JPH0356617A - 低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JPH0356617A JPH0356617A JP19020689A JP19020689A JPH0356617A JP H0356617 A JPH0356617 A JP H0356617A JP 19020689 A JP19020689 A JP 19020689A JP 19020689 A JP19020689 A JP 19020689A JP H0356617 A JPH0356617 A JP H0356617A
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Landscapes
- 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、低温靭性に優れた高張力鋼の製遣方法に関し
、詳しくは引張強さ60kgf/mm2以上の強度を有
するNb添加型の非[高張力鋼の製造方法に関するもの
である。
、詳しくは引張強さ60kgf/mm2以上の強度を有
するNb添加型の非[高張力鋼の製造方法に関するもの
である。
(従来の技術)
Nb添加鋼に制御圧延、加速冷却を適用し、低温靭性お
よび溶接性に優れた高張カ鋼を製造する方法については
、既に特開昭57−134514および特開昭57−1
34518にて提案されている。このようにNbの添加
は、未再結晶オーステナイト域の拡大を通じて結晶粒を
細粒化させること、さらに加速冷却時に焼入性を向上さ
せることから強度と靭性をともに改善する有効な手段で
ある。
よび溶接性に優れた高張カ鋼を製造する方法については
、既に特開昭57−134514および特開昭57−1
34518にて提案されている。このようにNbの添加
は、未再結晶オーステナイト域の拡大を通じて結晶粒を
細粒化させること、さらに加速冷却時に焼入性を向上さ
せることから強度と靭性をともに改善する有効な手段で
ある。
(発明が解決しようとする課題)
しかし、単にNbを添加するだけではその効果を充分に
発揮できないのが現状である。すなわち、添加したNb
が加熱時に充分に固溶されない場合には、Nbの添加に
より鋼の強度をほとんど向上させることができず、一方
、Nbを完全に固溶させるべく加熱温度を高温にすると
、オーステナイト粒が著しく粗大化し、例え適切な制御
圧延を行っても最終的に得られる鋼の靭性が劣化するの
が実情である. このように従来方法では、添加したNbを強度と靭性の
面からともに最大限に活用することは困難であった. (課題を解決するための手段) そこで、本発明者らは添加したNbを有効に活用すべく
広範囲な研究を重ねた結果、オーステナイト粒が粗大化
しない温度域で鋼片の加熱を行い、しかもNbを完全に
固溶させ、制御圧延および加速冷却を行うことによって
、強度が高く、かつ、優れた低温靭性を有する鋼を製造
することができるという新たな知見を得て本発明に至っ
たものである. その第1発明は、C:O,Ql−0.15%、Si:0
.02〜0.60%、Mn:0.60 〜2.0%、A
l:0.005 〜0.060%、Nb:0.005〜
0.025%を含有する鋼片を加熱圧延するに際し、鋼
片中心部を下記の弐で計算される温度T℃〜(T+50
)゛Cの範囲に、30〜60分間加熱した後、この綱片
を850℃以下で50%以上の圧下率で圧延し、(Ar
.変態点−30) ℃〜(Ara変態点+50)℃の温
度範囲で圧延を終了し、そのn2〜20″C /sec
の冷却速度で400〜600℃の温度範四まで加速冷却
する低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法である. −−−−−−−−■ 第2発明は、Cu:0.05〜0.50%、Ni:0.
