JPH01201444A - 鋳塊の塑性加工による高硬度高靭性高速度鋼 - Google Patents
鋳塊の塑性加工による高硬度高靭性高速度鋼Info
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- JPH01201444A JPH01201444A JP2716188A JP2716188A JPH01201444A JP H01201444 A JPH01201444 A JP H01201444A JP 2716188 A JP2716188 A JP 2716188A JP 2716188 A JP2716188 A JP 2716188A JP H01201444 A JPH01201444 A JP H01201444A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、エンドミルなどの切削工具やダイス、パンチ
などの圧造工具、その他耐摩部品において、特に高い硬
度を必要とし、かつ高靭性も要求される用途に使われる
高速度鋼に関するものである。
などの圧造工具、その他耐摩部品において、特に高い硬
度を必要とし、かつ高靭性も要求される用途に使われる
高速度鋼に関するものである。
工具の高寿命化を達成するには工具の硬さを高くする必
要がある。しかし、従来の高速度鋼では靭性とのバラン
ス、すなわち、同時に耐ピツチング性、耐欠損性をも考
慮した場合、その使用に耐え得る硬度はHRC6Bが上
限である。近年、技術確立された粉末高速度鋼では、そ
のプロセス的利点によって、HRC68以上の高校塵で
かつ抗折力が300kgf/mm2(2,942GPa
)を越える材料が工業的に製造可能となり、上記の用途
に使われている。しかし、この手法では製造コストが著
しく高価となるために、用途が限定され、幅広く普及、
利用されるに至っていない。
要がある。しかし、従来の高速度鋼では靭性とのバラン
ス、すなわち、同時に耐ピツチング性、耐欠損性をも考
慮した場合、その使用に耐え得る硬度はHRC6Bが上
限である。近年、技術確立された粉末高速度鋼では、そ
のプロセス的利点によって、HRC68以上の高校塵で
かつ抗折力が300kgf/mm2(2,942GPa
)を越える材料が工業的に製造可能となり、上記の用途
に使われている。しかし、この手法では製造コストが著
しく高価となるために、用途が限定され、幅広く普及、
利用されるに至っていない。
本発明の目的は、通常の溶製法によって、上記用途に十
分使用できる高硬度で高靭性の特性を有する高速度鋼を
提供することである。さらに具体的には通常の焼入−焼
もどし熱処理によって、1(RCG8以上の高硬度が得
られ、かつ、抗折力300kg f / mm 2以上
の高靭性をも有する高速度鋼を提供することである。
分使用できる高硬度で高靭性の特性を有する高速度鋼を
提供することである。さらに具体的には通常の焼入−焼
もどし熱処理によって、1(RCG8以上の高硬度が得
られ、かつ、抗折力300kg f / mm 2以上
の高靭性をも有する高速度鋼を提供することである。
以上の特性は重量比で、C1,0〜1.25%、810
.1〜1.0%、Mn 0.1〜0.6%、Cr 3.
0〜5.0%、 W 5.0〜7.0%、Mo 6.0
4.0%(ただし18≦W + 2 M o≦22゜か
ツ0.7≦W/Mo≦1.1)、V 1.2〜2.2%
、Co4.0〜12.0%、残部Feおよび不純物元素
よりなり、N0003%未満、O0.004%未満に規
制された高速度鋼で、工具として使用される部位におけ
るion”中に存在する10μm以上の炭化物個数が2
00個以下とすることにより達成される。さらには、縞
状偏析指数SD/Smを0.3以下となすことにより、
より望ましい特性が得られる。
.1〜1.0%、Mn 0.1〜0.6%、Cr 3.
