JPH0756046B2 - 含ｂ鋼の製造方法 - Google Patents
含ｂ鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH0756046B2 JPH0756046B2 JP1201909A JP20190989A JPH0756046B2 JP H0756046 B2 JPH0756046 B2 JP H0756046B2 JP 1201909 A JP1201909 A JP 1201909A JP 20190989 A JP20190989 A JP 20190989A JP H0756046 B2 JPH0756046 B2 JP H0756046B2
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- Japan
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- steel
- containing steel
- crystal grains
- tin
- rolling
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は含Ｂ鋼の製造方法に関し、特に熱処理時におい
てオーステナイト結晶粒の粗大化を招かず、安定した品
質を与えることのできる含Ｂ鋼の製造方法に関するもの
である。
てオーステナイト結晶粒の粗大化を招かず、安定した品
質を与えることのできる含Ｂ鋼の製造方法に関するもの
である。
［従来の技術］ 含Ｂ鋼は微量のＢを添加することによって焼入性を改善
した鋼材であるが、Ｂの上記作用を有効に発揮させるに
はオーステナイト化時にＢをフリーな状態で存在させる
必要がある。このため含Ｂ鋼にTiを添加し、ＮをTiで固
定することによってBNの析出を抑制し、Ｂによる焼入性
改善効果を確保する様にしている。またTi添加は結晶粒
の微細化にも寄与すると考えられている。
した鋼材であるが、Ｂの上記作用を有効に発揮させるに
はオーステナイト化時にＢをフリーな状態で存在させる
必要がある。このため含Ｂ鋼にTiを添加し、ＮをTiで固
定することによってBNの析出を抑制し、Ｂによる焼入性
改善効果を確保する様にしている。またTi添加は結晶粒
の微細化にも寄与すると考えられている。
この様な含Ｂ鋼製品を得るに当たってまず断面サイズの
大きいブルームや鋼塊とし、その後1150℃以上の均熱炉
で加熱してビレットに分塊され、更に該ビレットを1000
〜1250℃に再加熱して圧延し、線材や棒材とするのが一
般的である。
大きいブルームや鋼塊とし、その後1150℃以上の均熱炉
で加熱してビレットに分塊され、更に該ビレットを1000
〜1250℃に再加熱して圧延し、線材や棒材とするのが一
般的である。
尚省エネルギーの観点から圧延時の鋼材加熱温度を950
〜1150℃程度とする低温加熱法も提案され、近時実施さ
れつつある。
〜1150℃程度とする低温加熱法も提案され、近時実施さ
れつつある。
Ｃを0.25〜0.45％含む含Ｂ鋼は熱処理によって強度が高
められるため、高強度が要求されるボルト等の機械部品
に使用されるが、機械部品の製造工程では、前記圧延材
（線材や30φ以下の細径棒鋼）を冷間鍛造し、ボルト等
に成形した後焼入れ、焼もどし処理するのが一般的であ
る。また浸炭用の含Ｂ鋼はＣ量が0.1〜0.25％と少なく
従って低硬度であるから、圧延によって線材や棒材とし
た後、浸炭処理によって表面硬化した状態で使用するの
が一般的である。尚浸炭用含Ｂ鋼においては、900〜950
℃のオーステナイト温度領域で約３時間程度浸炭加熱さ
れた後焼入れされる。
められるため、高強度が要求されるボルト等の機械部品
に使用されるが、機械部品の製造工程では、前記圧延材
（線材や30φ以下の細径棒鋼）を冷間鍛造し、ボルト等
に成形した後焼入れ、焼もどし処理するのが一般的であ
る。また浸炭用の含Ｂ鋼はＣ量が0.1〜0.25％と少なく
従って低硬度であるから、圧延によって線材や棒材とし
た後、浸炭処理によって表面硬化した状態で使用するの
が一般的である。尚浸炭用含Ｂ鋼においては、900〜950
℃のオーステナイト温度領域で約３時間程度浸炭加熱さ
れた後焼入れされる。
