JP3268238B2 - 耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材 - Google Patents
耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材Info
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Description
の外層材として好適な黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材に関す
る。
より、硬度が高く耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄が使
用されている。ハイス系鋳鉄材のこの高硬度特性は、晶
出する炭化物の寄与によるものであるが、炭化物は炭素
量が多いことから、一方では比較的脆いという性質があ
る。このため、熱間圧延のように、ロール表面に対して
熱負荷による昇温と降温が繰り返されると、鋳鉄基地と
炭化物の熱膨張率の相違から、比較的脆い炭化物は、ミ
クロ的な欠け落ちを生じ易い。この炭化物のミクロ的な
欠け落ち摩耗は、ロール表面の肌荒れの原因になり、圧
延製品の表面性状を悪化させる不都合がある。
衝撃荷重を緩和する作用があり、炭化物のミクロ的な欠
け落ちを抑制する効果を有する。そこで、出願人は、圧
延用複合ロールの外層材として、Cr、Mo、V、N
b、W等の高硬度複合炭化物形成元素を含有すると共
に、黒鉛化促進元素であるSiを所定量含有したハイス
系鋳鉄材を以前に提案した(特開平6−256889号
公報)。この鋳鉄材は、複合炭化物と黒鉛が晶出した組
織を有している。
出ハイス系鋳鉄材では、炭化物のミクロ的な欠け落ちは
大幅に抑制されたものの、圧延時に黒鉛周辺部が優先的
に摩耗する問題があった。黒鉛自体が摩耗すると、ロー
ル表面の耐肌荒れ性向上は期待できなくなる。本発明者
らは、従来の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材の場合、晶出する
黒鉛の平均粒径が約20〜50μmと比較的大きいこと
に着目し、黒鉛の粒径を微細化することができれば、黒
鉛の摩耗を可及的に抑制できるのではないかと考え、本
発明に至った。
を組織中に有するハイス系鋳鉄材において、晶出する黒
鉛を微細化することにより耐肌荒れ性を向上させると共
に、高温ですぐれた耐摩耗性を確保することである。
め、請求項1に記載した本発明の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄
材は、重量%にて、C:1.8〜3.6%、Si:1.0
〜3.5%、Mn:0.1〜2.0%、Ni:0.5〜1
0.0%、Cr:2.0〜10.0%、Mo:0.1〜1
0.0%、W:0.1〜10.0%、V、Nbの一種又は
二種を合計量で1.5〜10.0%、ランタノイド元素群
の中の少なくとも一種を合計量で0.21〜2.0%を含
有し、残部Fe及び不可避の不純物からなる。
に応じて、前記合金成分の他に、Co:0.5〜10.0
%、及び/又はAl:0.01〜0.50%、Ti:0.
01〜0.50%、Zr:0.01〜0.50%のうち一
種又は二種以上、及び/又はB:0.01〜0.50%を
含有することができる。なお、組織中に晶出する黒鉛
は、平均粒径が約10μm以下、面積率は約0.1〜7
%であり、望ましい平均粒径は約2〜8μm、望ましい
面積率は約2〜4%である。
o、W、Ta、Nb、V、Fe及びCが相互に結合した
高硬度の複合炭化物が基地中に存在しており、常温及び
高温における硬度が高く、耐摩耗性にすぐれている。本
発明の鋳鉄材に含まれるランタノイド元素は、晶出した
黒鉛を微細化する作用がある。また、初晶オーステナイ
ト中でのMC型炭化物の晶出量を減らす一方で、共晶領
域でのMC型炭化物の量を増やす働きがあり、特に高温
で高硬度が得られるので、高温での耐摩耗性が向上す
る。本発明の鋳鉄材は、組織中に、微細な黒鉛が所定量
晶出しており、圧延用複合ロールの外層材として使用さ
れたとき、黒鉛の作用によって衝撃荷重が緩和され、炭
化物のミクロ的な欠け落ちが抑制される効果を有する。
また、黒鉛の平均粒径が微細化されているため、黒鉛を
起点とした摩耗は著しく軽減され、すぐれた耐肌荒れ性
を発揮する。
の含有によって基地が強化され、Al、Ti、Zrの含
有によって凝固組織が一層微細化され、またBの含有に
よって焼入れ性が向上する。
度複合炭化物を形成すると共に、Mo、V、Nb、Wな
どと結合して、MC型、M6C型、M2C型等の高硬度複
合炭化物を形成する。また、後述の黒鉛化促進元素であ
るSiの作用により、また熱処理により微細な黒鉛とな
って組織中に析出する。1.8%に満たないと炭化物量
が減少すると共に好適な黒鉛量が得られなくなり、一方
含有量が3.6%を超えると炭化物量及び黒鉛量が過多
となり、材質が脆くなる傾向があるため、Cの含有量
は、1.8〜3.6%に規定する。後記実施例では、2.
