JPH05239528A - 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法 - Google Patents
大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法Info
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- JPH05239528A JPH05239528A JP4275492A JP4275492A JPH05239528A JP H05239528 A JPH05239528 A JP H05239528A JP 4275492 A JP4275492 A JP 4275492A JP 4275492 A JP4275492 A JP 4275492A JP H05239528 A JPH05239528 A JP H05239528A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 大入熱溶接の溶接熱影響部において、靭性の
優れた鋼材の製造方法を得る。 【構成】 Ａｌ量が一定以下の溶鋼をＴｉで脱酸した後
にＡｌを添加し、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｎ及びＢを特定
量とした溶鋼を鋳造後圧延することにより析出物を増加
させ、大入熱溶接熱影響部の組織を微細化することによ
り靭性を向上させる。 【効果】 大入熱溶接の溶接熱影響部において、−６０
℃でのシャルピー衝撃試験において５０Ｊ以上の優れた
靭性を示す鋼板が得られる。
優れた鋼材の製造方法を得る。 【構成】 Ａｌ量が一定以下の溶鋼をＴｉで脱酸した後
にＡｌを添加し、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｎ及びＢを特定
量とした溶鋼を鋳造後圧延することにより析出物を増加
させ、大入熱溶接熱影響部の組織を微細化することによ
り靭性を向上させる。 【効果】 大入熱溶接の溶接熱影響部において、−６０
℃でのシャルピー衝撃試験において５０Ｊ以上の優れた
靭性を示す鋼板が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、大入熱溶接を適用した
溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の靭性に優れた低温
用鋼材の製造方法に関するものである。
溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の靭性に優れた低温
用鋼材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は厳しさを増しており、破壊がもたらす被害の
大きさ及び社会不安の大きさから、鋼材自身の靭性と同
時に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。例
えば、−５０℃の液化ガスを貯蔵するタンク用鋼材に対
するＨＡＺの靭性の要求値として、−６０℃におけるシ
ャルピー試験において測定される吸収エネルギーが５０
Ｊ以上であることが求められつつある。また北極海で使
用される海洋構造物や砕氷船等でも、−６０℃での使用
環境での靭性保証が要求されつつある。
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は厳しさを増しており、破壊がもたらす被害の
大きさ及び社会不安の大きさから、鋼材自身の靭性と同
時に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。例
えば、−５０℃の液化ガスを貯蔵するタンク用鋼材に対
するＨＡＺの靭性の要求値として、−６０℃におけるシ
ャルピー試験において測定される吸収エネルギーが５０
Ｊ以上であることが求められつつある。また北極海で使
用される海洋構造物や砕氷船等でも、−６０℃での使用
環境での靭性保証が要求されつつある。
【０００３】さらにそのような構造物を建造する際、溶
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接に代表される片面１パス溶接法のような大入熱溶接
法の適用が希望されている。これを受け、大入熱溶接時
の鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は従来から数多くあ
る。例えば、特開昭５８−１１０６５８号公報等に開示
されるように、Ｓ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉの含有量を一定範囲に
規定し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法がある。この方
法は、固溶Ｎによる靭性低下を抑制し、さらにＨＡＺの
粗大オーステナイト粒内に、ＭｎＳを核としてＢ系の析
出物を析出させ、これらの析出物を核としてフェライト
を生成させることにより靭性を向上させる方法であり、
１４００℃以下の温度となるＨＡＺ領域では、非常に良
好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性が得られる。
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接に代表される片面１パス溶接法のような大入熱溶接