0〜5.0%、 W 5.0〜7.0%、Mo 6.0
4.0%(ただし18≦W + 2 M o≦22゜か
ツ0.7≦W/Mo≦1.1)、V 1.2〜2.2%
、Co4.0〜12.0%、残部Feおよび不純物元素
よりなり、N0003%未満、O0.004%未満に規
制された高速度鋼で、工具として使用される部位におけ
るion”中に存在する10μm以上の炭化物個数が2
00個以下とすることにより達成される。さらには、縞
状偏析指数SD/Smを0.3以下となすことにより、
より望ましい特性が得られる。
以下、本発明の数値限定理由を述べる。
本発明において、Cは前記特性を達成するために重要な
元素である。すなわち、同時に添加されるCr、W、M
o、Vとのバランスのよい添加が必要であり、C1,0
〜1,25%の範囲で高硬度でかつ高靭性の特性が得ら
れる。望ましくは1.05〜1.20%である。
元素である。すなわち、同時に添加されるCr、W、M
o、Vとのバランスのよい添加が必要であり、C1,0
〜1,25%の範囲で高硬度でかつ高靭性の特性が得ら
れる。望ましくは1.05〜1.20%である。
Siは脱酸剤としての効果の他、M2C型の棒状−次炭
化物を球状微細化する効果があるので0.1〜1.0%
含有させる0Mnも脱酸剤として0.1〜0.6%含有
させる。望ましくはそれぞれ0.3〜0.6%、0.2
〜0.5%とする。
化物を球状微細化する効果があるので0.1〜1.0%
含有させる0Mnも脱酸剤として0.1〜0.6%含有
させる。望ましくはそれぞれ0.3〜0.6%、0.2
〜0.5%とする。
Crは焼入性を向上させ、またM23CF、型の炭化物
を形成して焼入−焼もどし硬さを高める効果があるので
Cr3〜5%の範囲で含有させる。望ましくは3.5〜
4.5%で、ある。
を形成して焼入−焼もどし硬さを高める効果があるので
Cr3〜5%の範囲で含有させる。望ましくは3.5〜
4.5%で、ある。
WおよびMoは、本発明の目的を達成するのに重要な元
素である。W、Moともに同時に添加されるCと結合し
て凝固時に共晶炭化物(以後−次炭化物と称す)を形成
し、耐摩耗性の向上に寄与する。さらに初晶δ相および
γ相(包晶反応によって晶出する)に固溶したW、Mo
は凝固後の冷却過程あるいは焼なまし処理によって、M
@C型(−部M23C,,型)の炭化物として析出する
(以後二次炭化物と称す)。
素である。W、Moともに同時に添加されるCと結合し
て凝固時に共晶炭化物(以後−次炭化物と称す)を形成
し、耐摩耗性の向上に寄与する。さらに初晶δ相および
γ相(包晶反応によって晶出する)に固溶したW、Mo
は凝固後の冷却過程あるいは焼なまし処理によって、M
@C型(−部M23C,,型)の炭化物として析出する
(以後二次炭化物と称す)。
二次炭化物は焼入れによって再固溶し、焼もどしにより
微細な炭化物(W C、M 0.Cなど)としてマルテ
ンサイト基地に析出し、高い硬度を付与する効果がある
。本発明の目的であるHRC68以上の高硬度と抗折力
300kgf/aa+”以上の高靭性を得るためには、
W5.0〜7.0%、 Mo 6.0〜8.0%で18
≦W+2Mo≦22.かつ0.7≦W / M o≦1
.1となるように、極めて狭い範囲に限定する必要があ
る。W+2Moが18%未満では二次炭化物炭化物量が
少なく、)lRc68以上の硬さが得黒い。逆にW +
2 M oが22%を越えると、−水戻化物量が多く
なり過ぎて抗折力300kg f / m ”以上の高
靭性が得られない。また、18≦W + 2 M o≦
22の範囲であっても、W/Moが0.7未満では高硬
度が得られ鑑く、さらにM、C型の巨大な棒状−次炭化
物が多くできるので靭性も低下する。逆にW / M
oが1.1を越えるとM、C型の巨大な塊状−次炭化物