［発明が解決しようとする課題］ ところがTi添加含Ｂ鋼はTiN等のTi系析出物が鋼中に溶
け込まずに凝集して粗大化する傾向があり、浸炭時や焼
入れ時にオーステナイト結晶粒が粗大化し易く、製品の
焼入れ歪や靱性劣化等を招くという問題がある。
け込まずに凝集して粗大化する傾向があり、浸炭時や焼
入れ時にオーステナイト結晶粒が粗大化し易く、製品の
焼入れ歪や靱性劣化等を招くという問題がある。
オーステナイト結晶粒の粗大化を防止する手段として、
一般的な鋼ではAlとＮの量を適当量配合しつつこれらを
圧延前の加熱によって固溶させ、圧延後にAlNの微細析
出物を均一に分散させることが行なわれている。
一般的な鋼ではAlとＮの量を適当量配合しつつこれらを
圧延前の加熱によって固溶させ、圧延後にAlNの微細析
出物を均一に分散させることが行なわれている。
しかしながら含Ｂ鋼では、上述した様にＢによる焼入性
を確保する為にTiが添加されており、析出するTiNは非
常に安定な物質であるので圧延前の加熱でこれを完全い
固溶させることは不可能であり、圧延前の加熱で固溶す
る方法によってオーステナイト結晶粒の粗大化を防止す
ることはできない。
を確保する為にTiが添加されており、析出するTiNは非
常に安定な物質であるので圧延前の加熱でこれを完全い
固溶させることは不可能であり、圧延前の加熱で固溶す
る方法によってオーステナイト結晶粒の粗大化を防止す
ることはできない。
本発明はこうした事情に着目してなされたものであっ
て、その目的は、浸炭や焼入れ後も微細な結晶粒組織を
保持し得るような含Ｂ鋼を製造する方法を提供しようと
するものであり、これによって安定した品質の含Ｂ鋼を
得ようとするものである。
て、その目的は、浸炭や焼入れ後も微細な結晶粒組織を
保持し得るような含Ｂ鋼を製造する方法を提供しようと
するものであり、これによって安定した品質の含Ｂ鋼を
得ようとするものである。
［課題を解決する為の手段］ 上記目的を達成し得た本発明方法とは、 C :0.1〜0.45％ Si:0.05〜0.5％ Mn:0.5〜２％ Ti:0.02〜0.05％ B :0.0006〜0.003％ N :0.002〜0.008％ Al:0.01〜0.05％ を含有し且つTi/N（重量％比）が４以上である溶鋼を、
凝固開始から750℃までの平均冷却速度が0.4℃／秒以上
の条件で連続鋳造し、得られた鋳片を均熱化処理するこ
となく800〜950℃で加熱・圧延する点に要旨を有する含
Ｂ鋼の製造方法である。
凝固開始から750℃までの平均冷却速度が0.4℃／秒以上
の条件で連続鋳造し、得られた鋳片を均熱化処理するこ
となく800〜950℃で加熱・圧延する点に要旨を有する含
Ｂ鋼の製造方法である。
［作用］ 本発明者らは、Ti添加含Ｂ鋼の特性について検討したと
ころ次の様な着想が得られた。
ころ次の様な着想が得られた。
TiNは上述した様に安定な物質であるので、従来のA
lN型鋼と異なり圧延条件を適切に設定するだけでは改善
できない。即ち一旦析出したTiNは通常の手段ではそれ
以上細かくすることが不可能である。従って、析出する
時点でのTiN粒子をできるだけ微細にし、且つその後に
凝集して該粒子が大きく成長するのを阻止する必要があ
る。
lN型鋼と異なり圧延条件を適切に設定するだけでは改善
できない。即ち一旦析出したTiNは通常の手段ではそれ
以上細かくすることが不可能である。従って、析出する
時点でのTiN粒子をできるだけ微細にし、且つその後に
凝集して該粒子が大きく成長するのを阻止する必要があ
る。
TiNは、溶鋼の凝固開始時点からオーステナイト高
温領域で析出し始める。従ってTiNの析出を極力低減す
る為に、この温度領域の通過条件を適切に制御する必要
がある。
温領域で析出し始める。従ってTiNの析出を極力低減す
る為に、この温度領域の通過条件を適切に制御する必要
がある。
従来法では、分塊時に高温加熱しているが、この様
な条件では既に析出しているTiNが凝集する傾向を示
す。また、圧延時の加熱においてもTiN粒子の凝集が進
行し易い。従って、TiNの凝集を阻止するという観点か
らすれば、高温加熱をできるだけ省略し、また圧延時の
加熱温度を極力低減する必要がある。
な条件では既に析出しているTiNが凝集する傾向を示
す。また、圧延時の加熱においてもTiN粒子の凝集が進
