JPH03134136A - 高硬度、高靭性冷間工具鋼 - Google Patents
高硬度、高靭性冷間工具鋼Info
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- JPH03134136A JPH03134136A JP27091989A JP27091989A JPH03134136A JP H03134136 A JPH03134136 A JP H03134136A JP 27091989 A JP27091989 A JP 27091989A JP 27091989 A JP27091989 A JP 27091989A JP H03134136 A JPH03134136 A JP H03134136A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (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、圧造ダイス、打抜型、パンチ、冷間鍛造型、
せん断力など、冷間用途に用いられる工具鋼に関するも
のである。
せん断力など、冷間用途に用いられる工具鋼に関するも
のである。
冷間用途の工具鋼では、耐摩耗性の観点から高C−高C
r鋼である5KDIIが広く用いられている。5KDI
IはCr主体のM、C3型1次炭化物を、面積率で8〜
15%含み、これにより耐摩耗性を確保している。さら
に耐摩耗性が要求される場合には、5KDIのような5
KDIIよりもさらに高Cの材料が使用されている。こ
れらの工具鋼は、950〜1050℃から焼入れ後、1
50〜200’Cで焼もどしを行ない、硬さHRC58
〜61で使用される。−方、特開昭59−179762
号に見られるような、靭性を重視し、またワイヤーカッ
トや、放電加工に適したような材質も提案されている。
r鋼である5KDIIが広く用いられている。5KDI
IはCr主体のM、C3型1次炭化物を、面積率で8〜
15%含み、これにより耐摩耗性を確保している。さら
に耐摩耗性が要求される場合には、5KDIのような5
KDIIよりもさらに高Cの材料が使用されている。こ
れらの工具鋼は、950〜1050℃から焼入れ後、1
50〜200’Cで焼もどしを行ない、硬さHRC58
〜61で使用される。−方、特開昭59−179762
号に見られるような、靭性を重視し、またワイヤーカッ
トや、放電加工に適したような材質も提案されている。
これはMoや■のような2次硬化元素を2%前後添加す
ることにより、520〜540℃の高温焼もどしにおい
て、HRC61〜63の硬さが得られるものであり、ま
た、化学組成の面から5KDIIに比較してM 、 C
、型の1次炭化物の低減を行ない、靭性の向上を狙った
ものである。
ることにより、520〜540℃の高温焼もどしにおい
て、HRC61〜63の硬さが得られるものであり、ま
た、化学組成の面から5KDIIに比較してM 、 C
、型の1次炭化物の低減を行ない、靭性の向上を狙った
ものである。
近年、他の工具材料と同様に、冷間工具鋼の分野におい
ても、使用条件の過酷化にともない、突発的な欠損を生
じないといった高い信頼性や、工具寿命の向上が求めら
れている・。特に、高硬度を有する被加工材の増加によ
り、パンチやせん断力、あるいは転造ダイス等にはより
高゛性能、すなわち−層高硬度で耐摩耗性が優れ、かつ
高靭性の材質が求められている。
ても、使用条件の過酷化にともない、突発的な欠損を生
じないといった高い信頼性や、工具寿命の向上が求めら
れている・。特に、高硬度を有する被加工材の増加によ
り、パンチやせん断力、あるいは転造ダイス等にはより
高゛性能、すなわち−層高硬度で耐摩耗性が優れ、かつ
高靭性の材質が求められている。
