JP3233826B2 - スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ポール、パイルお
よび建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物
の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒に関わるもの
であり、特に強度が１３００ＭＰａ以上である遅れ破壊
特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒およびその製造方法に関す
るものである。
よび建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物
の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒に関わるもの
であり、特に強度が１３００ＭＰａ以上である遅れ破壊
特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒およびその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】ポール、パイルおよび建築、橋梁等のプ
レストレストコンクリート構造物の補強材として広く使
われているＰＣ鋼材は、通常、ＪＩＳ Ｇ ３５３６に
規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳ Ｇ
３１０９に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。
ＰＣ鋼線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ ３５０２に適
合したピアノ線材であり、パテンティング処理をした
後、伸線加工することにより製造される。
レストレストコンクリート構造物の補強材として広く使
われているＰＣ鋼材は、通常、ＪＩＳ Ｇ ３５３６に
規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳ Ｇ
３１０９に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。
ＰＣ鋼線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ ３５０２に適
合したピアノ線材であり、パテンティング処理をした
後、伸線加工することにより製造される。
【０００３】一方、ＰＣ鋼棒は、例えば特公平５−４１
６８４号公報に記載されているように、Ｃ量が０．２５
〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理を
することによって製造されている。ＰＣ鋼線の強度はＰ
Ｃ鋼棒に比べ高いものの、Ｃ含有量が高いためにスポッ
ト溶接ができないという欠点がある。
６８４号公報に記載されているように、Ｃ量が０．２５
〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理を
することによって製造されている。ＰＣ鋼線の強度はＰ
Ｃ鋼棒に比べ高いものの、Ｃ含有量が高いためにスポッ
ト溶接ができないという欠点がある。
【０００４】これに対して、ＰＣ鋼棒のスポット溶接性
はＰＣ鋼線に比べ良好であるが、「プレストレストコン
クリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、
丸善）の４３〜４５頁に記載されているように、強度が
１２７５ＭＰａ（１３０kgf/mm2 ）を超えるような高強
度ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて遅れ破壊特性が劣って
いる。また、特公平５−５９９６７号公報に記載されて
いるように、スポット溶接部は急冷されるためマルテン
サイトを主体とした組織となり、スポット溶接部で遅れ
破壊が発生しやすくなるという問題点がある。
はＰＣ鋼線に比べ良好であるが、「プレストレストコン
クリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、
丸善）の４３〜４５頁に記載されているように、強度が
１２７５ＭＰａ（１３０kgf/mm2 ）を超えるような高強
度ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて遅れ破壊特性が劣って
いる。また、特公平５−５９９６７号公報に記載されて
いるように、スポット溶接部は急冷されるためマルテン
サイトを主体とした組織となり、スポット溶接部で遅れ
破壊が発生しやすくなるという問題点がある。
【０００５】ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる従来
の知見として、例えば、特公平５−５９９６７号公報で
は、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが有効であると提案し
ている。確かに、低Ｐ、低Ｓ化は遅れ破壊に対して有効
であるが、現行のＰＣ鋼棒のＰ、Ｓ含有量はいずれも既
に０．０１％前後となっており、ＪＩＳ Ｇ ３１０９
で規定されている量より低いレベルにあるのが実態であ
る。Ｐ、Ｓ含有量を更に低減化することは可能である
が、製造コストが高くなる。
の知見として、例えば、特公平５−５９９６７号公報で
は、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが有効であると提案し
ている。確かに、低Ｐ、低Ｓ化は遅れ破壊に対して有効
であるが、現行のＰＣ鋼棒のＰ、Ｓ含有量はいずれも既
に０．０１％前後となっており、ＪＩＳ Ｇ ３１０９
で規定されている量より低いレベルにあるのが実態であ
る。Ｐ、Ｓ含有量を更に低減化することは可能である
が、製造コストが高くなる。
【０００６】また、特公平５−４１６８４号公報では、
Ｓｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼
戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施すことを
提案している。さらに、特開平５−７９６３号公報で
は、ＰＣ鋼棒と鉄線とのスポット溶接部周辺に樹脂被覆
層を設けて遅れ破壊に対する感受性を低下させることが
提案されている。しかしながら、いずれの提案も本発明
者らの試験では、大幅な遅れ破壊特性の改善には至って
いない。以上のように、従来の技術では、遅れ破壊特性
を抜本的に向上させた高強度のＰＣ鋼棒を製造すること
には限界があった。
Ｓｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼
戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施すことを
提案している。さらに、特開平５−７９６３号公報で
は、ＰＣ鋼棒と鉄線とのスポット溶接部周辺に樹脂被覆
層を設けて遅れ破壊に対する感受性を低下させることが
提案されている。しかしながら、いずれの提案も本発明
者らの試験では、大幅な遅れ破壊特性の改善には至って
いない。以上のように、従来の技術では、遅れ破壊特性
を抜本的に向上させた高強度のＰＣ鋼棒を製造すること