05 〜1.0%、V:0.01〜0.06%、Tt:
0.005〜0.020%の内から選んだ1種または2
種以上を含有する請求項(1)の製造方法である. (作用) 以下、本発明の作用について詳述していくことにする. 先ずは、本発明の重要な構成要件である鋼片の加熱方法
、圧延および加速冷却条件についてその顕定理由をのべ
る. 鋼片の加熱点度を鋼片の中心部の温度で限定した理由は
、綱片中心近傍に存在する析出Nb粒子は、鋼片表層部
に存在するものより、その粒子径が大きいため同一温度
に加熱したとしても、粒子径の大きい析出Nil粒子は
固溶しにくく、鯛片厚さ方向に存在する析出Nb粒子を
完全に固溶させるためである。鋼片中心部の温度は、N
bが固溶する温度で必要十分でありこれ以上に高温にす
る必要はない.この温度は[Nblと[ C, N ]
との溶解度積を示す■式で決定する, −・−・−■ 鋼片加熱瓜度は−、綱片中心部の温度が上記の式から求
まる温度T″Cから(T+50)”Cの温度範四にする
必要がある.この条件は、加熱温度がT℃未満であれば
未固溶のNbが鋼片に残存し、また、(T+50)℃を
超えるとオーステナイト粒が粗大化し靭性が劣化するこ
とから決めたものである.なお、50℃の範囲は生産工
程を配慮したものであつぎに、鯛片中心部の加熱時間の
限定理由について説明する. 第1図は鋼片中心部の加熱時間が引張強さと靭性におよ
ぼす影響を示したもので、供試材の化学成分はC:0.
09%、Nb:0.020%、N:0.0035%テア
ル,また、■式から求めたT (Nb固溶温度)は1o
84゛Cである.図中●は1l00℃の加熱点度を、○
はl230℃の加熱温度をそれぞれ示す. 同図から明らかなように加熱温度1100″C(本発明
の限定範囲内)では、引張強さを得るために30分以上
の加熱時間が必要である.また、加熱温度1230℃で
は充分な引張強さは得られているものの、温度が高いた
め靭性が著しく低下している.第1図に示す結果から、
加熱時間は30分未満では、Nbの完全固溶が未達のた
め充分な強度上昇が得られず、また、60分を超えて加
熱してもこれ以上の強度上昇は得られず、経済的にも好
ましいものではない.したがって、鋼片中心部の加熱時
間は30〜60分間の範囲とする。
発揮できないのが現状である。すなわち、添加したNb
が加熱時に充分に固溶されない場合には、Nbの添加に
より鋼の強度をほとんど向上させることができず、一方
、Nbを完全に固溶させるべく加熱温度を高温にすると
、オーステナイト粒が著しく粗大化し、例え適切な制御
圧延を行っても最終的に得られる鋼の靭性が劣化するの
が実情である. このように従来方法では、添加したNbを強度と靭性の
面からともに最大限に活用することは困難であった. (課題を解決するための手段) そこで、本発明者らは添加したNbを有効に活用すべく
広範囲な研究を重ねた結果、オーステナイト粒が粗大化
しない温度域で鋼片の加熱を行い、しかもNbを完全に
固溶させ、制御圧延および加速冷却を行うことによって
、強度が高く、かつ、優れた低温靭性を有する鋼を製造
することができるという新たな知見を得て本発明に至っ
たものである. その第1発明は、C:O,Ql−0.15%、Si:0
.02〜0.60%、Mn:0.60 〜2.0%、A
l:0.005 〜0.060%、Nb:0.005〜
0.025%を含有する鋼片を加熱圧延するに際し、鋼
片中心部を下記の弐で計算される温度T℃〜(T+50
)゛Cの範囲に、30〜60分間加熱した後、この綱片
を850℃以下で50%以上の圧下率で圧延し、(Ar
.変態点−30) ℃〜(Ara変態点+50)℃の温
度範囲で圧延を終了し、そのn2〜20″C /sec
の冷却速度で400〜600℃の温度範四まで加速冷却
する低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法である. −−−−−−−−■ 第2発明は、Cu:0.05〜0.50%、Ni:0.