法の適用が希望されている。これを受け、大入熱溶接時
の鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は従来から数多くあ
る。例えば、特開昭５８−１１０６５８号公報等に開示
されるように、Ｓ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉの含有量を一定範囲に
規定し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法がある。この方
法は、固溶Ｎによる靭性低下を抑制し、さらにＨＡＺの
粗大オーステナイト粒内に、ＭｎＳを核としてＢ系の析
出物を析出させ、これらの析出物を核としてフェライト
を生成させることにより靭性を向上させる方法であり、
１４００℃以下の温度となるＨＡＺ領域では、非常に良
好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性が得られる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、溶接金属との
境界（溶接ボンド部と称する）近傍の溶接熱影響部は、
１４００℃以上の高温にさらされる。従って溶接ボンド
部近傍では、ＭｎＳの析出核となるＴｉＮが固溶してし
まい、溶接後の冷却中に再析出するがその数は少ない。
そのため溶接ボンド部近傍は、所定の効果が得られにく
く、靭性が低下しやすい。そこで本発明はこれらの現状
を踏まえ、ＴｉＮ−ＭｎＳ−Ｂ系の析出物を用いた成分
系において、溶接ボンド近傍の組織を改善し、前記の大
型溶接構造物のＨＡＺで要求されている靭性を安定して
満足させる低温用鋼材の製造方法を提供することを課題
とするものである。
境界（溶接ボンド部と称する）近傍の溶接熱影響部は、
１４００℃以上の高温にさらされる。従って溶接ボンド
部近傍では、ＭｎＳの析出核となるＴｉＮが固溶してし
まい、溶接後の冷却中に再析出するがその数は少ない。
そのため溶接ボンド部近傍は、所定の効果が得られにく
く、靭性が低下しやすい。そこで本発明はこれらの現状
を踏まえ、ＴｉＮ−ＭｎＳ−Ｂ系の析出物を用いた成分
系において、溶接ボンド近傍の組織を改善し、前記の大
型溶接構造物のＨＡＺで要求されている靭性を安定して
満足させる低温用鋼材の製造方法を提供することを課題
とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は上記の課題を解
決するために、Ａｌ量が０．００３％以下の溶鋼中に最
終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加
して脱酸した後、最終含有量として０．０１０〜０．０
６０％となるＡｌを添加し、その他の成分組成が重量％
で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：≦０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：
０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜
０．００６０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を
含有する溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とする大入熱
溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法を第１
の手段とし、Ａｌ量が０．００３％以下の溶鋼中に最終
含有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加し
て脱酸した後、最終含有量として０．０１０〜０．０６
０％となるＡｌを添加し、その他の成分組成が重量％
で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：≦０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：
０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜
０．００６０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を
基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０％、Ｎｉ：≦１．
０％、Ｎｂ：≦０．０３０％、Ｖ：≦０．１％、Ｃｒ：
≦０．６％、Ｍｏ：≦０．６％の１種または２種以上を
含有する溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とする大入熱
溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法を第２
の手段とする。
決するために、Ａｌ量が０．００３％以下の溶鋼中に最
終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加
して脱酸した後、最終含有量として０．０１０〜０．０
６０％となるＡｌを添加し、その他の成分組成が重量％
で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：≦０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：