には限界があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の如き実
状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性の良好な
強度が１３００ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼棒を実現す
るとともに、その製造方法を提供することを目的とする
ものである。
状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性の良好な
強度が１３００ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼棒を実現す
るとともに、その製造方法を提供することを目的とする
ものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず焼入
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルのＰ
Ｃ鋼棒を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ
破壊は鋼材中の水素に起因して発生していることは既に
明らかである。そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破
壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることによ
り評価した。
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルのＰ
Ｃ鋼棒を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ
破壊は鋼材中の水素に起因して発生していることは既に
明らかである。そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破
壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることによ
り評価した。
【０００９】この方法は、電解水素チャージにより種々
のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験
中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するため
にＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負
荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価す
るものである。
のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験
中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するため
にＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負
荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価す
るものである。
【００１０】図１に拡散性水素量と遅れ破壊に至るまで
の破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中
に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至
るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下で
は遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散
性水素量」と定義する。
の破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中
に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至
るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下で
は遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散
性水素量」と定義する。
【００１１】限界拡散性水素量が高いほど鋼材の耐遅れ
破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条
件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の
拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定するこ
とができる。
破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条
件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の
拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定するこ
とができる。
【００１２】そこで、高強度ＰＣ鋼棒の限界拡散性水素
量を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、
オーステナイト結晶粒度、鋼材成分、熱処理条件の影響
等について検討を重ねた。この結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても遅れ破壊特性は大幅に向上でき
ないことがわかった。
量を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、
オーステナイト結晶粒度、鋼材成分、熱処理条件の影響
等について検討を重ねた。この結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても遅れ破壊特性は大幅に向上でき
ないことがわかった。
【００１３】遅れ破壊が旧オーステナイト粒界に沿った
粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大幅な向上を
達成するためには、粒界割れの発生を防止することが重
要であるとの結論に達した。
粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大幅な向上を
達成するためには、粒界割れの発生を防止することが重
要であるとの結論に達した。
【００１４】そこで更に、オーステナイト粒界割れを防
止する手段について、種々検討を重ねた結果、Ｂを含有
するＰＣ鋼棒の表層から軸中心方向に少なくても半径の
１０％にわたる領域において、オーステナイト粒の長さ
と幅の比であるアスペクト比（オーステナイト粒の長径
／短径）が１．２以上である組織を形成させれば、１３
００ＭＰａを超えるような高強度域でもオーステナイト
粒界割れを防止できることを発見した。
止する手段について、種々検討を重ねた結果、Ｂを含有
するＰＣ鋼棒の表層から軸中心方向に少なくても半径の
１０％にわたる領域において、オーステナイト粒の長さ
と幅の比であるアスペクト比（オーステナイト粒の長径