行し易い。従って、TiNの凝集を阻止するという観点か
らすれば、高温加熱をできるだけ省略し、また圧延時の
加熱温度を極力低減する必要がある。
本発明者らは、上記着想のもとで更に鋭意研究を進め
た。
た。
まずTiNを微細に析出させるには、溶鋼凝固開始時点か
らオーステナイト領域を通過するまでをできるだけ早く
冷却する必要があると考えた。従来のブルーム連鋳では
平均冷却速度が0.15℃／秒程度であったが、サイズの小
さいビレット連鋳であれば0.4〜0.8℃／秒の平均冷却速
度が達成できる。そして本発明者らが検討したところに
よると、凝固開始から750℃までの冷却速度が0.4℃／秒
以上となる様に連続鋳造すれば、TiNの析出を微細にで
きることが分かった。
らオーステナイト領域を通過するまでをできるだけ早く
冷却する必要があると考えた。従来のブルーム連鋳では
平均冷却速度が0.15℃／秒程度であったが、サイズの小
さいビレット連鋳であれば0.4〜0.8℃／秒の平均冷却速
度が達成できる。そして本発明者らが検討したところに
よると、凝固開始から750℃までの冷却速度が0.4℃／秒
以上となる様に連続鋳造すれば、TiNの析出を微細にで
きることが分かった。
また上記ビレット連鋳によれば、分塊せずとも連続鋳造
後に製品に圧延できることから、通常行なわれる分塊前
の均熱処理を行なわなくて済み、これによって析出TiN
の凝集が阻止される。
後に製品に圧延できることから、通常行なわれる分塊前
の均熱処理を行なわなくて済み、これによって析出TiN
の凝集が阻止される。
次に、圧延時の加熱による凝集を阻止するには加熱温度
をできるだけ低く設定すればよいと考えた。そして本発
明者らが検討したところによると、通常の加熱温度（10
00〜1250℃）に比較して低目の温度である800〜950℃に
加熱してから圧延すれば、加熱によるTiNの凝集を極力
低減できることが判明した。即ち、省エネルギー対策等
の観点から加熱温度を950〜1150℃程度にすることは既
に指摘した通りであるが、この温度範囲ではTiNの凝集
は依然として進行し易く、この凝集の進行を低減するに
は圧延時の加熱温度を更に低くして800〜950℃程度にす
ることが極めて有効であることが判明した。但し、該加
熱温度を800℃未満にすることは、圧延中に表面割れ発
生という不都合が生じる。
をできるだけ低く設定すればよいと考えた。そして本発
明者らが検討したところによると、通常の加熱温度（10
00〜1250℃）に比較して低目の温度である800〜950℃に
加熱してから圧延すれば、加熱によるTiNの凝集を極力
低減できることが判明した。即ち、省エネルギー対策等
の観点から加熱温度を950〜1150℃程度にすることは既
に指摘した通りであるが、この温度範囲ではTiNの凝集
は依然として進行し易く、この凝集の進行を低減するに
は圧延時の加熱温度を更に低くして800〜950℃程度にす
ることが極めて有効であることが判明した。但し、該加
熱温度を800℃未満にすることは、圧延中に表面割れ発
生という不都合が生じる。
以上の研究成果に基づき更に検討した結果、成分組成を
適切に設定したTi添加含Ｂ鋼を用い、上記条件を踏まえ
つつ製造すれば、熱処理時におけるオーステナイト結晶
粒の粗大化を招かない含Ｂ鋼が実現できることが判明
し、既述の構成を採用すれば本発明の目的が見事に達成
され得ることを見出すに至り、ここに本発明を完成し
た。
適切に設定したTi添加含Ｂ鋼を用い、上記条件を踏まえ
つつ製造すれば、熱処理時におけるオーステナイト結晶
粒の粗大化を招かない含Ｂ鋼が実現できることが判明
し、既述の構成を採用すれば本発明の目的が見事に達成
され得ることを見出すに至り、ここに本発明を完成し
た。
Ti添加含Ｂ鋼における各成分組成の限定理由は次の通り
である。
である。
C:0.1〜0.45％ Ｃは強度付与元素であり、0.1％未満では必要な強度が
得られない。一方0.45％を超えると焼入れ後の靱性が低
下すると共に焼割れが発生する。但し、含Ｂ鋼を浸炭用
鋼として用いる場合は、Ｃ量はできるだけ抑える必要が
あり、0.25％程度以下にすべきである。またこのことは
浸炭用鋼としては用いない場合は、強度保証という観点
からしてＣ量は多くなってもよいことを意味し、0.25％