05 〜1.0%、V:0.01〜0.06%、Tt:
0.005〜0.020%の内から選んだ1種または2
種以上を含有する請求項(1)の製造方法である. (作用) 以下、本発明の作用について詳述していくことにする. 先ずは、本発明の重要な構成要件である鋼片の加熱方法
、圧延および加速冷却条件についてその顕定理由をのべ
る. 鋼片の加熱点度を鋼片の中心部の温度で限定した理由は
、綱片中心近傍に存在する析出Nb粒子は、鋼片表層部
に存在するものより、その粒子径が大きいため同一温度
に加熱したとしても、粒子径の大きい析出Nil粒子は
固溶しにくく、鯛片厚さ方向に存在する析出Nb粒子を
完全に固溶させるためである。鋼片中心部の温度は、N
bが固溶する温度で必要十分でありこれ以上に高温にす
る必要はない.この温度は[Nblと[ C, N ]
との溶解度積を示す■式で決定する, −・−・−■ 鋼片加熱瓜度は−、綱片中心部の温度が上記の式から求
まる温度T″Cから(T+50)”Cの温度範四にする
必要がある.この条件は、加熱温度がT℃未満であれば
未固溶のNbが鋼片に残存し、また、(T+50)℃を
超えるとオーステナイト粒が粗大化し靭性が劣化するこ
とから決めたものである.なお、50℃の範囲は生産工
程を配慮したものであつぎに、鯛片中心部の加熱時間の
限定理由について説明する. 第1図は鋼片中心部の加熱時間が引張強さと靭性におよ
ぼす影響を示したもので、供試材の化学成分はC:0.
09%、Nb:0.020%、N:0.0035%テア
ル,また、■式から求めたT (Nb固溶温度)は1o
84゛Cである.図中●は1l00℃の加熱点度を、○
はl230℃の加熱温度をそれぞれ示す. 同図から明らかなように加熱温度1100″C(本発明
の限定範囲内)では、引張強さを得るために30分以上
の加熱時間が必要である.また、加熱温度1230℃で
は充分な引張強さは得られているものの、温度が高いた
め靭性が著しく低下している.第1図に示す結果から、
加熱時間は30分未満では、Nbの完全固溶が未達のた
め充分な強度上昇が得られず、また、60分を超えて加
熱してもこれ以上の強度上昇は得られず、経済的にも好
ましいものではない.したがって、鋼片中心部の加熱時
間は30〜60分間の範囲とする。
850 ℃以下の圧下率を50%以上に限定した理由は
、未再桔晶域での圧延を充分に行うことによりオーステ
ナイト粒の細粒化を図り、強度、靭性を向上させるため
である。
、未再桔晶域での圧延を充分に行うことによりオーステ
ナイト粒の細粒化を図り、強度、靭性を向上させるため
である。
圧延終了温度の下限を(Ar3変態点−30)℃とした
理由は、過度の二相圧延によって靭性を劣化させないた
めであり、一方、上限を(Ar3変態点+50)℃とし
た理由は、これ以上の終了温度ではオーステナイト粒の
細粒化効果が期待できず靭性が劣化することによる。
理由は、過度の二相圧延によって靭性を劣化させないた
めであり、一方、上限を(Ar3変態点+50)℃とし
た理由は、これ以上の終了温度ではオーステナイト粒の
細粒化効果が期待できず靭性が劣化することによる。
加速冷却の停止温度を400〜600℃の温度範四に限
定した理由は、600 ℃を超える温度では微細なペイ
ナイトの生威が少なく強度上昇が期待できないこと、ま
た、400 ℃未満では島状マルテンサイトが多量に生
威し、降伏応力および靭性が低下することによる. 加速冷却の冷却速度を2〜20℃/SeCに限定した理
由は、2℃/sec未満では加速冷却による強度上昇効
果が小さいこと、また、20℃/seeを超えると第2
相の体積率が過剰に増加し靭性が低下することによる。
定した理由は、600 ℃を超える温度では微細なペイ
ナイトの生威が少なく強度上昇が期待できないこと、ま
た、400 ℃未満では島状マルテンサイトが多量に生
威し、降伏応力および靭性が低下することによる. 加速冷却の冷却速度を2〜20℃/SeCに限定した理
由は、2℃/sec未満では加速冷却による強度上昇効
果が小さいこと、また、20℃/seeを超えると第2
相の体積率が過剰に増加し靭性が低下することによる。
つぎに、本発明の化学或分の限定理由について述べる。
Cは、強度確保のために必要な元素であって、0.Ol
%未満では目標とする強度を得ることができず、一方、
0.15%を超えると靭性および溶接性が著しくf氏下
することによる。このため、その添ノ川量は0.01−
0.15%とする。
%未満では目標とする強度を得ることができず、一方、
0.15%を超えると靭性および溶接性が著しくf氏下
することによる。このため、その添ノ川量は0.01−
0.15%とする。