／短径）が１．２以上である組織を形成させれば、１３
００ＭＰａを超えるような高強度域でもオーステナイト
粒界割れを防止できることを発見した。
【００１５】即ち、オーステナイト粒をＰＣ鋼棒の圧延
方向に伸長させ、アスペクト比を１．２以上にした焼戻
しマルテンサイト組織の鋼は、破壊形態が粒内割れにな
るため、限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊
特性が格段に向上すると言う全く新たな知見を見出した
のである。
方向に伸長させ、アスペクト比を１．２以上にした焼戻
しマルテンサイト組織の鋼は、破壊形態が粒内割れにな
るため、限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊
特性が格段に向上すると言う全く新たな知見を見出した
のである。
【００１６】また、オーステナイト粒を伸長化させる方
法として、熱間圧延温度と圧下率の最適な熱間圧延条件
を選択することによって、アスペクト比を１．２以上に
させることが可能であることを明らかにした。
法として、熱間圧延温度と圧下率の最適な熱間圧延条件
を選択することによって、アスペクト比を１．２以上に
させることが可能であることを明らかにした。
【００１７】さらに、熱間圧延後に水冷することによっ
てマルテンサイト組織にしたＰＣ鋼棒の焼戻し処理工程
において、焼戻し温度への加熱速度を増加させると同じ
オーステナイト粒内割れでも限界拡散性水素量が向上
し、遅れ破壊特性が格段に向上することを見い出した。
てマルテンサイト組織にしたＰＣ鋼棒の焼戻し処理工程
において、焼戻し温度への加熱速度を増加させると同じ
オーステナイト粒内割れでも限界拡散性水素量が向上
し、遅れ破壊特性が格段に向上することを見い出した。
【００１８】以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織
形態、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択すれば、
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を実現できるとい
う結論に達し、本発明をなしたものである。
形態、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択すれば、
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を実現できるとい
う結論に達し、本発明をなしたものである。
【００１９】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
のであって、その要旨とするところは、次の通りであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：
０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：
０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５
％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有するか、
あるいは更にＣｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０
５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．
０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．
００５〜０．１％、Ｔａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：
０．０５〜０．５％の１種または２種以上を含むととも
に残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼において、
焼戻しマルテンサイト組織からなり、且つ少なくても表
層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オー
ステナイト粒の長さと幅の比が１．２以上であり、さら
に限界拡散性水素量が０．５９ｐｐｍ以上で、かつ引張
強さが１３００ＭＰａ以上であることを特徴とするスポ
ット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。
のであって、その要旨とするところは、次の通りであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：
０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：
０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５
％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有するか、
あるいは更にＣｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０
５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．
０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．
００５〜０．１％、Ｔａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：
０．０５〜０．５％の１種または２種以上を含むととも
に残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼において、
焼戻しマルテンサイト組織からなり、且つ少なくても表
層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オー
ステナイト粒の長さと幅の比が１．２以上であり、さら
に限界拡散性水素量が０．５９ｐｐｍ以上で、かつ引張
強さが１３００ＭＰａ以上であることを特徴とするスポ
ット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。
【００２０】（２）上記化学成分を有する鋼を熱間圧延
するに際して、少なくても７００〜９００℃の温度範囲
で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程を経た
後、水冷することによりマルテンサイト組織にし、引き
続き１０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃の温
度範囲に加熱し焼き戻すことを特徴とするスポット溶接
部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
するに際して、少なくても７００〜９００℃の温度範囲
で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程を経た
後、水冷することによりマルテンサイト組織にし、引き
続き１０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃の温
度範囲に加熱し焼き戻すことを特徴とするスポット溶接