以上であることが好ましい。
得られない。一方0.45％を超えると焼入れ後の靱性が低
下すると共に焼割れが発生する。但し、含Ｂ鋼を浸炭用
鋼として用いる場合は、Ｃ量はできるだけ抑える必要が
あり、0.25％程度以下にすべきである。またこのことは
浸炭用鋼としては用いない場合は、強度保証という観点
からしてＣ量は多くなってもよいことを意味し、0.25％
以上であることが好ましい。
Si:0.05〜0.5％ Siは脱酸剤として使用され、その効果を発揮させる為に
は0.05％以上の添加が必要である。一方多過ぎると延性
や冷間加工性が悪くなるので上限は0.5％とした。
は0.05％以上の添加が必要である。一方多過ぎると延性
や冷間加工性が悪くなるので上限は0.5％とした。
Mn:0.5〜２％ Mnは脱酸・脱硫剤および焼入性向上元素として使用さ
れ、その効果を発揮させる為には0.5％以上の添加が必
要である。しかし多過ぎると偏析による組織の不均一が
生じ、焼入れ後の靱性も悪くなるので添加量は2.0％以
下にする必要がある。
れ、その効果を発揮させる為には0.5％以上の添加が必
要である。しかし多過ぎると偏析による組織の不均一が
生じ、焼入れ後の靱性も悪くなるので添加量は2.0％以
下にする必要がある。
Ti:0.02〜0.05％ ［但しTi/N（重量％比）≧４］ 上述した様に、TiはＢの焼入性効果を確保する為の必要
元素であり、また結晶粒の微細化にも寄与する必要があ
る。Ｎを固定してＢの焼入性効果を発揮させる為には、
Ｎの４倍以上のTiが必要である。また結晶粒の微細化の
為には、少なくとも0.02％以上添加する必要がある。し
かし0.05％を超えて添加するとTiN粒子自体が大きくな
って結晶粒の微細化効果が発揮されず、かえって鋼材の
疲労性や靱性を低下させる。
元素であり、また結晶粒の微細化にも寄与する必要があ
る。Ｎを固定してＢの焼入性効果を発揮させる為には、
Ｎの４倍以上のTiが必要である。また結晶粒の微細化の
為には、少なくとも0.02％以上添加する必要がある。し
かし0.05％を超えて添加するとTiN粒子自体が大きくな
って結晶粒の微細化効果が発揮されず、かえって鋼材の
疲労性や靱性を低下させる。
B:0.0006〜0.003％ Ｂは微量の添加で焼入性を向上させる元素である。その
効果を発揮させる為には0.0006％以上の添加が必要であ
るが、0.003％を超えて添加しても効果が飽和するばか
りか、かえって靱性や加工性を悪くする。
効果を発揮させる為には0.0006％以上の添加が必要であ
るが、0.003％を超えて添加しても効果が飽和するばか
りか、かえって靱性や加工性を悪くする。
N:0.002〜0.008％ Ｂの焼入れ性効果を確保する為にはＮはできるだけ少な
い方がよい。しかしながらTiNの形成によって再結粒の
粗大化を防止するという観点からすれば必要不可欠な元
素である。その効果を発揮させる為には0.002％以上添
加する必要があるが、あまり多く添加すると粒径の大き
いTiNが成形し易くなり、鋼材の靱性や疲労特性に悪影
響を及ぼすので上限は0.008％とする必要がある。
い方がよい。しかしながらTiNの形成によって再結粒の
粗大化を防止するという観点からすれば必要不可欠な元
素である。その効果を発揮させる為には0.002％以上添
加する必要があるが、あまり多く添加すると粒径の大き
いTiNが成形し易くなり、鋼材の靱性や疲労特性に悪影
響を及ぼすので上限は0.008％とする必要がある。
Al:0.01〜0.50％ Alは脱酸剤として使用され、十分な脱酸を行なう為には
0.01％以上の添加が必要である。しかしながら多過ぎる
と圧延中に鋼材表面に割れが入りやすくなるので、0.05
％以下に抑える必要がある。
0.01％以上の添加が必要である。しかしながら多過ぎる
と圧延中に鋼材表面に割れが入りやすくなるので、0.05
％以下に抑える必要がある。
以上の元素は本発明に係る含Ｂ鋼における必須成分であ
るが、必要に応じてCrやMoを適当量添加してもよい。こ
れらの元素は焼入性改善や強度向上の点で有効である
が、あまり多く添加することは延性や冷間加工性をかえ
って悪くするので、Crは１％以下、Moは0.5％以下とす
べきである。
るが、必要に応じてCrやMoを適当量添加してもよい。こ
れらの元素は焼入性改善や強度向上の点で有効である