０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜
０．００６０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を
含有する溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とする大入熱
溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法を第１
の手段とし、Ａｌ量が０．００３％以下の溶鋼中に最終
含有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加し
て脱酸した後、最終含有量として０．０１０〜０．０６
０％となるＡｌを添加し、その他の成分組成が重量％
で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：≦０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：
０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜
０．００６０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を
基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０％、Ｎｉ：≦１．
０％、Ｎｂ：≦０．０３０％、Ｖ：≦０．１％、Ｃｒ：
≦０．６％、Ｍｏ：≦０．６％の１種または２種以上を
含有する溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とする大入熱
溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法を第２
の手段とする。
【０００６】本発明において、Ａｌ，Ｔｉ，Ｃ，Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｎの限定量とそ
の理由を以下に述べる。Ａｌは、溶鋼中に存在すると溶
存酸素と結合して、溶鋼中の溶存酸素量を下げる。従っ
てＡｌが多量に存在するとＴｉ脱酸時にＴｉ酸化物を得
ることができないため、Ｔｉ添加時はＡｌの含有量を
０．００３％以下とする。またＴｉで脱酸した後は、Ｔ
ｉ酸化物を還元させないために、Ａｌの含有量を０．０
１０〜０．０６０％とする。
Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｎの限定量とそ
の理由を以下に述べる。Ａｌは、溶鋼中に存在すると溶
存酸素と結合して、溶鋼中の溶存酸素量を下げる。従っ
てＡｌが多量に存在するとＴｉ脱酸時にＴｉ酸化物を得
ることができないため、Ｔｉ添加時はＡｌの含有量を
０．００３％以下とする。またＴｉで脱酸した後は、Ｔ
ｉ酸化物を還元させないために、Ａｌの含有量を０．０
１０〜０．０６０％とする。
【０００７】Ｔｉは、Ｔｉ酸化物及びＴｉ窒化物の生成
を目的として添加するため０．００５％を下限とし、添
加量が多すぎると炭化物（ＴｉＣ）を生成して靭性を低
下させるため、０．０２０％を上限とした。
を目的として添加するため０．００５％を下限とし、添
加量が多すぎると炭化物（ＴｉＣ）を生成して靭性を低
下させるため、０．０２０％を上限とした。
【０００８】Ｃは、強度を得るために重要であることか
ら下限を０．０３％とし、鋼材の溶接性のためには低い
ことが望ましいことから０．１５％を上限とした。Ｓｉ
は、溶鋼の予備脱酸のために添加しているが、ＨＡＺの
硬化により靭性が低下するのを防止するために０．５％
を上限とした。Ｍｎは、鋼材の強度を向上する成分とし
て０．５％以上の添加が必要であり、過剰な含有量では
硬化等の原因によりＨＡＺの靭性が低下するため、１．
８％を上限とした。Ｐは、含有量が少ないほど望ましい
が、これを工業的に低下させるためには多大なコストが
かかることから、０．０２０％を上限とした。Ｓは、後
述のようにフェライト変態の核となるＢ析出物の生成核
となるＭｎＳを形成させるため０．００１０％を下限と
し、含有量が多くなると鋼材の異方性や靭性が低下する
ため、０．００５０％を上限とした。Ｎは、後述のよう
にＴｉＮ析出物及びＢ析出物の生成に必要であることか
ら０．００２０％を下限とし、固溶Ｎの増加はＨＡＺ靭
性の低下を招くことから０．００６０％を上限とした。
ら下限を０．０３％とし、鋼材の溶接性のためには低い
ことが望ましいことから０．１５％を上限とした。Ｓｉ
は、溶鋼の予備脱酸のために添加しているが、ＨＡＺの
硬化により靭性が低下するのを防止するために０．５％
を上限とした。Ｍｎは、鋼材の強度を向上する成分とし
て０．５％以上の添加が必要であり、過剰な含有量では
硬化等の原因によりＨＡＺの靭性が低下するため、１．
８％を上限とした。Ｐは、含有量が少ないほど望ましい
が、これを工業的に低下させるためには多大なコストが
かかることから、０．０２０％を上限とした。Ｓは、後
述のようにフェライト変態の核となるＢ析出物の生成核
となるＭｎＳを形成させるため０．００１０％を下限と
し、含有量が多くなると鋼材の異方性や靭性が低下する
ため、０．００５０％を上限とした。Ｎは、後述のよう
にＴｉＮ析出物及びＢ析出物の生成に必要であることか
ら０．００２０％を下限とし、固溶Ｎの増加はＨＡＺ靭