冷間工具鋼は、その重要な要求特性の一つである耐摩耗
性を得るために硬い基地とともに硬質の炭化物を含んで
いるが、靭性を向上させるためには、残留炭化物の種類
およびそれらの大きさや量を注意深く制御する必要があ
ることが、例えば転造ダイスの廃却材の調査より明らか
になってきた。
性を得るために硬い基地とともに硬質の炭化物を含んで
いるが、靭性を向上させるためには、残留炭化物の種類
およびそれらの大きさや量を注意深く制御する必要があ
ることが、例えば転造ダイスの廃却材の調査より明らか
になってきた。
すなわち、5KDIIに代表される従来の材料では凝固
時にM、 C,型の巨大炭化物が晶出し、これらは熱間
加工によって分断はされるが固溶することはなく、連鎖
状に配列しクラック進展の経路となっていた。
時にM、 C,型の巨大炭化物が晶出し、これらは熱間
加工によって分断はされるが固溶することはなく、連鎖
状に配列しクラック進展の経路となっていた。
この点に着目し、例えば特公平1−5100号や特開平
1−201442号等に残留炭化物量を減じ、靭性向上
を図った材料が示されている。しかしながら、これらの
材料の硬さレベルは、HRC61〜63前後であり、よ
り高硬度および耐摩耗性が要求される分野に対しては、
十分ではない。
1−201442号等に残留炭化物量を減じ、靭性向上
を図った材料が示されている。しかしながら、これらの
材料の硬さレベルは、HRC61〜63前後であり、よ
り高硬度および耐摩耗性が要求される分野に対しては、
十分ではない。
本発明の目的は、成分バランス、不純物量および炭化物
量を適正にすることにより、優れた耐摩耗性と靭性を兼
備し、かつHRC64以上の高硬度を有する工具鋼を提
供することである。
量を適正にすることにより、優れた耐摩耗性と靭性を兼
備し、かつHRC64以上の高硬度を有する工具鋼を提
供することである。
本発明者は詳細な検討の結果、優れた靭性を得るために
、粒径2μm以上の残留炭化物の面積率をM7C3型炭
化物について、8%以下、MC型炭化物とM、C型炭化
物の1種または2種の合計の面積率を3%以下とし、さ
らに不純物元素であるP、S。
、粒径2μm以上の残留炭化物の面積率をM7C3型炭
化物について、8%以下、MC型炭化物とM、C型炭化
物の1種または2種の合計の面積率を3%以下とし、さ
らに不純物元素であるP、S。
0、Nの含有量を低い値に規制することが有効であるこ
と、および優れた耐摩耗性とHRC64以上の高い硬さ
を得るために添加合金元素量は非常に狭い範囲内に限定
する必要があることを見出し、本発明を完成するに至っ
たものである。
と、および優れた耐摩耗性とHRC64以上の高い硬さ
を得るために添加合金元素量は非常に狭い範囲内に限定
する必要があることを見出し、本発明を完成するに至っ
たものである。
すなわち、本発明のうちの第1発明は重量%でC0.9
0を越え1.20%以下、Si1.5%以下、Mn1.
5%以下、Cr 5.5〜9.0%、MoとWの1種ま
たは2種を(M o +1 / 2 W )で2.5〜
5.0%、■とNbの1種または2種を(V+1/2N
b)で0.35〜1.5%を含み残部Feおよび不可避
的不純物からなる組成を有し、不可避的不純物のうちP
は0.02%以下、Sは0.005%以下、Oは30p
pm以下、Nは300ppm以下であり、さらに焼入焼
もどし組織において、粒径2μm以上のM、C3型残留
炭化物の面積率が8%以下、粒径2μm以上のMC型残
留炭化物およびM、C型残留炭化物の1種または2種の
合計の面積率が3%以下であることを特徴とする高硬度
、高靭性冷間工具鋼であり、第2の発明はNi 0.2
−2%、Co 0.2−4%の1種または2種を含む第
1yA明記載の高硬度、高靭性冷間工具鋼である。
0を越え1.20%以下、Si1.5%以下、Mn1.
