JPH02270913A - 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH02270913A JPH02270913A JP8972989A JP8972989A JPH02270913A JP H02270913 A JPH02270913 A JP H02270913A JP 8972989 A JP8972989 A JP 8972989A JP 8972989 A JP8972989 A JP 8972989A JP H02270913 A JPH02270913 A JP H02270913A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〈産業上の利用分野〉
本発明は直接焼入れのままで用いる厚鋼板の製造方法に
係り、特に橋梁、建築、水圧鉄管および圧力容器などに
適した低降伏比高靭性高張力鋼板の製造方法に関するも
のである。
係り、特に橋梁、建築、水圧鉄管および圧力容器などに
適した低降伏比高靭性高張力鋼板の製造方法に関するも
のである。
〈従来の技術〉
鋼材を熱間圧延後、直ちに焼入れる直接焼入れ法は、省
エネルギー、省プロセス法として、近年実用化が進めら
れている。
エネルギー、省プロセス法として、近年実用化が進めら
れている。
直接焼入れ一部もどしく以下DQ−T)法により製造し
た鋼材は、通常の再加熱焼入れ一部もどしく以下RQ−
T)法により製造した鋼材に、比べて、オーステナイト
中に十分添加元素が固溶し、かつ焼入れ性が向上するご
とにより高強度が得られやすいことが知られている。
た鋼材は、通常の再加熱焼入れ一部もどしく以下RQ−
T)法により製造した鋼材に、比べて、オーステナイト
中に十分添加元素が固溶し、かつ焼入れ性が向上するご
とにより高強度が得られやすいことが知られている。
また、一方、従来のHT80の大部分およびHT60の
一部では、極微量で焼入れ性を大幅に向上させる元素で
あるBが添加される。焼入れ性に有効なりは、焼入れ時
に析出物となっていない所謂固溶B(以下旦)であり、
焼入れ性は旦〒3〜5−で最高となることが、イクずえ
ば、「鉄と綱J VOI。
一部では、極微量で焼入れ性を大幅に向上させる元素で
あるBが添加される。焼入れ性に有効なりは、焼入れ時
に析出物となっていない所謂固溶B(以下旦)であり、
焼入れ性は旦〒3〜5−で最高となることが、イクずえ
ば、「鉄と綱J VOI。
59 (1973) P212. r鉄と鋼J VO
l、 62(1976) P310等で公知である。
l、 62(1976) P310等で公知である。
しかし、一般にDQ−T綱板はRQ−Tf14板に比べ
て粗大オーステナイト粒であり靭性が劣るため、特開昭
61−48517号公報や特開昭63−235430号
公報にみられるように、低温域圧延の適用でオーステナ
イト粒を細粒化し、靭性改善をはかる工夫がなされてい
る。
て粗大オーステナイト粒であり靭性が劣るため、特開昭
61−48517号公報や特開昭63−235430号
公報にみられるように、低温域圧延の適用でオーステナ
イト粒を細粒化し、靭性改善をはかる工夫がなされてい
る。
また、一般に、焼入れまま綱板では板厚方向の強度の均
質性が劣り、また靭性も低いため、600℃程度の焼も
どし処理を行い所望する強度、靭性バランスの鋼板を得
るのが常法である。しかし、焼もどし処理後のHT80
キロ級高張力鋼板の降伏比は一般に90%を超える高い
値となり、鋼構造物の安全性、疲労特性の点で問題があ
る。この問題を解決する試みとして、焼もどし工程を省
いて焼入れままでの低降伏比を利用することも考えられ
てはいるが、単なる焼入れまま鋼板では靭性が低く、未
だ実用に供し得る鋼板は製造されていない。
質性が劣り、また靭性も低いため、600℃程度の焼も
どし処理を行い所望する強度、靭性バランスの鋼板を得
るのが常法である。しかし、焼もどし処理後のHT80
キロ級高張力鋼板の降伏比は一般に90%を超える高い
値となり、鋼構造物の安全性、疲労特性の点で問題があ
る。この問題を解決する試みとして、焼もどし工程を省
いて焼入れままでの低降伏比を利用することも考えられ
てはいるが、単なる焼入れまま鋼板では靭性が低く、未
だ実用に供し得る鋼板は製造されていない。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明は、低コストな成分系で直接焼入れのままで用い
ることのできる引張強さが80kgf/−以上、降伏比
が90%以下で、かつ靭性に優れた低降伏比高靭性高張
力鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
ることのできる引張強さが80kgf/−以上、降伏比
が90%以下で、かつ靭性に優れた低降伏比高靭性高張
力鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
く課題を解決するための手段〉
本発明は、重量%にて、C: 0.01〜0,25%+
Si: 0.05〜0.25%、 Mn : 0.