51%(No.5)〜3.31%(No.7)の例を示している。
めに必要な元素である。含有量が1.0%に満たない
と、所望の効果が得られない。一方、3.5%を超える
と黒鉛量が過多となり、黒鉛を起点とする摩耗が著しく
なる虞れがある。このため、含有量は1.0〜3.5%に
規定する。なお、黒鉛の晶出を促進するには、鋳込み前
のSi量を上記成分範囲よりも少なめにしておいて、鋳
込み時に接種を行ない、最終製品の成分で上記範囲内に
調整するのが好ましい。
MnSを生成し、Sによる脆化を防止するのに有効な元
素である。一方、含有量が多くなりすぎると靭性の低下
を招くため、含有量は0.1〜2.0%に規定する。
で添加する。含有量が0.5%に満たないとその効果は
少ない。一方、10.0%を超えると、Siの場合と同
様、黒鉛が過多となり、また、残留オーステナイトが増
加して、後の熱処理によって強靱組織を得ることが困難
になる。このため、含有量は0.5〜10.0%に規定す
る。
して、高硬度複合炭化物を形成し高温における耐摩耗性
の向上に寄与する。また、一部は基地中に固溶して焼入
れ性及び耐摩耗性を改善する。含有量が2.0%に満た
ないとその効果が少なく、一方10.0%を超えると好
適な黒鉛量を得ることが困難となる。このため、含有量
は2.0〜10.0%に規定する。
して、主としてM7C型、M6C型、M2C型の複合炭化
物を形成し、常温及び高温硬度を高めて耐摩耗性の向上
に寄与する。また、MoはWに比較して少量添加でその
効果を発揮する。しかし、0.1%未満ではその効果を
十分に得られず、一方、10.0%を超えると好適な黒
鉛量が得られなくなり、好ましくない。このため、含有
量は、0.1〜10.0%に規定する。
と結合して、複合炭化物を形成し、常温及び高温硬度を
高めて耐摩耗性の向上に寄与する。このため、少なくと
も0.1%以上含有させる。一方、あまりに多く含有す
ると、好適な黒鉛量を得ることが困難になる。このた
め、上限は10.0%に規定する。
〜10.0% VとNbは、Fe、Cr、Mo、Wなどと共にCと容易
に結合して、主としてMC型の炭化物を形成し、常温及
び高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与する。また、
このMC型炭化物は、厚さ方向に枝状に生成するから、
基地の塑性変形を抑制し、機械的性質、さらには耐クラ
ック性の向上にも寄与する。このため、V及び/又はN
bを1.5%(両方を含む場合は合計量)以上含有させ
る。一方、あまりに多く含有すると、炭化物が偏析を起
こし易くなり、所定の黒鉛量を得ることが難しくなる。
このため、V及び/又はNbの上限は10.0%(両方を
含む場合は合計量)に規定する。
量で0.21〜2.0% ランタノイド元素とは、原子番号57から71までの1
5種類の希土類元素、La、Ce、Pr、Nd、Pm、
Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Y
b、Luを意味し、各元素は外側の電子配置が類似して
おり、互いによく似た性質を有している。La、Ce、
Nd、Prなどのランタノイド元素は、晶出した黒鉛を
微細化する作用があり、炭化物のミクロ的な欠け落ちを
抑制して、ロール表面の耐肌荒れ性の向上に極めて有効
である。また、初晶オーステナイト中でのMC型炭化物
の晶出量を減らす一方、共晶領域でのMC型炭化物の量
を増やす働きがあり、特に高温での硬度を高める作用が
あり、高温での耐摩耗性を向上させる。これらの効果を
発揮させるために、La、Ce、Nd、Prなどのラン
タノイド元素は、少なくとも0.21%(複数種類を含有
するときは合計量で)以上含有させるものとするが、0.