が晶出することおよびWCの析出が格子歪を増大させる
ことにより靭性が低下する。これらの範囲は、望ましく
はW5.5〜6.5%、Mo 6.5−7.5%、W
+ 2Mo 19−21%である。
微細な炭化物(W C、M 0.Cなど)としてマルテ
ンサイト基地に析出し、高い硬度を付与する効果がある
。本発明の目的であるHRC68以上の高硬度と抗折力
300kgf/aa+”以上の高靭性を得るためには、
W5.0〜7.0%、 Mo 6.0〜8.0%で18
≦W+2Mo≦22.かつ0.7≦W / M o≦1
.1となるように、極めて狭い範囲に限定する必要があ
る。W+2Moが18%未満では二次炭化物炭化物量が
少なく、)lRc68以上の硬さが得黒い。逆にW +
2 M oが22%を越えると、−水戻化物量が多く
なり過ぎて抗折力300kg f / m ”以上の高
靭性が得られない。また、18≦W + 2 M o≦
22の範囲であっても、W/Moが0.7未満では高硬
度が得られ鑑く、さらにM、C型の巨大な棒状−次炭化
物が多くできるので靭性も低下する。逆にW / M
oが1.1を越えるとM、C型の巨大な塊状−次炭化物
が晶出することおよびWCの析出が格子歪を増大させる
ことにより靭性が低下する。これらの範囲は、望ましく
はW5.5〜6.5%、Mo 6.5−7.5%、W
+ 2Mo 19−21%である。
■は上記W、Moと同様に一次、二次炭化物を形成し耐
摩耗性および焼もどし硬さ向上に寄与するので1.2〜
2.2%の範囲で含有させる。1.2%未満では効果が
少なく、逆に2.2%を越えると一次の粗大VC炭化物
が晶出して、被研削性や靭性を悪くする。望ましくは1
.4〜2.0%である。
摩耗性および焼もどし硬さ向上に寄与するので1.2〜
2.2%の範囲で含有させる。1.2%未満では効果が
少なく、逆に2.2%を越えると一次の粗大VC炭化物
が晶出して、被研削性や靭性を悪くする。望ましくは1
.4〜2.0%である。
Coは基地に固溶して耐熱強さを高め、また焼もどし硬
さを高める効果もあるので4.0〜12.0%含有させ
る。4%未満では、前記C,W、Mo、■の範囲でもI
I RC68以上の高硬度が得られず、一方12%を越
えるとマトリックスの靭性が著しく低下する。
さを高める効果もあるので4.0〜12.0%含有させ
る。4%未満では、前記C,W、Mo、■の範囲でもI
I RC68以上の高硬度が得られず、一方12%を越
えるとマトリックスの靭性が著しく低下する。
望ましくは7〜11%とする。
N、Oは不純物であって、それぞれ0.03%、0.0
04%未満に規制する。本発明の特徴は高硬度域で高靭
性を保持するために、組織制御の思想を織り込んだこと
にあるが、Nおよび○の含有はこれに重要な影響を及ぼ
す。Nの含有量が高いと一次の巨大炭化物を品出し易く
するとともに、縞状偏析指数を大きくするのでNの含有
量は0.03%未満とした。Oの含有もまた縞状偏析指
数を大きくするので0.004%未満とした。望ましく
はそれぞれ0.025%未満、0.003%未満とする
。
04%未満に規制する。本発明の特徴は高硬度域で高靭
性を保持するために、組織制御の思想を織り込んだこと
にあるが、Nおよび○の含有はこれに重要な影響を及ぼ
す。Nの含有量が高いと一次の巨大炭化物を品出し易く
するとともに、縞状偏析指数を大きくするのでNの含有
量は0.03%未満とした。Oの含有もまた縞状偏析指
数を大きくするので0.004%未満とした。望ましく
はそれぞれ0.025%未満、0.003%未満とする
。
以上の如く、W、MoおよびVを主成分とする一次炭化
物は耐摩耗性向上に効果があるが、一方形状が大きくな
りやすく、また鍛伸方向に平行な縞状の偏析帯を形成す
るので、靭性を低下させる原因ともなる。特に、HRC
68以上の高硬度に熱処理された場合、靭性低下の弊害