50〜2.50%、Nl:0.40〜3.00%、
Mo : 0.05〜0.80%、 Al ! 0.
01〜0.10%。
Si: 0.05〜0.25%、 Mn : 0.
50〜2.50%、Nl:0.40〜3.00%、
Mo : 0.05〜0.80%、 Al ! 0.
01〜0.10%。
B : 0.0003〜0.0015%、 N :0
.(JO40%以下を基本成分とし、さらに必要に応じ
てNb : 0.01〜0.05%。
.(JO40%以下を基本成分とし、さらに必要に応じ
てNb : 0.01〜0.05%。
Cr : 0.20〜100%、 Cu : 0.10
〜100%、Vjo、01〜0.10%、τi :
0.005〜0.030%、 Ca : 0.0020
〜0、0080%、 REM:0.0020〜0.01
00%の1種又は2種以上を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼を1000〜1200℃に加熱
後、熱間圧延において930℃から850’Cの温度範
囲で累積圧下率40〜80%の圧延を施し、直ちにマル
テンサイト変態開始温度(Ms点)以下300℃以上の
温度まで冷却後、空冷することを特徴とする低降伏比高
靭性高張力鋼板の製造方法である。
〜100%、Vjo、01〜0.10%、τi :
0.005〜0.030%、 Ca : 0.0020
〜0、0080%、 REM:0.0020〜0.01
00%の1種又は2種以上を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼を1000〜1200℃に加熱
後、熱間圧延において930℃から850’Cの温度範
囲で累積圧下率40〜80%の圧延を施し、直ちにマル
テンサイト変態開始温度(Ms点)以下300℃以上の
温度まで冷却後、空冷することを特徴とする低降伏比高
靭性高張力鋼板の製造方法である。
〈作 用〉
本発明者らは、未再結晶オーステナイト域での適切な圧
延および圧延仕上げ温度によるマルテンサイトの高強度
高靭性化とBの焼入れ性向上効果の行動利用などについ
て詳細に検討し、本発明に至った。
延および圧延仕上げ温度によるマルテンサイトの高強度
高靭性化とBの焼入れ性向上効果の行動利用などについ
て詳細に検討し、本発明に至った。
以下にまず化学成分の限定理由を述べる。
Cは、マルテンサイトの強化に最も有効な成分であるが
、0.01%未満では所望する強度が得られず、一方0
.25%を超えるとマルテンサイトが脆弱化して靭性劣
化を招くため、6.01〜0.25%の範囲とする。
、0.01%未満では所望する強度が得られず、一方0
.25%を超えるとマルテンサイトが脆弱化して靭性劣
化を招くため、6.01〜0.25%の範囲とする。
Stは、脱酸剤としての作用の他に強化元素としての役
割を持ち、Siが0.05%未満ではそれらの効果は得
られず、一方その量が0.25%を超えると鋼板および
溶接部の靭性劣化が生じてくるため、0.05〜0.2
5%の範囲とする。
割を持ち、Siが0.05%未満ではそれらの効果は得
られず、一方その量が0.25%を超えると鋼板および
溶接部の靭性劣化が生じてくるため、0.05〜0.2
5%の範囲とする。
Mnは、強度確保のために0.50%以上必要であるが
、2.50%を超えると溶接性や加工性を劣化させるの
で、0.50〜2.50%の範囲とする。
、2.50%を超えると溶接性や加工性を劣化させるの
で、0.50〜2.50%の範囲とする。
N1は、焼入れ性の向上とマルテンサイト主体組繊鋼で