5%以下、Cr 5.5〜9.0%、MoとWの1種ま
たは2種を(M o +1 / 2 W )で2.5〜
5.0%、■とNbの1種または2種を(V+1/2N
b)で0.35〜1.5%を含み残部Feおよび不可避
的不純物からなる組成を有し、不可避的不純物のうちP
は0.02%以下、Sは0.005%以下、Oは30p
pm以下、Nは300ppm以下であり、さらに焼入焼
もどし組織において、粒径2μm以上のM、C3型残留
炭化物の面積率が8%以下、粒径2μm以上のMC型残
留炭化物およびM、C型残留炭化物の1種または2種の
合計の面積率が3%以下であることを特徴とする高硬度
、高靭性冷間工具鋼であり、第2の発明はNi 0.2
−2%、Co 0.2−4%の1種または2種を含む第
1yA明記載の高硬度、高靭性冷間工具鋼である。
以主に本発明の化学成分および炭化物量の限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
Cは、Mo、Wや(::r、V、Nbなど炭化物生成元
素との間に炭化物を形成し、工具鋼の強度、耐摩耗性に
寄与する元素である。さらに高温焼もどしにおいて、M
o、W、V、Nb等の2次硬化元素と結び付き炭化物と
して析出することにより硬さを増加させる。本発明の狙
いとするHRC64前後の硬さを得るためには少なくと
も0.9%を越える必要がある。
素との間に炭化物を形成し、工具鋼の強度、耐摩耗性に
寄与する元素である。さらに高温焼もどしにおいて、M
o、W、V、Nb等の2次硬化元素と結び付き炭化物と
して析出することにより硬さを増加させる。本発明の狙
いとするHRC64前後の硬さを得るためには少なくと
も0.9%を越える必要がある。
一方、1.2%を越えると過度の1次炭化物を形成し、
靭性を低下させる。従ってC量は0.9%を越え1.2
%以下に限定した。
靭性を低下させる。従ってC量は0.9%を越え1.2
%以下に限定した。
SLは、通常脱酸剤として添加されるが、1.5%を越
えると加工性や靭性を低下させるため、これを上限とし
た。
えると加工性や靭性を低下させるため、これを上限とし
た。
Mnは、Si同様脱酸剤として通常1%以下含有される
が、添加元素として焼入性を改善するにも有効な元素で
ある。しかし、1.5%を越えると熱間における加工性
を害するため、これを上限とした。
が、添加元素として焼入性を改善するにも有効な元素で
ある。しかし、1.5%を越えると熱間における加工性
を害するため、これを上限とした。
Crは、M7C3型炭化物を形成し、耐摩耗性に寄与す
ると共に焼入性を向上させる重要な元素である。前述の
ように炭化物量を制御するために、Cr量は厳密に制御
される必要がある。すなわち、耐摩耗性および焼入性確
保のためにCr量は5.5%以上必要である。しかし、
9.0%を赳えると過度の1次炭化物を形成し靭性を低
下させる。したがってCr量は5.5〜9.0%に限定
した。
ると共に焼入性を向上させる重要な元素である。前述の
ように炭化物量を制御するために、Cr量は厳密に制御
される必要がある。すなわち、耐摩耗性および焼入性確
保のためにCr量は5.5%以上必要である。しかし、
9.0%を赳えると過度の1次炭化物を形成し靭性を低
下させる。したがってCr量は5.5〜9.0%に限定
した。
M o 、 Wは、Cr炭化物に固溶して耐摩耗性を高
めると共に、焼入性を向上させ、また焼もどしにおいて
、M、C型炭化物として析出し、強い2次硬化を示す元
素である。また、凝固時にM7C3型炭化物に比較して
小さなM、C型炭化物として晶出し、耐摩耗性に寄与す
る。Wの原子量は、M。
めると共に、焼入性を向上させ、また焼もどしにおいて
、M、C型炭化物として析出し、強い2次硬化を示す元
素である。また、凝固時にM7C3型炭化物に比較して
小さなM、C型炭化物として晶出し、耐摩耗性に寄与す
る。Wの原子量は、M。
の約2倍であることから、Mo、Wの1種または2種で
Mo当量(Mo+1/2W)として規定した。Mo当量
が2.5%未満ではHRC64以上の2次硬化が得られ
ず、またM、C型炭化物を生成するのに不十分であるた
め、これを下限とした。また、5.0%を越えると、M
、C型炭化物の生成が多く、かつ連鎖状分布となりやす
くなり、靭性を低下させるためこれを上限とした。
Mo当量(Mo+1/2W)として規定した。Mo当量
が2.5%未満ではHRC64以上の2次硬化が得られ
ず、またM、C型炭化物を生成するのに不十分であるた
め、これを下限とした。また、5.0%を越えると、M
、C型炭化物の生成が多く、かつ連鎖状分布となりやす
くなり、靭性を低下させるためこれを上限とした。
V、Nbはともに凝固時にMC型炭化物として晶出する
ものであり、硬質の炭化物として耐摩耗性に重要な役割
を担うとともに結晶粒微細化の効果があり靭性の向上に
有効である。また2次硬化元素であるため高温焼もどし
による硬さ増加に有効である。Nbの原子量は■の約2
倍であることから、V、Nbの1種または2種で■当量
として(V+1/2Nb)として規定した。■当量0.