が、あまり多く添加することは延性や冷間加工性をかえ
って悪くするので、Crは１％以下、Moは0.5％以下とす
べきである。
以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下
記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・
後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明
の技術的範囲に含まれるものである。
記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・
後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明
の技術的範囲に含まれるものである。
［実施例］ 実施例１ 第１表に示す化学成分を有する供試材を用い、第２表に
示す製造条件にて浸炭用含Ｂ鋼を製造し、これらの鋼材
の浸炭処理後（930℃×３時間）のオーステナイト結晶
粒度を調査した。尚このときの結晶粒度は、JIS G 0551
に準拠して測定した値である。
示す製造条件にて浸炭用含Ｂ鋼を製造し、これらの鋼材
の浸炭処理後（930℃×３時間）のオーステナイト結晶
粒度を調査した。尚このときの結晶粒度は、JIS G 0551
に準拠して測定した値である。
その結果は第２表に併記する。
第２表から、次の様に考察できる。
本発明で規定する要件を満足する実施例（No.1〜３）に
ついては930℃で３時間の浸炭処理によっても結晶粒の
粗大化は認められず、極めて微細な結晶粒になってい
た。
ついては930℃で３時間の浸炭処理によっても結晶粒の
粗大化は認められず、極めて微細な結晶粒になってい
た。
No.4は鋳片の平均冷却速度の遅い従来のブルーム連鋳に
て製造したものであるが、均熱と分塊工程があるので浸
炭処理によって結晶粒の粗大化が認められた。
て製造したものであるが、均熱と分塊工程があるので浸
炭処理によって結晶粒の粗大化が認められた。
No.5はTiおよびＮが少ないので、浸炭処理によって結晶
粒の粗大化が認められた。
粒の粗大化が認められた。
No.6は鋳片の平均冷却速度は早いが、圧延前に均熱処理
を行なったので、浸炭処理によってオーステナイト結晶
粒は部分的に粗大になり、混粒状態となっていた。
を行なったので、浸炭処理によってオーステナイト結晶
粒は部分的に粗大になり、混粒状態となっていた。
No.7は圧延時の加熱温度を高くしたものであるが、オー
ステナイト結晶粒は粗大化し混粒状態となっていた。即
ちAlN型の浸炭用鋼であれば、No.7の製造条件で結晶粒
粗大化が阻止できるが、Ti添加含Ｂ鋼ではこの様な条件
では結晶粒粗大化は阻止できないのである。
ステナイト結晶粒は粗大化し混粒状態となっていた。即
ちAlN型の浸炭用鋼であれば、No.7の製造条件で結晶粒
粗大化が阻止できるが、Ti添加含Ｂ鋼ではこの様な条件
では結晶粒粗大化は阻止できないのである。
実施例２ 第３表に示す化学成分を有する供試材を用い、第４表に
示す製造条件で含Ｂ鋼線材（17mmφ）を製造し、これら
の線材を圧延材のままで70％の冷間鍛造加工を施した
後、第４表に示す熱処理（850,900,950×１時間）を行
ない、水冷後オーステナイト結晶粒度を実施例１と同様
にして調査した。
示す製造条件で含Ｂ鋼線材（17mmφ）を製造し、これら
の線材を圧延材のままで70％の冷間鍛造加工を施した
後、第４表に示す熱処理（850,900,950×１時間）を行
ない、水冷後オーステナイト結晶粒度を実施例１と同様
にして調査した。
その結果を第４表に併記する。
第４表から、次の様に考察できる。
本発明で規定する要件を満足する実施例（No.8,9）につ
いては850〜950℃で１時間の熱処理によっても結晶粒の
粗大化は認められず、極めて微細な結晶粒になってい
た。
いては850〜950℃で１時間の熱処理によっても結晶粒の
粗大化は認められず、極めて微細な結晶粒になってい
た。
No.10は鋳片の平均冷却速度は早いが、圧延前に均熱処
理を行なったので、熱処理によってオーステナイト結晶
粒は部分的に粗大になり、混粒状態となっていた。
理を行なったので、熱処理によってオーステナイト結晶