の靭性確保のために0.40%以上必要であるが、経済
性が低下することから0.40〜3.00%の範囲にす
る。
の靭性確保のために0.40%以上必要であるが、経済
性が低下することから0.40〜3.00%の範囲にす
る。
MOは、焼入れ性向上および整粒効果の点から必要であ
り、その効果を得るには0.05%以上必要である。し
かし、0.80%を超えるとその効果が飽和し、また経
済性が低下することから0.05〜0.80%の範囲と
する。
り、その効果を得るには0.05%以上必要である。し
かし、0.80%を超えるとその効果が飽和し、また経
済性が低下することから0.05〜0.80%の範囲と
する。
Alは、脱酸剤として必要であるが、0.01%未満で
は脱酸効果は少なく、一方0.10%を超えると鋼板お
よび溶接部の靭性を著しく劣化させるため、0、O1〜
0.10%の範囲とする。
は脱酸効果は少なく、一方0.10%を超えると鋼板お
よび溶接部の靭性を著しく劣化させるため、0、O1〜
0.10%の範囲とする。
Bは、極微量で鋼板の焼入れ性を高めるので極めて重要
な成分である。しかし、その添加量が0.0003%未
満の場合にばBによる焼入れ性向上効果は期待できず、
一方0.001.5%を趙えるとその効果は飽和し、か
つB析出物が形成し易(なり焼入れ性向上効果に有効な
固溶B量を減少させるため、0.0003〜0.001
5%の範囲とする。
な成分である。しかし、その添加量が0.0003%未
満の場合にばBによる焼入れ性向上効果は期待できず、
一方0.001.5%を趙えるとその効果は飽和し、か
つB析出物が形成し易(なり焼入れ性向上効果に有効な
固溶B量を減少させるため、0.0003〜0.001
5%の範囲とする。
Nは、B窒化物を形成してBの焼入れ性向上効果を低減
するだけでなく、鋼板および溶接部の靭性劣化を招くこ
とから可能な限り低減することが好ましく、現在の製造
技術、経済性およびBを介した焼入れ性向上効果から、
その上限を0.0040%とする。
するだけでなく、鋼板および溶接部の靭性劣化を招くこ
とから可能な限り低減することが好ましく、現在の製造
技術、経済性およびBを介した焼入れ性向上効果から、
その上限を0.0040%とする。
1)は、鋼板および溶接部のIJ性を劣化させ、また焼
もどし脆化を助長するため、0.015%以下とするの
が望ましい。
もどし脆化を助長するため、0.015%以下とするの
が望ましい。
Sは、母材の延靭性を劣化させるためo、oos%以下
とするのが望ましい、さらに、上記成分に加えて、鋼板
および溶接部の強度、靭性の改善を目的とし、下記成分
を1種又は2種以上添加できる。
とするのが望ましい、さらに、上記成分に加えて、鋼板
および溶接部の強度、靭性の改善を目的とし、下記成分
を1種又は2種以上添加できる。
Nbは、炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長を
抑制し粒の微細化を容易にすると共に、未再結晶域を拡
大させ、圧延歪のM積を容易にし、また焼もどし軟化抵
抗をあげるため鋼板の強度確保に有効であるが、その効
果を得るためには0.01%以上必要である。しかし、
0.05%を超えると溶接部の靭性が劣化するため0.
O1〜0.05%の範囲とする。
抑制し粒の微細化を容易にすると共に、未再結晶域を拡
大させ、圧延歪のM積を容易にし、また焼もどし軟化抵
抗をあげるため鋼板の強度確保に有効であるが、その効
果を得るためには0.01%以上必要である。しかし、
0.05%を超えると溶接部の靭性が劣化するため0.