が著しく大きくなるので、本発明の目的を達成するため
には、化学組成の限定と同時に一次炭化物の組織制御が
必須である。すなわち、実施例1に詳述するごとく、旧
<068以上の高硬度でかつ抗折力300 kg f
/ nn ”以上の高靭性を保有するには、10μm以
上の巨大炭化物の数を1m2中200個以下にして、炭
化物に加わる応力集中を緩和してやる必要がある。さら
に、炭化物の縞状偏析部にも応力集中が起こるので、偏
析指数SD/Smが0.3以下にするとより高い靭性が
得られる。
物は耐摩耗性向上に効果があるが、一方形状が大きくな
りやすく、また鍛伸方向に平行な縞状の偏析帯を形成す
るので、靭性を低下させる原因ともなる。特に、HRC
68以上の高硬度に熱処理された場合、靭性低下の弊害
が著しく大きくなるので、本発明の目的を達成するため
には、化学組成の限定と同時に一次炭化物の組織制御が
必須である。すなわち、実施例1に詳述するごとく、旧
<068以上の高硬度でかつ抗折力300 kg f
/ nn ”以上の高靭性を保有するには、10μm以
上の巨大炭化物の数を1m2中200個以下にして、炭
化物に加わる応力集中を緩和してやる必要がある。さら
に、炭化物の縞状偏析部にも応力集中が起こるので、偏
析指数SD/Smが0.3以下にするとより高い靭性が
得られる。
以下、実施例に基づいて本発明をさらに詳しく説明する
。
。
実施例1
第1表に示す化学組成からなる13種類の材料を作製し
た。大気中、高周波誘導溶解炉にて10kgの鋼塊をつ
くり、1150 T: X 5)1rの加熱を行なって
から、熱間鍛造により15nn角の鋼材とした。 5+
nmφスパン50mmの抗折試験片を作製し、焼入れ1
200℃、焼もどし560℃X(1+1+1)Hの熱処
理を施した後、抗折試験を行なった。熱処理硬さおよび
抗折力を第1表に併記する。また、N091〜N009
の材料特性をW + 、2 M oおよびW/Moの関
係で整理して第1図に示す。
た。大気中、高周波誘導溶解炉にて10kgの鋼塊をつ
くり、1150 T: X 5)1rの加熱を行なって
から、熱間鍛造により15nn角の鋼材とした。 5+
nmφスパン50mmの抗折試験片を作製し、焼入れ1
200℃、焼もどし560℃X(1+1+1)Hの熱処
理を施した後、抗折試験を行なった。熱処理硬さおよび
抗折力を第1表に併記する。また、N091〜N009
の材料特性をW + 、2 M oおよびW/Moの関
係で整理して第1図に示す。
本発明の目的は、HRC68以上の高硬度が得られ、か
つ、抗折力300 kg f / m ”以上の高靭性
高速度鋼を提供することにある。第1図によれば、この
目的を達成するのは百≦W+2Mo≦22の範囲でかつ
、W / M o比が約0.85の化学組成からなる材
料のみである。
つ、抗折力300 kg f / m ”以上の高靭性
高速度鋼を提供することにある。第1図によれば、この
目的を達成するのは百≦W+2Mo≦22の範囲でかつ
、W / M o比が約0.85の化学組成からなる材
料のみである。
なお、本発明材のミクロ組織をa察したところ、−水戻
化物は球状化が進み、よく微細化された組織となってい
た。W / M oが約3の比較鋼は、M、C。
化物は球状化が進み、よく微細化された組織となってい
た。W / M oが約3の比較鋼は、M、C。
型の角形の巨大炭化物が散見され、またW / M o
が約0.2の比較鋼は、M2C型の棒状巨大炭化物が認
められた。
が約0.2の比較鋼は、M2C型の棒状巨大炭化物が認
められた。
また、Nおよび0の含有量が少ないNo、11は硬さお
よび靭性とのバランスで最も良い特性が得られた。
よび靭性とのバランスで最も良い特性が得られた。
実施例2
化学組成がC1,13%、Si 0.45%、Mn0.