Siは、a!!L’i1時の脱酸元素として有用であり
、かつ、強度確保のためにも必要な元素である。この効
果を得るためには少な《とも0.02%以上の添加が必
要であるが、0.60%を超えて過多に添加すると靭性
が劣化する.このため、その添加量は0.02〜0.6
0%とする. Mnは、強度上昇と靭性向上に有効に作用する元素であ
る.その添加量は0.60%来高では必要とナる強度を
確保することが困難であり、一方、2.0%を超えると
溶接継手部の靭性が劣化することから、その添加量は0
.60〜2.0%とする。
、かつ、強度確保のためにも必要な元素である。この効
果を得るためには少な《とも0.02%以上の添加が必
要であるが、0.60%を超えて過多に添加すると靭性
が劣化する.このため、その添加量は0.02〜0.6
0%とする. Mnは、強度上昇と靭性向上に有効に作用する元素であ
る.その添加量は0.60%来高では必要とナる強度を
確保することが困難であり、一方、2.0%を超えると
溶接継手部の靭性が劣化することから、その添加量は0
.60〜2.0%とする。
ALは、製鋼時の脱酸元素として有用であり、少なくと
も0.005%の添加が必要である.一方、0.060
%を超えて過多に添加すると酸化物系介在物が増加し、
靭性が劣化する.このため、その添加量は0.005〜
0.060%とする.Nbは、適正な鋼片加熱条件下で
調中に固溶して存在することによって、制御圧延後の加
速冷却過程におけるフエライト変態の進行を抑制する所
謂焼入性向上効果を発揮し、強度上昇に有効に作用する
。この効果を得るためには、少なくとも0.005%の
添加が必要であり、一方、0. 025%を超えて過多
に添加すると溶接継手部の靭性が劣化することから、そ
の添加量はo.oos〜0.025%とずる以上が本発
明において使用される鋼の基本戊分てあるが、必要に応
して、Ni, Cu, V , Tiの内から選んだ1
[+または2種以上を添加し、後述するように、さらに
性能の改善を図ることができる.Niは、溶接性を損な
うことなしに母材の強度と靭性を向上させる元素である
.この効果を得るためには、少なくとも0.05%以上
の添加が必要であるが、一方、高価な元素であるため上
限を1.0%とする. Cuは、Niと同様な効果を有する元素であり、この効
果を得るためには、少なくとも0.05%以上の添加が
必要であるが、過多に添加すると熱間脆性を生じ製品表
面に欠陥が発生する。このため、その添加量は0.05
〜0.50%とする.■は、強度および靭性を向上さ吐
る元素である.この効果を得るためには、少なくとも0
.01%以上の添加が必要であり、一方、過多に添加す
ると溶接継手部の靭性が著しく劣化することから、その
添加量は0.01〜0.60%とする。
も0.005%の添加が必要である.一方、0.060
%を超えて過多に添加すると酸化物系介在物が増加し、
靭性が劣化する.このため、その添加量は0.005〜
0.060%とする.Nbは、適正な鋼片加熱条件下で
調中に固溶して存在することによって、制御圧延後の加
速冷却過程におけるフエライト変態の進行を抑制する所
謂焼入性向上効果を発揮し、強度上昇に有効に作用する
。この効果を得るためには、少なくとも0.005%の
添加が必要であり、一方、0. 025%を超えて過多
に添加すると溶接継手部の靭性が劣化することから、そ
の添加量はo.oos〜0.025%とずる以上が本発
明において使用される鋼の基本戊分てあるが、必要に応
して、Ni, Cu, V , Tiの内から選んだ1
[+または2種以上を添加し、後述するように、さらに
性能の改善を図ることができる.Niは、溶接性を損な
うことなしに母材の強度と靭性を向上させる元素である
.この効果を得るためには、少なくとも0.05%以上
の添加が必要であるが、一方、高価な元素であるため上
限を1.0%とする. Cuは、Niと同様な効果を有する元素であり、この効
果を得るためには、少なくとも0.05%以上の添加が
必要であるが、過多に添加すると熱間脆性を生じ製品表
面に欠陥が発生する。このため、その添加量は0.05
〜0.50%とする.■は、強度および靭性を向上さ吐
る元素である.この効果を得るためには、少なくとも0
.01%以上の添加が必要であり、一方、過多に添加す
ると溶接継手部の靭性が著しく劣化することから、その
添加量は0.01〜0.60%とする。
?+は、鋼中で微細なT+Nとして存在することにより
、鋼片加熱時にオーステナイト粒の粗大化を抑制し靭性
向上に寄与すると同時に、大入熱溶接時の継手熱影響部
の靭性を向上させる。この効果を得るためには、少なく
ともo.oos%以上の添加が必要であり、一方、0.