O1〜0.05%の範囲とする。
Crは、鋼板および溶接部の強度と昇に有効であるが、
その効果を得るためには0.20%以上d・要である。
その効果を得るためには0.20%以上d・要である。
しかし、100%を超えると溶接性の低下およびSR割
れ感受性を高めるため、0.20〜10O%の範囲とす
る。
れ感受性を高めるため、0.20〜10O%の範囲とす
る。
Cuは、鋼板の強度上昇に有効であるが、その効果を得
るためには0.10%以上必要である。しかし、100
%を超えると熱間加工性や溶接性が低下するため、0.
10〜100%の範囲とする。
るためには0.10%以上必要である。しかし、100
%を超えると熱間加工性や溶接性が低下するため、0.
10〜100%の範囲とする。
■は、溶接熱影響部の軟化度軽減のため必要であるが、
0.01%未満ではその効果はほとんど得られず、一方
0.10%を超えると熱影響部の靭性を劣化させるため
、0、O1〜0.10%の範囲とする。
0.01%未満ではその効果はほとんど得られず、一方
0.10%を超えると熱影響部の靭性を劣化させるため
、0、O1〜0.10%の範囲とする。
T1は、強度上昇と溶接部靭性の改善に効果を有すると
共に、N固定により間接的にBの焼入れ性を安定して向
上させるが、0.005%未満ではその効果はほとんど
得られず、一方0.030%趙えると靭性を低下させる
ので0.005〜0.030%の範囲とする。
共に、N固定により間接的にBの焼入れ性を安定して向
上させるが、0.005%未満ではその効果はほとんど
得られず、一方0.030%趙えると靭性を低下させる
ので0.005〜0.030%の範囲とする。
Caは、硫化物の形態制御■による異方性の軽減のため
0.0020%以上必要であるが、0.0080%を超
えると清浄度が低下するため、0.0020〜0.00
80%の範囲とする。
0.0020%以上必要であるが、0.0080%を超
えると清浄度が低下するため、0.0020〜0.00
80%の範囲とする。
1’?EMは、溶接部靭性向上のため0.0020%以
上必要であるが、0.0100%を超えると介在物が多
量に生成し清浄度が低下するため、0.0020〜o、
oio。
上必要であるが、0.0100%を超えると介在物が多
量に生成し清浄度が低下するため、0.0020〜o、
oio。
%の範囲とする。
次に、圧延条件の限定理由について述べる。スラブ加熱
温度は、添加元素が十分固溶するために1ooo’c以
上が必要であり、また1200℃を超えるとオーステナ
イト粒が粗大化し、その後の圧延によっても細粒化が十
分になされず靭性劣化の要因となるので1000〜12
00“Cに限定する6本発明では、加工歪の導入をはか
り、かつ細粒化による高強度。
温度は、添加元素が十分固溶するために1ooo’c以
上が必要であり、また1200℃を超えるとオーステナ
イト粒が粗大化し、その後の圧延によっても細粒化が十
分になされず靭性劣化の要因となるので1000〜12
00“Cに限定する6本発明では、加工歪の導入をはか
り、かつ細粒化による高強度。
高靭性を図ることがその技術的特徴であり、加工歪の効
果的導入のため、930’C以下の未再結晶オーステナ
イト域での圧延が必要であり、また圧延仕上げ温度を8
50℃未満とした場合、オーステナイト粒界および変形
帯に固溶Bが十分拡散できず、またBNの析出が促進さ
れて焼入れ性が低下するため、圧延仕」二げ温度の下限
を850“Cとする。
果的導入のため、930’C以下の未再結晶オーステナ
イト域での圧延が必要であり、また圧延仕上げ温度を8
50℃未満とした場合、オーステナイト粒界および変形
帯に固溶Bが十分拡散できず、またBNの析出が促進さ
れて焼入れ性が低下するため、圧延仕」二げ温度の下限
を850“Cとする。
また、930℃から850℃の温度範囲での′A積圧下
率が、40%未満では上記高強度、高靭性化が十分でな
くその下限を40%とする。また、上限は特に限定され
るものではないが、圧延効率の低下や圧延機への過負荷
の考慮からその上限を80%とする。
率が、40%未満では上記高強度、高靭性化が十分でな
くその下限を40%とする。また、上限は特に限定され
るものではないが、圧延効率の低下や圧延機への過負荷
の考慮からその上限を80%とする。
冷却停止温度は鋼板をマルテンサイト主体mmとするた
めにはMs点以下とする必要があり、さらに水素による
遅れ破壊防止の考慮から冷却は300℃以上での途中停
止とする。この途中停止により、それ以後の空冷で鋼板
中の水素が拡散し鋼板外へ抜は耐遅れ破壊性能が向上す
る。そのため焼もどし工程の省略が可能になる。
めにはMs点以下とする必要があり、さらに水素による
遅れ破壊防止の考慮から冷却は300℃以上での途中停
止とする。この途中停止により、それ以後の空冷で鋼板
中の水素が拡散し鋼板外へ抜は耐遅れ破壊性能が向上す
る。そのため焼もどし工程の省略が可能になる。