32%、Cr 4.2%、W6.1%、Mo7.2%、
V 1.65%、G。
32%、Cr 4.2%、W6.1%、Mo7.2%、
V 1.65%、G。
8.1%、N 0.019%、O0.0019%、残部
Feおよび不純物元素よりなる高速度鋼を大気、電気式
孤光炉にて溶製し、重量200〜500kgの範囲で大
きさの異なる3種類の鋼塊を製造した。これらを105
0℃×Loll、1100℃XlOH,1150℃X
10)1の条件で加熱分塊した後、熱間圧延にて14+
mφの棒鋼とした。D/4(Dは直径)の位置より5+
mφ×スパン50mmQの抗折試験片を作成した。熱処
理は1200℃−560℃X(1+1+1))lの条件
で行ない、いずれもHRC68,5−69,5の硬さを
得た。
Feおよび不純物元素よりなる高速度鋼を大気、電気式
孤光炉にて溶製し、重量200〜500kgの範囲で大
きさの異なる3種類の鋼塊を製造した。これらを105
0℃×Loll、1100℃XlOH,1150℃X
10)1の条件で加熱分塊した後、熱間圧延にて14+
mφの棒鋼とした。D/4(Dは直径)の位置より5+
mφ×スパン50mmQの抗折試験片を作成した。熱処
理は1200℃−560℃X(1+1+1))lの条件
で行ない、いずれもHRC68,5−69,5の硬さを
得た。
同時に抗折試験片縦断面のミクロ組織を画像解析装置を
用いて定量評価した。計測項目は炭化物のサイズ別個数
、面積率および縞状偏析指数である。縞状偏析指数は鍛
伸方向に平行な12μm X 232μmのスリット中
の炭化物の面積率を鍛伸方向と直角な方向に連続的に5
0視野測定し、その面積率の標準偏差値SDと平均値S
mからSD/Smとした。SDが小さいということは、
炭化物のミクロ的な分散がより均一であることを示して
いる。
用いて定量評価した。計測項目は炭化物のサイズ別個数
、面積率および縞状偏析指数である。縞状偏析指数は鍛
伸方向に平行な12μm X 232μmのスリット中
の炭化物の面積率を鍛伸方向と直角な方向に連続的に5
0視野測定し、その面積率の標準偏差値SDと平均値S
mからSD/Smとした。SDが小さいということは、
炭化物のミクロ的な分散がより均一であることを示して
いる。
第2図は、実験により得られた抗折力をミクロ組織要因
(10μm以上の巨大炭化物数および縞状偏析指数S
D/S m)との関係で整理したものである。
(10μm以上の巨大炭化物数および縞状偏析指数S
D/S m)との関係で整理したものである。
この結果によれば、抗折力を300 kg f / n
u ”以上に維持するためには、1mm”当りの10μ
−以上の炭化物個数が200個以下となるようにミクロ
組織の制御をすれば十分である。さらには、縞状偏析指
数SD/Smが0.3以下の均一に分散した炭化物組織
とすれば、より高い抗折力が得られ、本発明の目的がよ
り高いレベルで達成できる。
u ”以上に維持するためには、1mm”当りの10μ
−以上の炭化物個数が200個以下となるようにミクロ
組織の制御をすれば十分である。さらには、縞状偏析指
数SD/Smが0.3以下の均一に分散した炭化物組織
とすれば、より高い抗折力が得られ、本発明の目的がよ
り高いレベルで達成できる。
以上の如く、本発明の目的である通常の溶製法では、こ
れまで実現できなかった高硬度高靭性高速度鋼は極く限
られた化学組成範囲でかつミクロ組織の制御を厳密に行
なうことにより、初めて達成される。
れまで実現できなかった高硬度高靭性高速度鋼は極く限
られた化学組成範囲でかつミクロ組織の制御を厳密に行
なうことにより、初めて達成される。
本発明によれば、通常の溶製法では従来不可能であった
HRC68以上の高硬度でかっ抗折力300kgf/−
2以上の高靭性が得られるために、エンドミル等の切削
工具やパンチ等の圧造工具や耐摩工具において、大幅な
寿命向上が達成できる。
HRC68以上の高硬度でかっ抗折力300kgf/−
2以上の高靭性が得られるために、エンドミル等の切削
工具やパンチ等の圧造工具や耐摩工具において、大幅な
寿命向上が達成できる。
第1図はW+2Mo量、W/Mo比と抗折力、硬さの関
係を示す図、第2図はミクロ組織要因(10μm以上の
炭化物個数および縞状偏析指数S D/S m)と抗折
力の関係を示す図である。 第1図 第2図
係を示す図、第2図はミクロ組織要因(10μm以上の
炭化物個数および縞状偏析指数S D/S m)と抗折
力の関係を示す図である。 第1図 第2図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量比で、C1.0〜1.25%、Si0.1〜1
.0%、Mn0.1〜0.6%、Cr3.0〜5.0%
、W5.0〜7.0%、Mo6.0〜8.0%(ただし
18≦W+2Mo≦22、かつ0.7≦W/Mo≦1.