性の低下を招くことから０．００６０％を上限とした。
【０００９】Ｃｕは、鋼材の強度を向上させるために有
効であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させ
ることから、１．０％を上限とした。Ｎｉは、鋼材の強
度及び靭性を向上させるために有効であるが、１．０％
を超えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、１．０％
を上限とした。Ｎｂは、焼入れ性を向上させることによ
り母材の強度及び靭性を向上させるために非常に有効な
元素であるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を
著しく低下させるため、０．０３０％を上限とした。
効であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させ
ることから、１．０％を上限とした。Ｎｉは、鋼材の強
度及び靭性を向上させるために有効であるが、１．０％
を超えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、１．０％
を上限とした。Ｎｂは、焼入れ性を向上させることによ
り母材の強度及び靭性を向上させるために非常に有効な
元素であるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を
著しく低下させるため、０．０３０％を上限とした。
【００１０】Ｖ，Ｃｒ，ＭｏについてもＮｂと同様な効
果を有することから、それぞれ０．１０％，０．６０
％，０．６０％を上限とした。また鋼材の圧延方法にお
いては、当該分野において従来から適用されている方法
を用いてもＨＡＺ靭性に関しては何ら影響を及ぼさない
ため、従来の方法を適用できる。
果を有することから、それぞれ０．１０％，０．６０
％，０．６０％を上限とした。また鋼材の圧延方法にお
いては、当該分野において従来から適用されている方法
を用いてもＨＡＺ靭性に関しては何ら影響を及ぼさない
ため、従来の方法を適用できる。
【００１１】
【作用】本発明は前記従来技術が有する課題を解消する
ために、下記の観察結果及び仮説を基に実験を行った結
果得られた知見を基に構成されたものである。 〈溶接ボンド付近での観察結果〉 Ｂ（ホウ素）系析出物（ＢＮ析出物及びＦｅx （Ｃ
Ｂ）y 析出物）を最外殻に有する複合析出物は、フェラ
イト変態核となる。 Ｂ系析出物内には、ＭｎＳ及びＴｉＮが観察される。 ＴｉＮ中にも、微細なものが観察されることがある。
しかし、この析出物は微細すぎるため、成分の特定がで
きない。 〈析出物に関する仮説〉 ＴｉＮ中の微細なものは酸化物であり、ＴｉＮはこの
微細な酸化物を核にして生成する。 上記の微細な酸化物は溶接ボンド部近傍でも溶解せ
ず、溶接後の冷却中にＴｉＮの析出核となり、ＴｉＮは
その後のＭｎＳ及びＢ系析出物の生成核となる。 上記の結果として、溶接ボンド部近傍の組織が微細化
し、靭性が向上する。そこで本発明者らは、脱酸条件を
検討することによって析出物量を変化させることができ
るとの思想に基づき種々の脱酸実験を行った。その結
果、図１に示すように、Ｔｉで脱酸した後にＡｌを添加
した場合に、Ａｌ脱酸後にＴｉを添加する従来工程に比
べて、溶接ボンド部近傍の析出物の数を著しく増加させ
ることができることを見いだした。
ために、下記の観察結果及び仮説を基に実験を行った結
果得られた知見を基に構成されたものである。 〈溶接ボンド付近での観察結果〉 Ｂ（ホウ素）系析出物（ＢＮ析出物及びＦｅx （Ｃ
Ｂ）y 析出物）を最外殻に有する複合析出物は、フェラ
イト変態核となる。 Ｂ系析出物内には、ＭｎＳ及びＴｉＮが観察される。 ＴｉＮ中にも、微細なものが観察されることがある。
しかし、この析出物は微細すぎるため、成分の特定がで
きない。 〈析出物に関する仮説〉 ＴｉＮ中の微細なものは酸化物であり、ＴｉＮはこの
微細な酸化物を核にして生成する。 上記の微細な酸化物は溶接ボンド部近傍でも溶解せ
ず、溶接後の冷却中にＴｉＮの析出核となり、ＴｉＮは
その後のＭｎＳ及びＢ系析出物の生成核となる。 上記の結果として、溶接ボンド部近傍の組織が微細化
し、靭性が向上する。そこで本発明者らは、脱酸条件を
検討することによって析出物量を変化させることができ
るとの思想に基づき種々の脱酸実験を行った。その結
果、図１に示すように、Ｔｉで脱酸した後にＡｌを添加
した場合に、Ａｌ脱酸後にＴｉを添加する従来工程に比
べて、溶接ボンド部近傍の析出物の数を著しく増加させ
ることができることを見いだした。
【００１２】これらの析出物は、溶接前の鋼材ではＴｉ
Ｎが主体、溶接ボンド部近傍ではＴｉＮ＋ＭｎＳ＋Ｂ系
の析出物が主体であり、図２に示すようにフェライト変
態の核となって組織を微細化する。またＴｉＮ中及びＴ
ｉＮ＋ＭｎＳ＋Ｂ系析出物中には核らしきものが観察さ
れた。この核らしきものは非常に微細であったため成分
の特定はできていないが、Ｔｉ−Ａｌ系の複合酸化物で
あると推定している。
Ｎが主体、溶接ボンド部近傍ではＴｉＮ＋ＭｎＳ＋Ｂ系
の析出物が主体であり、図２に示すようにフェライト変
態の核となって組織を微細化する。またＴｉＮ中及びＴ
ｉＮ＋ＭｎＳ＋Ｂ系析出物中には核らしきものが観察さ
れた。この核らしきものは非常に微細であったため成分
の特定はできていないが、Ｔｉ−Ａｌ系の複合酸化物で
あると推定している。
【００１３】これらの析出物の効果により、上記鋼材の