次に、本発明の基礎になった実験結果を説明する0本発
明酸分の範囲である0、07%C−0,18%5t−0
,83%Mn−0,99%N+−0,50%Mo −0
,052%Al−0,0009%B鋼を用い、930’
Cから850’Cまでの圧延条件を種々に変化させた直
接焼入れ鋼板(板厚40m)の機械的性質と累積圧下皐
の関係を第1図に示す。
明酸分の範囲である0、07%C−0,18%5t−0
,83%Mn−0,99%N+−0,50%Mo −0
,052%Al−0,0009%B鋼を用い、930’
Cから850’Cまでの圧延条件を種々に変化させた直
接焼入れ鋼板(板厚40m)の機械的性質と累積圧下皐
の関係を第1図に示す。
この図から本発明法の範囲である累積圧下率40%以上
において、強度、靭性ともに良好な値を有することがわ
かる。
において、強度、靭性ともに良好な値を有することがわ
かる。
〈実施例〉
真空溶解法で、表1に示す各成分鋼塊を溶製し、表2に
示す熱間圧延条件で仮*15m、 40mn+および5
5鴫鋼板とし、直ちに焼入れを行った。これら各種w4
板から衝撃試験片と丸棒引張試験片を採取し、材質特性
の調査を行った。得られた結果を表3=1、表3−2に
示す。
示す熱間圧延条件で仮*15m、 40mn+および5
5鴫鋼板とし、直ちに焼入れを行った。これら各種w4
板から衝撃試験片と丸棒引張試験片を採取し、材質特性
の調査を行った。得られた結果を表3=1、表3−2に
示す。
本発明範囲成分鋼A、B、C,D、EおよびFは、本発
明法の圧延により80kgf/■シ以上の引張強さを有
し、vTrsも一70℃以下の良好な靭性を有している
。比較鋼にはB無添加系であり、焼入れ性が低く、所望
する強度を満足できないことがわかる。本発明鋼G、
H,!およびJは、第1請求範囲成分系にNb、
V、 Cu、 Cr、 Ti、CaおよびREMを添加
したものであり、−層の高強度化高靭性化が達成される
ことがわかる。
明法の圧延により80kgf/■シ以上の引張強さを有
し、vTrsも一70℃以下の良好な靭性を有している
。比較鋼にはB無添加系であり、焼入れ性が低く、所望
する強度を満足できないことがわかる。本発明鋼G、
H,!およびJは、第1請求範囲成分系にNb、
V、 Cu、 Cr、 Ti、CaおよびREMを添加
したものであり、−層の高強度化高靭性化が達成される
ことがわかる。
なおこれら供試鋼のMs点は400℃から470℃の間
にあった。
にあった。
表3−1
表3−2
〈発明の効果〉
本発明は、経済的な製造プロセスである直接焼入れプロ
セスにより引張強さ80kgf/−以上、90%以下の
低降伏比で、従来綱より優れた強度、靭性を有する鋼板
の製造を可能としたものであり、しかも焼もどし工程を
も省略したもので、その産業上の効果は顕著なものがあ
る。
セスにより引張強さ80kgf/−以上、90%以下の
低降伏比で、従来綱より優れた強度、靭性を有する鋼板
の製造を可能としたものであり、しかも焼もどし工程を
も省略したもので、その産業上の効果は顕著なものがあ
る。
第1図は、板厚4(1m直接焼入れ鋼板の機械的性質と
累積圧下率(930℃−850℃)の関係を示したグラ
フである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第1図
累積圧下率(930℃−850℃)の関係を示したグラ
フである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第1図
Claims (2)
- (1)重量%にて、C:0.01〜0.25%、Si:
0.05〜0.25%、Mn:0.50〜2.50%、
Ni:0.40〜3.00%、Mo:0.05〜0.8
0%、Al:0.01〜0.10%、B:0.0003
〜0.0015%、N:0.0040%以下を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を1000〜
1200℃に加熱後、熱間圧延において930℃から8
50℃の温度範囲で累積圧下率40〜80%の圧延を施
し、直ちにマルテンサイト変態開始温度(Ms点)以下
300℃以上の温度まで冷却後、空冷することを特徴と
する低降伏比高靭性高張力鋼板の製造方法。 - (2)重量%にて、C:0.01〜0.25%、Si:
0.05〜0.25%、Mn:0.50〜2.50%、
Ni:0.40〜3.00%、Mo:0.05〜0.8
0%、Al:0.01〜0.10%、B:0.0003
〜0.0015%、N:0.0040%以下を基本成分
とし、さらに、Nb:0.01〜0.05%、Cr:0
.20〜1.00%、Cu:0.10〜1.00%、V
:0.01〜0.10%、Ti:0.005〜0.03
0%、Ca:0.0020〜0.0080%、REM:
0.0020〜0.0100%の1種又は2種以上を含
有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を10