部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】本発明の対象とする鋼の成分の限
定理由について述べる。 Ｃ：ＣはＰＣの鋼棒の強度を確保する上で必須の元素で
あるが、０．１５％未満では焼戻しマルテンサイトにお
いて所要の強度が得られず、一方０．４０％を超えると
スポット溶接性が劣化するため、０．１５〜０．４０％
の範囲に制限した。
定理由について述べる。 Ｃ：ＣはＰＣの鋼棒の強度を確保する上で必須の元素で
あるが、０．１５％未満では焼戻しマルテンサイトにお
いて所要の強度が得られず、一方０．４０％を超えると
スポット溶接性が劣化するため、０．１５〜０．４０％
の範囲に制限した。
【００２２】Ｓｉ：Ｓｉはリラクゼーション特性を向上
させるとともに、固溶体硬化作用によって強度を高める
作用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮でき
ず、一方、２％を超えても添加量に見合う効果が期待で
きないため、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
させるとともに、固溶体硬化作用によって強度を高める
作用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮でき
ず、一方、２％を超えても添加量に見合う効果が期待で
きないため、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
【００２３】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入
性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満で
は上記の効果が得られず、一方２．０％を超えるとスポ
ット溶接性が劣化するために０．２〜２．０％の範囲に
制限した。
るばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入
性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満で
は上記の効果が得られず、一方２．０％を超えるとスポ
ット溶接性が劣化するために０．２〜２．０％の範囲に
制限した。
【００２４】Ａｌ：Ａｌは脱酸および熱処理時において
ＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化
を防止する効果とともにＮを固定し焼入性および遅れ破
壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有してい
るが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮され
ず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５
〜０．１％の範囲に限定した。
ＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化
を防止する効果とともにＮを固定し焼入性および遅れ破
壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有してい
るが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮され
ず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５
〜０．１％の範囲に限定した。
【００２５】Ｔｉ：ＴｉもＡｌと同様に脱酸および熱処
理時においてＴｉＮを形成することによりオーステナイ
ト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定し焼入性
および遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効
果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果
が発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和するた
め０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
理時においてＴｉＮを形成することによりオーステナイ
ト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定し焼入性
および遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効
果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果
が発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和するた
め０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００２６】Ｂ：Ｂはオーステナイト粒が伸長化した焼
戻しマルテンサイト組織の鋼において、遅れ破壊特性を
向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界
に偏析することにより焼入性を著しく高めるとともに、
未再結晶温度域を高温側に移行させる効果も有してお
り、伸長化したオーステナイト粒が得やすくなる。Ｂが
０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．
００５０％を超えても効果が飽和するため０．０００３
〜０．００５０％に制限した。
戻しマルテンサイト組織の鋼において、遅れ破壊特性を
向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界
に偏析することにより焼入性を著しく高めるとともに、
未再結晶温度域を高温側に移行させる効果も有してお
り、伸長化したオーステナイト粒が得やすくなる。Ｂが
０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．
００５０％を超えても効果が飽和するため０．０００３
〜０．００５０％に制限した。
【００２７】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明においては、さらにこの鋼にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％の
１種または２種以上を含有せしめることができる。
あるが、本発明においては、さらにこの鋼にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％の
１種または２種以上を含有せしめることができる。
【００２８】Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処
理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である
が、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、
一方２．０％を超えるとスポット溶接性が劣化するため
に０．０５〜２．０％に限定した。