020%を超えて過多に添加すると、粗大なTiNが
多く生威し母材靭性を劣化させることから、その添加量
は0.005〜0.020%とする。
、鋼片加熱時にオーステナイト粒の粗大化を抑制し靭性
向上に寄与すると同時に、大入熱溶接時の継手熱影響部
の靭性を向上させる。この効果を得るためには、少なく
ともo.oos%以上の添加が必要であり、一方、0.
020%を超えて過多に添加すると、粗大なTiNが
多く生威し母材靭性を劣化させることから、その添加量
は0.005〜0.020%とする。
(実施例)
本発明のtars.は上記の通りであるが、以下に実施
例について説明する. 供試鋼板は第1表に示す化学威分を有する鋼を常法によ
り溶製、鋳造し、得られた鋼片を第2表に示す加熱、圧
延、冷却条件にしたがい板厚l6一一に仕上げたもので
ある. これらの鋼板から試験片を採取し、引張試験およブ2m
+wVノノチシャルピー衝撃試験を行った。それらの結
果を第3表に示す。
例について説明する. 供試鋼板は第1表に示す化学威分を有する鋼を常法によ
り溶製、鋳造し、得られた鋼片を第2表に示す加熱、圧
延、冷却条件にしたがい板厚l6一一に仕上げたもので
ある. これらの鋼板から試験片を採取し、引張試験およブ2m
+wVノノチシャルピー衝撃試験を行った。それらの結
果を第3表に示す。
第1表には本発明法および比較法の化学威分、Ceqを
、第2表には加熱、圧延、冷却条件およびNb固溶温度
を、第3表には引張試験および2+mmVノンチシャル
ピー衝撃試験結果をそれぞれ示す。
、第2表には加熱、圧延、冷却条件およびNb固溶温度
を、第3表には引張試験および2+mmVノンチシャル
ピー衝撃試験結果をそれぞれ示す。
(以下余白)
第3表
1抛M湖反の磯熾均性質
第1表の鋼種A.B,C.Eは本発明法の、鋼種Dは比
較法の化学威分をしめす. 本発明法で製造した供試鋼阪A−1,B−5、C−8、
E−12、13ハ、第3′s.ニ示スヨウニ、何れも6
0kgf/mm2以上の引張強さを有レ、靭性も優れた
値を示している. これらに対して、比較法A−2、B−7は、鋼片加熱に
おいて、鋼片中心部の加熱時間が0分のため、Nbの固
熔が不充分となり引張強さ5よ60kgf/am”未膚
となっている。
較法の化学威分をしめす. 本発明法で製造した供試鋼阪A−1,B−5、C−8、
E−12、13ハ、第3′s.ニ示スヨウニ、何れも6
0kgf/mm2以上の引張強さを有レ、靭性も優れた
値を示している. これらに対して、比較法A−2、B−7は、鋼片加熱に
おいて、鋼片中心部の加熱時間が0分のため、Nbの固
熔が不充分となり引張強さ5よ60kgf/am”未膚
となっている。
比較法A−3は鋼片加熱温度がl230℃と本発明法の
限定範四よりち高めに外れているため、引張強さは高い
ものの靭性は低下している。
限定範四よりち高めに外れているため、引張強さは高い
ものの靭性は低下している。
比較法A−4、B−6は鋼片加熱温度が1000℃と本
発明法の限定範四よりも低めに外れているため、Nbの
固溶が不充分となり、引張強さは60kgf/mm”未
満となっている。
発明法の限定範四よりも低めに外れているため、Nbの
固溶が不充分となり、引張強さは60kgf/mm”未
満となっている。
比較法C−9;よ850℃以下の圧下率が40%と本発
明法の限定範四よりち低めに外れているため、本発明法
の靭性と比較して低下りでいる。
明法の限定範四よりち低めに外れているため、本発明法
の靭性と比較して低下りでいる。
比較法D−10,11は、Nbの添加量が0.003%
と本発明法の限定範囲よりも低めに外れているため、製
造条件は本発明法を満足しているものの、必要な固溶N
bが存在せず、このため、引張強さ、靭性とも低下して
いる. 以上の実施例からも明らかなように、本発明に係わる低
温靭性に優れた高張力鋼の製造方法は、Nbを有効に活
用することによって、靭性と強度とを兼ね備えた高張力
鋼を製造することが可能である。
と本発明法の限定範囲よりも低めに外れているため、製
造条件は本発明法を満足しているものの、必要な固溶N
bが存在せず、このため、引張強さ、靭性とも低下して
いる. 以上の実施例からも明らかなように、本発明に係わる低
温靭性に優れた高張力鋼の製造方法は、Nbを有効に活