35%未満では、前述の組織改善効果が得難いため、こ
れを下限とした。一方、■当量が1.5%を越えると過
度のMC型炭化物を形成し、研削性を悪くするのでこれ
を上限とした。
ものであり、硬質の炭化物として耐摩耗性に重要な役割
を担うとともに結晶粒微細化の効果があり靭性の向上に
有効である。また2次硬化元素であるため高温焼もどし
による硬さ増加に有効である。Nbの原子量は■の約2
倍であることから、V、Nbの1種または2種で■当量
として(V+1/2Nb)として規定した。■当量0.
35%未満では、前述の組織改善効果が得難いため、こ
れを下限とした。一方、■当量が1.5%を越えると過
度のMC型炭化物を形成し、研削性を悪くするのでこれ
を上限とした。
Ni、Coは、ともに基地に固溶する元素である。
Niは靭性の向上や、焼入性の向上に効果があるが、0
.2%未満ではその効果が少ない。またCOは耐熱性を
高め、耐焼付性に有効であるが、同様に0.2%未満で
は、この効果は望めない。また、両元素とも多量の添加
は、熱処理硬さを低下させるため、それぞれ上限をNi
2%、Co4%とした。
.2%未満ではその効果が少ない。またCOは耐熱性を
高め、耐焼付性に有効であるが、同様に0.2%未満で
は、この効果は望めない。また、両元素とも多量の添加
は、熱処理硬さを低下させるため、それぞれ上限をNi
2%、Co4%とした。
P、S、0.’ Nは通常不純物元素として微量含有さ
れる。Pは結晶粒界に偏析(ミクロ偏析)し、粒界強度
を低下させるだけでなく、凝固時の基地偏析(マクロ偏
析)を助長し、材質の方向性の原因となる。Sや○は主
に非金属介在物として鋼中に存在し、疲労強度等に悪影
響を及ぼす。Nは凝固時における1次炭化物の晶出形態
に影響を及ぼしこれを300ppm以下とすることによ
り、MC型炭化物やM 、 C、型炭化物が微細化され
靭性向上に役立つので300ppm以下に限定した。こ
れらの不純物元素を低減することにより、特に靭性面で
の改善効果が大きい。しかし、高硬度で使用される本発
明鋼の場合には、1元素単独の低減では、効果が少ない
ため4元素を同時に規定し、それぞれ20002%以下
、S 0.005%以下、0 、30ppm以下、NN
300pp以下とすることにより、改善効果が得られた
のでこれを上限とした。
れる。Pは結晶粒界に偏析(ミクロ偏析)し、粒界強度
を低下させるだけでなく、凝固時の基地偏析(マクロ偏
析)を助長し、材質の方向性の原因となる。Sや○は主
に非金属介在物として鋼中に存在し、疲労強度等に悪影
響を及ぼす。Nは凝固時における1次炭化物の晶出形態
に影響を及ぼしこれを300ppm以下とすることによ
り、MC型炭化物やM 、 C、型炭化物が微細化され
靭性向上に役立つので300ppm以下に限定した。こ
れらの不純物元素を低減することにより、特に靭性面で
の改善効果が大きい。しかし、高硬度で使用される本発
明鋼の場合には、1元素単独の低減では、効果が少ない
ため4元素を同時に規定し、それぞれ20002%以下
、S 0.005%以下、0 、30ppm以下、NN
300pp以下とすることにより、改善効果が得られた
のでこれを上限とした。
次に、以上の組成を有する鋼において、高い靭性を発揮
させるためにには、焼入れ焼もどし後における粒径2μ
m以上のM7C3型炭化物の面積率を8%以下にする必
要がある。また、MC型炭化物およびM、C型炭化物に
ついては過度に含むと研削性が悪くなるので、粒径2μ
m以上のMC型炭化物とM、C型炭化物の1種または2
種の合計の面積率を3%以下に限定した。
させるためにには、焼入れ焼もどし後における粒径2μ
m以上のM7C3型炭化物の面積率を8%以下にする必
要がある。また、MC型炭化物およびM、C型炭化物に
ついては過度に含むと研削性が悪くなるので、粒径2μ
m以上のMC型炭化物とM、C型炭化物の1種または2
種の合計の面積率を3%以下に限定した。
なお、M7C3型炭化物およびMC型炭化物とM、C型
炭化物の1種または2種の合計の面積率を粒径2μF以
上のもので規定したのは、2μm以上の炭化物が凝固時
に生成した1次炭化物であり、これが靭性を阻害するた
めである。
炭化物の1種または2種の合計の面積率を粒径2μF以
上のもので規定したのは、2μm以上の炭化物が凝固時
に生成した1次炭化物であり、これが靭性を阻害するた
めである。
なお、上記粒径2μm以上の炭化物のほとんどは1次炭
化物であり、この量を調整する手段として高温拡散処理
があげられ、本発明鋼を”製造するにあたってこれを適
用するのが望まれる。