理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である
が、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、
一方２．０％を超えるとスポット溶接性が劣化するため
に０．０５〜２．０％に限定した。
【００２９】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化
抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元
素であり、更にリラクゼーション特性を向上させ、未再
結晶温度を上昇させる効果も有しているが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方１．０％を超えるとス
ポット溶接性が劣化するために０．０５〜１．０％に制
限した。
抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元
素であり、更にリラクゼーション特性を向上させ、未再
結晶温度を上昇させる効果も有しているが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方１．０％を超えるとス
ポット溶接性が劣化するために０．０５〜１．０％に制
限した。
【００３０】Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延
性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて
引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方５．０％を超えても添
加量にみあう効果が発揮できないため、０．０５〜５．
０％の範囲に制限した。
性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて
引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方５．０％を超えても添
加量にみあう効果が発揮できないため、０．０５〜５．
０％の範囲に制限した。
【００３１】Ｃｕ：Ｃｕは焼戻し軟化抵抗を高めるため
に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮
できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮
できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
【００３２】Ｖ：Ｖは焼入れ処理時において炭窒化物を
生成することによりオーステナイト粒を微細化させると
ともにリラクゼーション値を増加させる効果があるが、
０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方
０．３％を超えても効果が飽和するため０．０５〜０．
３％に限定した。
生成することによりオーステナイト粒を微細化させると
ともにリラクゼーション値を増加させる効果があるが、
０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方
０．３％を超えても効果が飽和するため０．０５〜０．
３％に限定した。
【００３３】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることによりオーステナイト粒を微細化させるために有
効な元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度を大幅に高
める効果があり、熱間圧延仕上げ温度が高くてもオース
テナイト粒が伸長化した鋼を容易に製造できる利点があ
る。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一
方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため０．００
５〜０．１％に制限した。
ることによりオーステナイト粒を微細化させるために有
効な元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度を大幅に高
める効果があり、熱間圧延仕上げ温度が高くてもオース
テナイト粒が伸長化した鋼を容易に製造できる利点があ
る。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一
方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため０．００
５〜０．１％に制限した。
【００３４】Ｔａ：ＴａもＮｂと同様に未再結晶温度を
高める効果を有しているが、０．００５％未満では前記
の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。
高める効果を有しているが、０．００５％未満では前記
の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。
【００３５】Ｗ：Ｗは高強度のＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性
を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未
満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超え
て添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％
の範囲に限定した。
を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未
満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超え
て添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％
の範囲に限定した。
【００３６】Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、
ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞ
れ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、Ｎは
Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの窒化物を生成することによりオ
ーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜
０．０１５％が好ましい範囲である。
ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞ
れ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、Ｎは
Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの窒化物を生成することによりオ
ーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜
０．０１５％が好ましい範囲である。