25%以上がより望ましく、0.3%以上がさらに望ま
しい。しかし、含有量があまり多くなると、介在物が増
えて材料の清浄度が低下し、鋳造欠陥の原因となる虞れ
がある。このため、上限は2.0%(複数種類を含有する
ときは合計量で)に規定するが、清浄度の点からは1.8
%以下がより望ましく、1.6%以下がさらに望まし
い。ところで、鋳鉄材の溶製に際しては、ランタノイド
元素の原料として、通常はミッシュメタルが使用され
る。ミッシュメタルを使用する場合、ランタノイド元素
は、CeとLaが約60〜80%を占め、残部にはN
d、Prを含む他、微量のPm、Sm、Eu、Gd、T
bなどが含まれる。なお、ランタノイド元素は溶湯の粘
性を高める効果もある。圧延用複合ロールを鋳造する場
合、一般的には遠心力鋳造を用いて行われるが、溶湯中
の粘性が高くなると、遠心分離による重量偏析が少なく
なるため、ロールの外層表面側での層状偏析が軽減され
る利点を有する。
鉄材は、上記成分を含有し、残部はFe及び不可避的に
混入する不純物からなる。例えば、P、Sは原料より不
可避的に混入するが、材質を脆くするので少ない程好ま
しく、P:0.2%以下、S:0.1%以下にするのがよ
い。本発明の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材は、必要に応じ
て、前記合金成分の他に、Co:0.5〜10.0%、及
び/又はAl:0.01〜0.50%、Ti:0.01〜
0.50%、Zr:0.01〜0.50%のうち一種又は
二種以上、及び/又はB:0.01〜0.50%を含有す
ることができる。
Cの拡散を抑制する特殊な作用があり、炭化物形成には
無関係に基地に固溶して強靱性を増すと共に、高温硬度
を高めて耐摩耗性の向上に寄与する。また、炭化物生成
元素のオーステナイト中への固溶量を増大させるため、
基地の硬度と焼戻し抵抗が増大する。このため、必要に
応じて0.5%以上含有させる。しかし、10.0%を超
えて含有してもその効果は飽和し、経済的に不利であ
る。このため、必要に応じて含有させる場合でも、上限
は10.0%とする。
% Al、Ti、Zrは、溶湯中で酸化物を生成して、溶湯
中の酸素含有量を低下させ、製品の健全性を向上させる
と共に、生成した酸化物が結晶核として作用するために
凝固組織の微細化に効果がある。このため、必要に応じ
て、一種又は二種以上を含有することが望ましい。各元
素は、含有量が0.01%に満たないと、その効果は十
分でなく、一方、0.50%を超えて含有すると介在物
となって残留し、好ましくない。なお、Al、Ti、Z
rの添加は、前述のように主として鋳造組織の微細化に
よる耐摩耗性改善のために添加されるものであり、単に
脱ガスを目的として添加されるものではない。
他、生成した酸化物を核とする凝固組織の微細化効果、
及び基地中に溶け込んだBによる焼入れ性の改善効果を
有する。圧延ロールのような大質量の鋳物の場合、冷却
温度を速くすることが困難な場合があるが、Bの添加に
より、焼入れ性の増大により良好な焼入れ組織を得易く
なる。このため、必要に応じて含有させるものとする
が、含有量が0.01%に満たないとその効果が十分で
なく、一方0.50%を超えると材質が脆くなり好まし
くない。
が中実状内層又は円筒状内層に、溶着又は焼き嵌めされ
た二層複合ロール、あるいは外層と内層との間に中間層
を鋳造形成した三層複合ロールの外層材として好適に使
用される。内層材として、高級鋳鉄、ダクタイル鋳鉄、
黒鉛鋼等の強靱性を有する材料が使用され、中間層材と
してアダマイト材が使用される。中実複合ロールは、金
型遠心力鋳造法により外層、必要に応じて中間層を鋳造
した後、その内部に内層が静置鋳造することにより作製
できる。スリーブ状のロールの場合、内層も遠心力鋳造
により作製される。遠心力鋳造法には、金型の回転軸が