用することによって、靭性と強度とを兼ね備えた高張力
鋼を製造することが可能である。
なお、上記実施例は厚鋼板の製造方法についてのもので
あるが、本発明は他の鋼製品、例えば条鋼、形鋼の製造
にも適応し得ることはいうまでもない。
あるが、本発明は他の鋼製品、例えば条鋼、形鋼の製造
にも適応し得ることはいうまでもない。
(発明の効果)
以上説明したように、本発明に係わる低温靭性に優れた
高張力鋼の製造方法は、Nbを有効に活用することによ
って、低温靭性の優れた60kgf/am”級以。Eの
非:JJ′it高張力鋼を効率よく製造できるという優
れた効果を有するものである. 4.ll;21面の簡単な説明 第1図:よ鋼片中心部の加熱時間が引張強さと靭性にお
よぼす影音を示したグラフである。
高張力鋼の製造方法は、Nbを有効に活用することによ
って、低温靭性の優れた60kgf/am”級以。Eの
非:JJ′it高張力鋼を効率よく製造できるという優
れた効果を有するものである. 4.ll;21面の簡単な説明 第1図:よ鋼片中心部の加熱時間が引張強さと靭性にお
よぼす影音を示したグラフである。
Claims (2)
- (1)C:0.01〜0.15%、Si:0.02〜0
.60%、Mn:0.60〜2.0%、Al:0.00
5〜0.060%、Nb:0.005〜0.025%を
含有する鋼片を加熱圧延するに際し、鋼片中心部を下記
[1]式で計算される温度T℃〜(T+50)℃の範囲
に、30〜60分間加熱した後、この鋼片を850℃以
下で50%以上の圧下率で圧延し、(Ar_3変態点−
30)℃〜(Ar_3変態点+50)℃の温度範囲で圧
延を終了し、その後2〜20℃/secの冷却速度で4
00〜600℃の温度範囲まで加速冷却することを特徴
とする低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法。 ▲数式、化学式、表等があります▼ ・・・・・・・・・・・・[1] - (2)Cu:0.05〜0.50%、Ni:0.05〜
1.0%、V:0.01〜0.06%、Ti:0.00
5〜0.020%の内から選んだ1種または2種以上を
含有する請求項(1)の製造方法
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19020689A JPH0356617A (ja) | 1989-07-21 | 1989-07-21 | 低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19020689A JPH0356617A (ja) | 1989-07-21 | 1989-07-21 | 低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0356617A true JPH0356617A (ja) | 1991-03-12 |
Family
ID=16254230
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP19020689A Pending JPH0356617A (ja) | 1989-07-21 | 1989-07-21 | 低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0356617A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007317661A (ja) * | 2006-05-22 | 2007-12-06 | New Power Plasma Co Ltd | プラズマ反応器 |
-
1989
- 1989-07-21 JP JP19020689A patent/JPH0356617A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007317661A (ja) * | 2006-05-22 | 2007-12-06 | New Power Plasma Co Ltd | プラズマ反応器 |
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