00〜1200℃に加熱後、熱間圧延において930℃
から850℃の温度範囲で累積圧下率40〜80%の圧
延を施し、直ちにマルテンサイト変態開始温度(Ms点
)以下300℃以上の温度まで冷却後、空冷することを
特徴とする低降伏比高靭性高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1089729A JP2706133B2 (ja) | 1989-04-11 | 1989-04-11 | 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1089729A JP2706133B2 (ja) | 1989-04-11 | 1989-04-11 | 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02270913A true JPH02270913A (ja) | 1990-11-06 |
JP2706133B2 JP2706133B2 (ja) | 1998-01-28 |
Family
ID=13978849
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1089729A Expired - Fee Related JP2706133B2 (ja) | 1989-04-11 | 1989-04-11 | 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2706133B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06145782A (ja) * | 1992-11-16 | 1994-05-27 | Kawasaki Steel Corp | 高張力鋼板の製造方法 |
JP2007119850A (ja) * | 2005-10-27 | 2007-05-17 | Jfe Steel Kk | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
JP2011123055A (ja) * | 2009-11-03 | 2011-06-23 | Bruker Biospin Ag | 極低温流体を充填した容器を用いてnmr検知システムの極低温冷却を行う冷却装置 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS613834A (ja) * | 1984-06-19 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 超高強度鋼の製造方法 |
JPS6148517A (ja) * | 1984-08-10 | 1986-03-10 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 抗張力60Kg/mm↑2以上の高張力鋼の製造方法 |
JPS63190117A (ja) * | 1987-02-02 | 1988-08-05 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入れ法による引張強さ70Kgf/mm2以上,降伏比90%以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-04-11 JP JP1089729A patent/JP2706133B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JP4735191B2 (ja) * | 2005-10-27 | 2011-07-27 | Jfeスチール株式会社 | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
JP2011123055A (ja) * | 2009-11-03 | 2011-06-23 | Bruker Biospin Ag | 極低温流体を充填した容器を用いてnmr検知システムの極低温冷却を行う冷却装置 |
US10228430B2 (en) | 2009-11-03 | 2019-03-12 | Bruker Biospin Ag | Method for cryogenic cooling of an NMR detection system with the assistance of a container filled with a cryogenic fluid |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2706133B2 (ja) | 1998-01-28 |
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