水平方向の横型、斜め方向の傾斜型、鉛直方向の縦型の
各種の方法を用いることができる。また、遠心力鋳造法
以外にも、公知の連続肉盛溶接法(Continuous Pouring
Process)を用いることもできる。
合ロールの場合、鋳造後、外層に所定の熱処理が施され
る。例えば、オーステナイト化温度から650〜400
℃までの温度域を100℃/Hr以上の冷却速度で急冷
し、良好な焼入れ組織を得た後、500〜600℃の温
度で1回乃至数回の焼戻しが行なわれる。
組成の合金溶湯を溶製し、遠心力鋳造に付して供試用の
中空円筒体を得た。遠心力鋳造時の金型回転数はGナン
バーが140、鋳込み温度は1355℃であり、 得ら
れた供試材は外径240mm、内径140mm、長さ200
mmである。次に、各供試材を1050℃で1時間加熱
し、600℃/Hrの冷却速度で焼入れし、520℃で
10時間の焼戻しを3回繰り返した。表1中、供試No.
1〜No.11は本発明の実施例、No.21はCe、Laを
全く含まない比較例、No.22はCeとLaの含有量が
本発明の規定よりも少ない比較例である。なお、本発明
の実施例中、Pm、Sm、Eu、Gd、Tbを含有する
ものがあるが、その量は極く微量であるため、測定対象
から除外している。
ミクロ組織を顕微鏡観察し、晶出黒鉛の平均粒径と面積
率を測定した。その結果を表2に示す。実施例No.2と
比較例No.21の供試材については、それらの金属組織
を顕微鏡写真により、夫々、図1及び図2に示す。
た後、強制空冷により焼入れし、その後540℃で10
時間の熱処理を3回繰り返した後、再び500℃の温度
に加熱し、ビッカース硬度計で表面硬度を測定した。そ
の結果を表2に併せて示す。
まず、各円筒体から供試用のリングを軸心に直交する方
向に切り出し、該リングを1100℃で1時間保持した
後、強制空冷により焼入れし、その後540℃で10時
間の焼戻しをする熱処理を3回繰り返した。熱処理後、
試験用リングの外径と内径の機械加工仕上げを行ない、
図3に示す高温摩耗試験装置を用いて、試験用リングに
摩耗を生じさせた後、表面粗さを測定した。
験ロール(1)、上段に外径が試験ロール(1)よりも大きい
加圧ロール(2)が互いに反対方向に回転可能に配備され
た構成であり、加圧ロール(2)を試験ロール(1)に押し当
てつつ回転駆動させると、直径差により試験ロール(1)
がスリップしながら回転するようにしたものである。試
験ロール(1)は、軸(11)の胴部(12)に試験用リング(13)
が固定されており、加圧ロール(2)は、軸(21)の胴部(2
2)に加圧リング(23)が固定され、加圧リング(23)の幅方
向中央部には周方向に突条(24)が形成されている。加圧
ロール(2)の上半分は、突条(24)を囲むように高周波コ
イル(3)(図3では仮想線で示す)が配備され、試験中、
加圧ロール(2)の突条(24)は加熱される。試験ロール(1)
には、冷却水管(4)を通じて冷却用の水が吹き付けられ
る。なお、試験ロール(1)の胴部(12)の外径は70mm、
試験リング(13)の外径は210mmである。加圧ロール
(2)は、加圧リング(23)の材質がSS41、突条(24)は
外径230mm、幅5mmである。試験中、加圧ロール(1)
に対して3トンの荷重が負荷された。軸(21)の回転速度
は50rpm、回転時間は60分とした。上記の要領にて
試験用リング(13)の表面に摩耗を生じさせた後、、表面
粗度計(サーフコム590A−3D、株式会社東京精密
製)を用いて、夫々の試験用リング(13)の表面粗さ(Rma
x)を測定した。測定は、試験用リング(13)の摩耗を生じ
た円周表面の任意の4箇所につき、長さ3mmに亘って測
定した。第1位置乃至第4位置の測定結果及びそれらの
平均値を表2に併せて示す。
供試材No.1〜No.11は、比較例の供試材No.21〜No.