溶接ボンド部近傍の組織は微細な組織となり、靭性も良
好となる。本発明は、以上の知見に基づく新しい作用の
適用によりなされたもので、これにより本発明の課題を
達成したのである。
溶接ボンド部近傍の組織は微細な組織となり、靭性も良
好となる。本発明は、以上の知見に基づく新しい作用の
適用によりなされたもので、これにより本発明の課題を
達成したのである。
【００１４】
【実施例】表１に、本発明鋼及び比較鋼の成分及び大入
熱溶接でのＨＡＺの靭性を示す。
熱溶接でのＨＡＺの靭性を示す。
【表１】
【００１５】本発明例のＡ，Ｄ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ
は、何れも−６０℃で５０Ｊ以上の優れた特性を示し
た。一方、比較例のＢ，Ｃ，Ｅは、何れも−６０℃で５
０Ｊ未満の低い靭性しか示さなかった。
は、何れも−６０℃で５０Ｊ以上の優れた特性を示し
た。一方、比較例のＢ，Ｃ，Ｅは、何れも−６０℃で５
０Ｊ未満の低い靭性しか示さなかった。
【００１６】
【発明の効果】本発明は、大入熱溶接法を適用した、海
洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型溶接構造物の破壊
に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するもの
であり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大き
く、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献
も非常に大きい。
洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型溶接構造物の破壊
に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するもの
であり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大き
く、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献
も非常に大きい。
【図１】本発明鋼及び従来鋼の溶接ボンド近傍のＴｉＮ
＋ＭｎＳ＋Ｂ系析出物の数の図表である。
＋ＭｎＳ＋Ｂ系析出物の数の図表である。
【図２】本発明鋼の析出物の電子顕微鏡により撮影した
標式図である。
標式図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 米田 剛 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ａｌ量が０．００３％以下の溶鋼中に最
終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加
して脱酸した後、最終含有量として０．０１０〜０．０
６０％となるＡｌを添加し、その他の成分組成が重量％
で、 Ｃ ：０．０３〜０．１５％ Ｓｉ：≦０．５
０％ Ｍｎ：０．５〜１．８０％ Ｐ ：≦０．０
２０％ Ｓ ：０．００１０〜０．００５０％ Ｎ ：０．００
２０〜０．００６０％ Ｂ ：０．０００５〜０．００２０％ を含有する溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とする大入
熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．０％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4275492A JPH05239528A (ja) | 1992-02-28 | 1992-02-28 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4275492A JPH05239528A (ja) | 1992-02-28 | 1992-02-28 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05239528A true JPH05239528A (ja) | 1993-09-17 |
Family
ID=12644792
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4275492A Pending JPH05239528A (ja) | 1992-02-28 | 1992-02-28 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05239528A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20150057998A (ko) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강판 |
-
1992
- 1992-02-28 JP JP4275492A patent/JPH05239528A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20150057998A (ko) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강판 |
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