール疵面積率３０％超とした。判定結果も表１
に示す。
実験に用いた試料鋼板の化学組成（単位は重量％、残部
はＦｅ及び不可避不純物）を示したものである。表１に
示す鋼を連続鋳造後、熱間圧延を行った。熱間圧延の条
件は、再加熱温度は表１に示す通りで、在炉時間２００
分で、均熱時間８０分とし、その後、熱間圧延前に１５
MPa の水圧で表１に示す回数デスケーリングを行った
後、３．０mmの厚さに圧延を行った。このときの仕上げ
温度は８３０℃、巻取り温度は６５０℃とした。そして
酸洗後に表面観察し、表面性状を判定した。表面性状の
判定方法は、◎：スケール疵が皆無、○：スケール疵面
積率１０％未満、△：スケール疵面積率１０〜３０％、
×：スケール疵面積率３０％超とした。判定結果も表１
に示す。
【００２０】表１から明らかなように、比較鋼である符
号ＬはＮｉ濃度が高いために、符号ＭはＳｎ濃度が低い
ために、符号ＮはＣｕ濃度が低いために、符号ＯはＳｎ
濃度が高いために、符号ＰはＣｕ濃度が高いために、符
号Ｑ，ＲはＳｎとＣｕの関係を満たさないために、符号
Ｓ，Ｔは加熱温度が高いために、いずれも表面性状が悪
かった。それに対して諸条件を適正範囲とした本発明鋼
の符号Ａ〜Ｋは、脱炭とＳｉスケール起因のスケール疵
の発生も無く、表面性状は極めて良好であった。従って
疵取り作業も不要となり、製造コストを大幅に低減でき
た。
号ＬはＮｉ濃度が高いために、符号ＭはＳｎ濃度が低い
ために、符号ＮはＣｕ濃度が低いために、符号ＯはＳｎ
濃度が高いために、符号ＰはＣｕ濃度が高いために、符
号Ｑ，ＲはＳｎとＣｕの関係を満たさないために、符号
Ｓ，Ｔは加熱温度が高いために、いずれも表面性状が悪
かった。それに対して諸条件を適正範囲とした本発明鋼
の符号Ａ〜Ｋは、脱炭とＳｉスケール起因のスケール疵
の発生も無く、表面性状は極めて良好であった。従って
疵取り作業も不要となり、製造コストを大幅に低減でき
た。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
チェーン部品、ギア部品、クラッチ部品、シートベルト
用バックル、座金などに使用するのに好適な、表面性状
に優れた高炭素鋼板およびその製造方法を低コストで提
供することができ、本発明の意義は極めて著しい。
チェーン部品、ギア部品、クラッチ部品、シートベルト
用バックル、座金などに使用するのに好適な、表面性状
に優れた高炭素鋼板およびその製造方法を低コストで提
供することができ、本発明の意義は極めて著しい。
【図１】従来法における加熱後のスケール状態を示す模
式図である。
式図である。
【図２】本発明鋼における加熱後のスケール状態を示す
模式図である。
模式図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 佐柳 志郎 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA05 AA06 AA07 AA14 AA16 AA23 AA27 AA29 AA31 BA01 CA02 CA03
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．３〜１．３％、 Ｓｉ：０．１％以上、 Ｎｉ：０．０２〜０．１％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２〜０．３％ を含有し、かつ、Ｃｕ＋３×Ｓｎ＜４×Ｎｉの関係式を
満足することを特徴とする表面性状に優れた高炭素鋼
板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．３〜１．３％、 Ｓｉ：０．１％以上、 Ｎｉ：０．０２〜０．１％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１％、 Ｃｕ：０．０２〜０．３％ を含有し、かつ、Ｃｕ＋３×Ｓｎ＜４×Ｎｉの関係式を
満足する鋼を連続鋳造後、１３００℃以下に加熱し、そ
の後１回以上デスケーリングしてから熱間圧延を行うこ
とを特徴とする表面性状に優れた高炭素鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9535599A JP2000282174A (ja) | 1999-04-01 | 1999-04-01 | 表面性状に優れた高炭素鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9535599A JP2000282174A (ja) | 1999-04-01 | 1999-04-01 | 表面性状に優れた高炭素鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000282174A true JP2000282174A (ja) | 2000-10-10 |
Family
ID=14135356
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9535599A Withdrawn JP2000282174A (ja) | 1999-04-01 | 1999-04-01 | 表面性状に優れた高炭素鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000282174A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108188175A (zh) * | 2017-12-08 | 2018-06-22 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种CrMnTiH系列齿轮钢及其轧制方法 |
-
1999
- 1999-04-01 JP JP9535599A patent/JP2000282174A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108188175A (zh) * | 2017-12-08 | 2018-06-22 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种CrMnTiH系列齿轮钢及其轧制方法 |
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