化物であり、この量を調整する手段として高温拡散処理
があげられ、本発明鋼を”製造するにあたってこれを適
用するのが望まれる。
高温拡散処理における加熱は、1150〜1250℃の
温度範囲で行なうのが良い。1150℃未満では十分な
元素の拡散、均質化が行なわれず、一方1250℃を越
えると一部炭化物が溶融し、機械的強度を下げるためで
ある。加熱保持時間は、概ね10時間〜20時間とすれ
ばよい。
温度範囲で行なうのが良い。1150℃未満では十分な
元素の拡散、均質化が行なわれず、一方1250℃を越
えると一部炭化物が溶融し、機械的強度を下げるためで
ある。加熱保持時間は、概ね10時間〜20時間とすれ
ばよい。
以下、本発明鋼を実施例に基づき説明する。
供試材として、第1表に示す組成の本発明鋼(No、1
〜8)および比較#1(No、9〜11)、従来鋼とし
てS KD 11 (No、12)、S K D 1
(No、13)さらに、特開昭59−179762号で
示されたような8%Cr系工具m(No、t4)を溶製
し、鍛造圧延後焼入焼もどしを行なって試料を作製した
。ここで比較鋼として示したNO69〜11は、P、S
、0.N以外の成分元素は本発明の範囲内にあるもので
ある。
〜8)および比較#1(No、9〜11)、従来鋼とし
てS KD 11 (No、12)、S K D 1
(No、13)さらに、特開昭59−179762号で
示されたような8%Cr系工具m(No、t4)を溶製
し、鍛造圧延後焼入焼もどしを行なって試料を作製した
。ここで比較鋼として示したNO69〜11は、P、S
、0.N以外の成分元素は本発明の範囲内にあるもので
ある。
本発明鋼であるNo、1〜No、8は、焼入れ、焼もど
し後の1次炭化物の炭化物量と粒度の最適化を狙い、鋼
塊および熱間加工の段階でミクロ組織(特に1次炭化物
)をできるだけ均一に分散させるため1200’CX2
0時間の条件で拡散処理を実施した。靭性試験は、φ5
mmX70+nmQの試験片を用い、支点間距離50m
m、中央1点荷重の抗折試験を行ない、破断時の抗折応
力を求めた。
し後の1次炭化物の炭化物量と粒度の最適化を狙い、鋼
塊および熱間加工の段階でミクロ組織(特に1次炭化物
)をできるだけ均一に分散させるため1200’CX2
0時間の条件で拡散処理を実施した。靭性試験は、φ5
mmX70+nmQの試験片を用い、支点間距離50m
m、中央1点荷重の抗折試験を行ない、破断時の抗折応
力を求めた。
耐摩耗性試験は、大越式摩耗試験機を用い、相手材S
0M415 (11B188)、摩擦速度1.4 m
/sec、摩擦距離400m、荷重6.8kgの条件で
行ない、5KDIIの摩耗量を100として表わした。
0M415 (11B188)、摩擦速度1.4 m
/sec、摩擦距離400m、荷重6.8kgの条件で
行ない、5KDIIの摩耗量を100として表わした。
また、炭化物面積率は、各試料ともに2゜2mm”の視
野で求めた。これらの試験結果および熱処理硬さ、残留
炭化物の面積率を第2表に示した。
野で求めた。これらの試験結果および熱処理硬さ、残留
炭化物の面積率を第2表に示した。
第2表かられかるように、本発明鋼(No、1−No。
8)は、いずれも1IRc64以上の硬さを有し、また
従来の冷間工具鋼よりはるかに優れた靭性を有している
。さらに本発明鋼の抗折力のL/Tの比は従来鋼より小
さく1本発明鋼の靭性値の縦横の差異が小さいことがわ
かる。比較鋼No69〜10は、主成分は本発明鋼と同
じであるが、P、S、○、N量が本発明鋼より多いため
、本発明鋼より抗折力が小さくまたL/T比も大きい。
従来の冷間工具鋼よりはるかに優れた靭性を有している
。さらに本発明鋼の抗折力のL/Tの比は従来鋼より小
さく1本発明鋼の靭性値の縦横の差異が小さいことがわ
かる。比較鋼No69〜10は、主成分は本発明鋼と同
じであるが、P、S、○、N量が本発明鋼より多いため
、本発明鋼より抗折力が小さくまたL/T比も大きい。
本発明の耐摩耗性はいずれも5KD11より優れている
。これは本発明鋼が適量の炭化物を有し、かつ高い硬度
を有しているからである。
。これは本発明鋼が適量の炭化物を有し、かつ高い硬度
を有しているからである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量%でC0.90を越え1.20%以下、Si1
.5%以下、Mn1.5%以下、Cr5.5〜9.0%
、MoとWの1種または2種を(Mo+1/2W)で2
.5〜5.0%、VとNbの1種または2種を(V+1
/2Nb)で0.35〜1.5%を含み残部Feおよび