1)、V1.2〜2.2%、Co4.0〜12.0%、
残部Feおよび不純物元素よりなり、N0.03%未満
、O0.004%未満に規制された高速度鋼で、工具と
して使用される部位における1mm^2中に存在する1
0μm以上の炭化物個数が200個以下であることを特
徴とする高硬度高靭性高速度鋼。 2 重量比で、C1.05〜1.20%、Si0.3〜
0.6%、Mn0.2〜0.5%、Cr3.5〜4.5
%、W5.5〜6.5%、Mo6.5〜7.5%(ただ
し19≦W+2M0≦21)、V1.4〜2.0%、C
o7.0〜11.0%、残部Feおよび不純物元素より
なり、N0.025%未満、O0.003%未満に規制
したことを特徴とする特許請求の範囲第1項記載の高硬
度高靭性高速度鋼。 3 鍛伸方向に平行な12μm幅間隔で炭化物面積率を
50視野以上測定したときの面積率の標準偏差値をSD
、炭化物の平均面積率をSmとするとき、縞状偏析指数
SD/Smが0.3以下であることを特徴とする特許請
求の範囲第1項または第2項記載の高硬度高靭性高速度
鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63027161A JP2702728B2 (ja) | 1988-02-08 | 1988-02-08 | 鋳塊の塑性加工による高硬度高靭性高速度鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63027161A JP2702728B2 (ja) | 1988-02-08 | 1988-02-08 | 鋳塊の塑性加工による高硬度高靭性高速度鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01201444A true JPH01201444A (ja) | 1989-08-14 |
JP2702728B2 JP2702728B2 (ja) | 1998-01-26 |
Family
ID=12213331
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63027161A Expired - Fee Related JP2702728B2 (ja) | 1988-02-08 | 1988-02-08 | 鋳塊の塑性加工による高硬度高靭性高速度鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2702728B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN100443612C (zh) * | 2006-07-31 | 2008-12-17 | 重庆钢铁(集团)有限责任公司 | 一种提高m42高速钢综合性能的工艺方法 |
JP2014208870A (ja) * | 2012-09-20 | 2014-11-06 | 日立金属株式会社 | 高速度工具鋼、刃先用材料および切断工具、ならびに、刃先用材料の製造方法 |
CN114959506A (zh) * | 2022-07-13 | 2022-08-30 | 河冶科技股份有限公司 | 超薄不锈钢轧制轧辊用高速钢及其制备方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5773168A (en) * | 1981-05-18 | 1982-05-07 | Daido Steel Co Ltd | Molybdenum high speed tool steel containing cobalt |
JPS6267152A (ja) * | 1985-09-18 | 1987-03-26 | Hitachi Metals Ltd | 熱間加工用工具鋼 |
-
1988
- 1988-02-08 JP JP63027161A patent/JP2702728B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5773168A (en) * | 1981-05-18 | 1982-05-07 | Daido Steel Co Ltd | Molybdenum high speed tool steel containing cobalt |
JPS6267152A (ja) * | 1985-09-18 | 1987-03-26 | Hitachi Metals Ltd | 熱間加工用工具鋼 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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CN114959506A (zh) * | 2022-07-13 | 2022-08-30 | 河冶科技股份有限公司 | 超薄不锈钢轧制轧辊用高速钢及其制备方法 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP2702728B2 (ja) | 1998-01-26 |
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