【００３７】次に本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼棒の
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼
棒の組織形態の限定理由について述べる。図２に焼戻し
マルテンサイト組織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素
量、遅れ破壊形態に及ぼすアスペクト比の影響について
解析した一例を示す。図中において黒印は粒界割れ、白
印は粒内割れ、半白印は粒界割れと粒内割れが混在して
いることを示す。ここで、アスペクト比が１．０のＰＣ
鋼棒は従来の焼入れ・焼戻し処理で製造したものであ
り、オーステナイト粒が伸長化されていない鋼である。
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼
棒の組織形態の限定理由について述べる。図２に焼戻し
マルテンサイト組織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素
量、遅れ破壊形態に及ぼすアスペクト比の影響について
解析した一例を示す。図中において黒印は粒界割れ、白
印は粒内割れ、半白印は粒界割れと粒内割れが混在して
いることを示す。ここで、アスペクト比が１．０のＰＣ
鋼棒は従来の焼入れ・焼戻し処理で製造したものであ
り、オーステナイト粒が伸長化されていない鋼である。
【００３８】同図から明らかなように、オーステナイト
粒を伸長化させてアスペクト比が増加するに伴い破壊形
態が粒界割れから粒内割れに移り、１．２以上では粒内
割れになる。これに対応して限界拡散性水素量が増加
し、遅れ破壊特性が格段に向上する。ここで、アスペク
ト比が１．２未満では遅れ破壊特性の向上が顕著でない
ため、アスペクト比の下限を１．２に限定した。なお、
アスペクト比が１．５以上で遅れ破壊特性の向上効果が
顕著になるため、１．５以上がアスペクト比の好ましい
範囲である。
粒を伸長化させてアスペクト比が増加するに伴い破壊形
態が粒界割れから粒内割れに移り、１．２以上では粒内
割れになる。これに対応して限界拡散性水素量が増加
し、遅れ破壊特性が格段に向上する。ここで、アスペク
ト比が１．２未満では遅れ破壊特性の向上が顕著でない
ため、アスペクト比の下限を１．２に限定した。なお、
アスペクト比が１．５以上で遅れ破壊特性の向上効果が
顕著になるため、１．５以上がアスペクト比の好ましい
範囲である。
【００３９】図３は限界拡散性水素量とアスペクト比が
１．２以上になっているＰＣ鋼棒表層から軸中心方向の
深さに対するＰＣ鋼棒半径の比率の関係について解析し
た一例を示す図である。アスペクト比が１．２以上であ
るＰＣ鋼棒表層からの領域がＰＣ鋼棒の半径に対して、
０．１未満では限界拡散性水素量の向上効果が少なく、
遅れ破壊特性に対して顕著な効果がないことがわかる。
１．２以上になっているＰＣ鋼棒表層から軸中心方向の
深さに対するＰＣ鋼棒半径の比率の関係について解析し
た一例を示す図である。アスペクト比が１．２以上であ
るＰＣ鋼棒表層からの領域がＰＣ鋼棒の半径に対して、
０．１未満では限界拡散性水素量の向上効果が少なく、
遅れ破壊特性に対して顕著な効果がないことがわかる。
【００４０】このため、アスペクト比が１．２以上の領
域を少なくてもＰＣ鋼棒表層より０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼
棒の半径）にわたる領域に限定した。なお、図３から明
らかなように、０．２Ｒ以上で遅れ破壊特性の向上効果
が高いことから、好ましい条件は０．２Ｒ以上である。
域を少なくてもＰＣ鋼棒表層より０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼
棒の半径）にわたる領域に限定した。なお、図３から明
らかなように、０．２Ｒ以上で遅れ破壊特性の向上効果
が高いことから、好ましい条件は０．２Ｒ以上である。
【００４１】本発明の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ
鋼棒の製造方法では、オーステナイト粒を伸長化させる
ために低温での熱間圧延を行い、圧延後、水冷すること
によりオーステナイト粒が伸長化したマルテンサイト組
織にし、引き続き焼戻し処理を行うものである。
鋼棒の製造方法では、オーステナイト粒を伸長化させる
ために低温での熱間圧延を行い、圧延後、水冷すること
によりオーステナイト粒が伸長化したマルテンサイト組
織にし、引き続き焼戻し処理を行うものである。
【００４２】以下に製造条件の限定理由を述べる。 熱間圧延温度：熱間圧延仕上げ温度が９００℃を超える
と未再結晶温度を上げる元素を添加しても再結晶化しや
すく、伸長化したオーステナイト粒を得ることが困難で
あるとともに、アスペクト比が１．２以上の領域を０．
１Ｒ以上にすることが難しくなるため、上限温度を９０
０℃に制限した。一方、７００℃を下回ると変形抵抗が
大きくなりすぎて熱間圧延が困難になり、さらにフェラ
イト相が析出しやすくなるため下限温度を７００℃に限
定した。
と未再結晶温度を上げる元素を添加しても再結晶化しや
すく、伸長化したオーステナイト粒を得ることが困難で
あるとともに、アスペクト比が１．２以上の領域を０．
１Ｒ以上にすることが難しくなるため、上限温度を９０
０℃に制限した。一方、７００℃を下回ると変形抵抗が
大きくなりすぎて熱間圧延が困難になり、さらにフェラ
イト相が析出しやすくなるため下限温度を７００℃に限
定した。
【００４３】熱間圧延圧下率：７００〜９００℃の温度
範囲での総圧下率が２０％未満では、アスペクト比が
１．２以上である伸長化したオーステナイト粒を得るこ
とが困難であるとともに、アスペクト比が１．２以上の
領域を０．１Ｒ以上にすることが難しくなるため、総圧
下率の下限を２０％に限定した。
範囲での総圧下率が２０％未満では、アスペクト比が
１．２以上である伸長化したオーステナイト粒を得るこ
とが困難であるとともに、アスペクト比が１．２以上の
領域を０．１Ｒ以上にすることが難しくなるため、総圧
下率の下限を２０％に限定した。
【００４４】なお、本発明では熱間圧延後に水冷してマ
ルテンサイト組織にするものであるが、この際に体積分
率で２０％未満のフェライト、パーライト、ベイナイ
ト、残留オーステナイトまたはこれらの混合組織が生成
しても遅れ破壊特性の劣化はなく、なんら制限を受ける
ものではない。
ルテンサイト組織にするものであるが、この際に体積分
率で２０％未満のフェライト、パーライト、ベイナイ
ト、残留オーステナイトまたはこれらの混合組織が生成
しても遅れ破壊特性の劣化はなく、なんら制限を受ける
ものではない。
【００４５】焼戻し加熱速度：オーステナイト粒が伸長
化したマルテンサイトを焼き戻す際の加熱速度（昇温速
度）が１０℃／秒未満では、遅れ破壊形態が粒内割れで
あっても限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性の大幅
な向上が望めないため、加熱速度の下限を１０℃／秒に
制限した。安定して遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製
造するための好ましい条件は、２０℃／秒以上である。
化したマルテンサイトを焼き戻す際の加熱速度（昇温速
度）が１０℃／秒未満では、遅れ破壊形態が粒内割れで