不可避的不純物からなる組成を有し、不可避的不純物の
うちPは0.02%以下、Sは0.005%以下、Oは
30ppm以下、Nは300ppm以下であり、さらに
焼入焼もどし組織において、粒径2μm以上のM_7C
_3型残留炭化物の面積率が8%以下、粒径2μm以上
のMC型残留炭化物およびM_■C型残留炭化物の1種
または2種の合計の面積率が3%以下であることを特徴
とする高硬度、高靭性冷間工具綱。 2 Ni0.2〜2%、Co0.2〜4%の1種または
2種を含む第1請求項記載の高硬度、高靭性冷間工具綱
。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27091989A JPH03134136A (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | 高硬度、高靭性冷間工具鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27091989A JPH03134136A (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | 高硬度、高靭性冷間工具鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03134136A true JPH03134136A (ja) | 1991-06-07 |
Family
ID=17492819
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27091989A Pending JPH03134136A (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | 高硬度、高靭性冷間工具鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03134136A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0630984A1 (en) * | 1993-05-13 | 1994-12-28 | Hitachi Metals, Ltd. | High toughness high-speed steel member and manufacturing method thereof |
US6053991A (en) * | 1998-01-06 | 2000-04-25 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Production of cold working tool steel |
WO2001025499A1 (en) * | 1999-10-05 | 2001-04-12 | Uddeholm Tooling Aktiebolag | Steel material, its use and its manufacture |
EP1905858A1 (en) * | 2006-09-29 | 2008-04-02 | Crucible Materials Corporation | Cold-work tool steel article |
US7785531B2 (en) * | 2006-03-20 | 2010-08-31 | Boehler Edelstahl Gmbh | Alloy for roller bearing |
KR20150146442A (ko) * | 2014-06-19 | 2015-12-31 | 다이도 토쿠슈코 카부시키가이샤 | 냉간 가공 도구용 강철 |
EP2957647A3 (en) * | 2014-06-19 | 2016-01-13 | Daido Steel Co.,Ltd. | Steel for cold working tool |
-
1989
- 1989-10-18 JP JP27091989A patent/JPH03134136A/ja active Pending
Cited By (12)
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TWI647318B (zh) * | 2014-06-19 | 2019-01-11 | 日商大同特殊鋼股份有限公司 | 冷作工具鋼 |
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