22と比べて、500℃の温度で高い硬度を具えている
ことがわかる。これは、Cr、Mo、W、V及び/又は
Nb等の高硬度複合炭化物形成元素とLa、Ce、N
d、Prなどのランタノイド元素の含有による相乗効果
により、高硬度複合炭化物の共晶領域が増大したためと
推測される。高温における高硬度を具えた鋳鉄材は、圧
延用複合ロールの外層材として使用されたとき、ロール
表面は高温圧延材との接触による摩耗抵抗性が大きく、
すぐれた耐摩耗性を発揮する。
1は、比較例のNo.21及びNo.22と比べて、黒鉛の平
均粒径は微細であることを示している。これも、La、
Ce、Nd、Prなどのランタノイド元素の含有効果に
よるものと考えられる。このように黒鉛の微細化効果と
して、本発明の供試材No.1〜No.11は、比較例の供試
材No.21及びNo.22よりも、表面粗さが良好であるこ
とを示している。このように、本発明のハイス系鋳鉄材
は、圧延用複合ロールの外層材として使用されたとき、
ロール表面の耐肌荒れ性にすぐれることがわかる。ま
た、適量に晶出した黒鉛は、耐焼付性の点でも良好であ
る。
るのが黒鉛である。図1の供試材No.2はCeとLaを
合計量で1.94%含有しているのに対し、図2の供試
材No.21はCeとLaを全く含有しておらず、これら
の比較から、CeとLaの含有により黒鉛が微細化され
ることがわかる。
出黒鉛が微細であり、高温において高い硬度を具えてい
る。従って、本発明の鋳鉄材を外層として用いた複合ロ
ールは、圧延に際して、非常にすぐれた耐摩耗性と耐肌
荒れ性を発揮し、特に熱間圧延用の圧延用複合ロールの
外層材として好適である。
面代用顕微鏡写真(×400)である。
図面代用顕微鏡写真(×400)である。
れ、高温条件下で供試材表面に摩耗を生じさせる摩耗試
験装置の説明図である。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%にて、C:2.51〜3.6%、S
i:1.0〜3.5%、Mn:0.1〜2.0%、Ni:
0.5〜10.0%、Cr:2.0〜10.0%、Mo:
0.1〜10.0%、W:0.1〜10.0%、V、Nbの
一種又は二種を合計量で1.5〜10.0%、ランタノイ
ド元素群の中の少なくとも一種を合計量で0.21〜2.
0%、残部Fe及び不可避の不純物からなり、耐肌荒れ
性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材。 - 【請求項2】 Co:0.5〜10.0%を含有している
請求項1に記載の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材。 - 【請求項3】 Al:0.01〜0.50%、Ti:0.
01〜0.50%、Zr:0.01〜0.50%のうち一
種又は二種以上を含有している請求項1又は2に記載の
黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材。 - 【請求項4】 B:0.01〜0.50%を含有している
請求項1乃至3の何れかに記載の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄
材。
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---|---|---|---|
JP21554297A JP3268238B2 (ja) | 1997-07-24 | 1997-07-24 | 耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材 |
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Publication Number | Publication Date |
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JPH1143736A JPH1143736A (ja) | 1999-02-16 |
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---|---|---|---|---|
CN102615106A (zh) * | 2012-04-05 | 2012-08-01 | 常熟市轧辊厂限公司 | 一种含硼离心复合高速钢轧辊及其制备方法 |
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---|---|---|---|---|
JP7400718B2 (ja) * | 2018-08-08 | 2023-12-19 | 株式会社プロテリアル | 圧延用遠心鋳造複合ロール及びその製造方法 |
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1997
- 1997-07-24 JP JP21554297A patent/JP3268238B2/ja not_active Expired - Fee Related
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CN102615106A (zh) * | 2012-04-05 | 2012-08-01 | 常熟市轧辊厂限公司 | 一种含硼离心复合高速钢轧辊及其制备方法 |
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