あっても限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性の大幅
な向上が望めないため、加熱速度の下限を１０℃／秒に
制限した。安定して遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製
造するための好ましい条件は、２０℃／秒以上である。
【００４６】焼戻し温度：焼戻し温度が２５０℃未満で
は焼戻しの効果が少なく、一方、５５０℃を超えると焼
戻しマルテンサイトの強度が低下しやすくなり高強度の
ＰＣ鋼棒を製造することが困難になるため、焼戻し温度
範囲を２５０〜５５０℃に限定した。本発明では熱間圧
延後、あるいは焼戻し処理後に線径調整、他の目的で軽
度の伸線加工を行っても遅れ破壊特性、機械的特性の劣
化はなく、なんら制限を受けるものではない。
は焼戻しの効果が少なく、一方、５５０℃を超えると焼
戻しマルテンサイトの強度が低下しやすくなり高強度の
ＰＣ鋼棒を製造することが困難になるため、焼戻し温度
範囲を２５０〜５５０℃に限定した。本発明では熱間圧
延後、あるいは焼戻し処理後に線径調整、他の目的で軽
度の伸線加工を行っても遅れ破壊特性、機械的特性の劣
化はなく、なんら制限を受けるものではない。
【００４７】
【実施例】表１に示す化学組成を有する供試材を種々の
熱間圧延条件で圧延した後、水冷することによりマルテ
ンサイト組織にした。その後、種々の焼戻し条件で焼戻
しを行い、焼戻しマルテンサイト組織のＰＣ鋼棒を製造
した。
熱間圧延条件で圧延した後、水冷することによりマルテ
ンサイト組織にした。その後、種々の焼戻し条件で焼戻
しを行い、焼戻しマルテンサイト組織のＰＣ鋼棒を製造
した。
【００４８】上記の試料を用いて、機械的性質、組織形
態、遅れ破壊特性、スポット溶接性について評価した結
果を表２に示す。スポット溶接性試験はＰＣ鋼棒とＪＩ
ＳＧ ３５３２のＳＷＭ−Ｂを用いて行った。クロス溶
接後、試験本数が１０本の引張試験を行い、スポット溶
接部の破断率５０％以下の場合はスポット溶接性が良好
であるとした（○印で表示）。遅れ破壊特性は、スポッ
ト溶接を施した試料を用いて、前に述べた限界拡散性水
素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの８０％の条件
で実施した。
態、遅れ破壊特性、スポット溶接性について評価した結
果を表２に示す。スポット溶接性試験はＰＣ鋼棒とＪＩ
ＳＧ ３５３２のＳＷＭ−Ｂを用いて行った。クロス溶
接後、試験本数が１０本の引張試験を行い、スポット溶
接部の破断率５０％以下の場合はスポット溶接性が良好
であるとした（○印で表示）。遅れ破壊特性は、スポッ
ト溶接を施した試料を用いて、前に述べた限界拡散性水
素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの８０％の条件
で実施した。
【００４９】表２の試験Ｎｏ．１〜１１が本発明例で、
その他は比較例である。同表に見られるように本発明例
はいずれもＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量が０．５９ｐｐ
ｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であると
ともに、アスペクト比が１．２以上であり、且つＰＣ鋼
棒の半径に対するアスペクト比が１．２以上の比率が
０．１以上であるため破壊形態が粒内割れとなってお
り、限界拡散性水素量が従来のＰＣ鋼棒に比べ高く、ス
ポット溶接部の遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒が実現さ
れている。また、スポット溶接性も優れている。
その他は比較例である。同表に見られるように本発明例
はいずれもＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量が０．５９ｐｐ
ｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であると
ともに、アスペクト比が１．２以上であり、且つＰＣ鋼
棒の半径に対するアスペクト比が１．２以上の比率が
０．１以上であるため破壊形態が粒内割れとなってお
り、限界拡散性水素量が従来のＰＣ鋼棒に比べ高く、ス
ポット溶接部の遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒が実現さ
れている。また、スポット溶接性も優れている。
【００５０】これに対して比較例であるＮｏ．１２、１
３、１７は、いずれも従来の製造方法で製造したもので
ある。即ち、熱間圧延後、焼入れ・焼戻し処理によって
製造したものであり、オーステナイト粒が伸長化してい
ない例である。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであ
り、限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性が悪い例で
ある。
３、１７は、いずれも従来の製造方法で製造したもので
ある。即ち、熱間圧延後、焼入れ・焼戻し処理によって
製造したものであり、オーステナイト粒が伸長化してい
ない例である。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであ
り、限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性が悪い例で
ある。
【００５１】比較例であるＮｏ．１６は、アスペクト比
が小さすぎるために遅れ破壊特性が改善されなかった例
である。また、比較例であるＮｏ．１４は、オーステナ
イト粒が伸長化され、アスペクト比は満足できるもの
の、焼戻し処理時の加熱速度が遅いために遅れ破壊特性
の大幅な改善効果ができなかった例である。
が小さすぎるために遅れ破壊特性が改善されなかった例
である。また、比較例であるＮｏ．１４は、オーステナ
イト粒が伸長化され、アスペクト比は満足できるもの
の、焼戻し処理時の加熱速度が遅いために遅れ破壊特性
の大幅な改善効果ができなかった例である。
【００５２】更に、比較例であるＮｏ．１５、１８、１
９は、いずれも鋼の化学成分が不適切な例である。即
ち、Ｎｏ．１５はＣ含有量が低すぎるために本発明で目
的とする１３００ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼棒が実現
できていない。また、Ｎｏ．１８はＣ含有量が高すぎる
ために、Ｎｏ．１９はＭｎ含有量が高すぎるために、い
ずれもスポット溶接性が悪かった例である。
９は、いずれも鋼の化学成分が不適切な例である。即
ち、Ｎｏ．１５はＣ含有量が低すぎるために本発明で目
的とする１３００ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼棒が実現
できていない。また、Ｎｏ．１８はＣ含有量が高すぎる
ために、Ｎｏ．１９はＭｎ含有量が高すぎるために、い
ずれもスポット溶接性が悪かった例である。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【発明の効果】本発明は旧オーステナイト粒を伸長化さ
せることによりＰＣ鋼棒の遅れ破壊形態を粒界割れから
粒内割れにさせて、引張強さが１３００ＭＰａ以上の高
強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を大幅に向上させることを
可能にするとともに、鋼の化学成分、熱間圧延条件、熱
処理条件を最適に選択することによって、その製造方法
を確立したものであり、産業上の効果は極めて顕著なも
のがある。
せることによりＰＣ鋼棒の遅れ破壊形態を粒界割れから
粒内割れにさせて、引張強さが１３００ＭＰａ以上の高
強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を大幅に向上させることを
可能にするとともに、鋼の化学成分、熱間圧延条件、熱
処理条件を最適に選択することによって、その製造方法
を確立したものであり、産業上の効果は極めて顕著なも
のがある。
【図１】拡散性水素量と遅れ破壊時間の関係の一例を示
す図表である。
す図表である。
【図２】限界拡散性水素量とアスペクト比の関係につい
て解析した一例を示す図表である。
て解析した一例を示す図表である。
【図３】限界拡散性水素量と半径に対するアスペクト比
が１．２以上の比率の関係について解析した一例を示す
図表である。
が１．２以上の比率の関係について解析した一例を示す
図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高橋 稔彦 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社 技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平７−224355（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−336648（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−236223（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−222450（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358023（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼に
おいて、焼戻しマルテンサイト組織からなり、且つ少な
くても表層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域
で旧オーステナイト粒の長さと幅の比（以下アスペクト
比とする）が１．２以上であり、さらに限界拡散性水素
量が０．５９ｐｐｍ以上で、かつ引張強さが１３００Ｍ
Ｐａ以上であることを特徴とするスポット溶接部の遅れ
破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項２】 重量％でさらに、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強
度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項３】 請求項１記載の高強度ＰＣ鋼棒を製造す
る方法であって、 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を
熱間圧延するに際して、少なくても７００〜９００℃の
温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程
を経た後、水冷することによりマルテンサイト組織に
し、引き続き１０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５
０℃の温度範囲に加熱し焼き戻すことを特徴とするスポ
ット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製
造方法。 - 【請求項４】 重量％でさらに、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項３記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23569795A JP3233826B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23569795A JP3233826B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0978191A JPH0978191A (ja) | 1997-03-25 |
| JP3233826B2 true JP3233826B2 (ja) | 2001-12-04 |
Family
ID=16989890
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23569795A Expired - Lifetime JP3233826B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3233826B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7445993B2 (ja) | 2019-07-23 | 2024-03-08 | 株式会社Param | 電子銃装置 |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003171730A (ja) * | 1999-12-08 | 2003-06-20 | Nkk Corp | 耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材およびその製造方法 |
| JP5277648B2 (ja) * | 2007-01-31 | 2013-08-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板並びにその製造方法 |
| KR101388334B1 (ko) * | 2007-01-31 | 2014-04-22 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법 |
| JP5277672B2 (ja) * | 2007-03-29 | 2013-08-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法 |
| CN104805355A (zh) * | 2015-03-30 | 2015-07-29 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种锚杆钢及其生产方法 |
-
1995
- 1995-09-13 JP JP23569795A patent/JP3233826B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7445993B2 (ja) | 2019-07-23 | 2024-03-08 | 株式会社Param | 電子銃装置 |
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|---|---|
| JPH0978191A (ja) | 1997-03-25 |
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