粒は部分的に粗大になり、混粒状態となっていた。
No.11は圧延加熱温度を高くしたものであるが、850℃の
熱処理では細粒であるものの900℃以上の熱処理では粗
大化している。
熱処理では細粒であるものの900℃以上の熱処理では粗
大化している。
No.12は鋳片の平均冷却速度の遅い従来のブルーム連鋳
にて製造したものであるが、均熱と分塊工程があるので
900℃以上の熱処理によって結晶粒の粗大化が認められ
た。
にて製造したものであるが、均熱と分塊工程があるので
900℃以上の熱処理によって結晶粒の粗大化が認められ
た。
No.13はTiおよびＮが少ないので、850℃以上の熱処理に
よって結晶粒の粗大化が認められた。
よって結晶粒の粗大化が認められた。
［発明の効果］ 以上述べた如く本発明方法によれば、熱処理後もオース
テナイト結晶粒の粗大化を起こさず、均質で微細な結晶
組織の含Ｂ鋼が得られた。
テナイト結晶粒の粗大化を起こさず、均質で微細な結晶
組織の含Ｂ鋼が得られた。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (1)
- 【請求項１】C :0.1〜0.45％（重量％の意味、以下同
じ） Si:0.05〜0.5％ Mn:0.5〜２％ Ti:0.02〜0.05％ B :0.0006〜0.003％ N :0.002〜0.008％ Al:0.01〜0.05％ を含有し且つTi/N（重量％比）が４以上である溶鋼を、
凝固開始温度から750℃までの平均冷却速度を0.4℃／秒
以上の条件で連続鋳造し、得られた鋳片を均熱化処理す
ることなく800〜950℃で加熱・圧延することを特徴とす
る含Ｂ鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8941289 | 1989-04-08 | ||
| JP1-89412 | 1989-04-08 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0347918A JPH0347918A (ja) | 1991-02-28 |
| JPH0756046B2 true JPH0756046B2 (ja) | 1995-06-14 |
Family
ID=13969932
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1201909A Expired - Fee Related JPH0756046B2 (ja) | 1989-04-08 | 1989-08-02 | 含ｂ鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0756046B2 (ja) |
Cited By (1)
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|---|---|---|---|---|
| CN1327023C (zh) * | 2002-03-29 | 2007-07-18 | 住友金属工业株式会社 | 低合金钢 |
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| JP4734536B2 (ja) * | 2004-08-31 | 2011-07-27 | 金沢 龍太 | クリップ及びクリップケース |
| JP2011246804A (ja) | 2010-04-30 | 2011-12-08 | Nippon Steel Corp | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
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| US20190256957A1 (en) | 2016-09-28 | 2019-08-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel |
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-
1989
- 1989-08-02 JP JP1201909A patent/JPH0756046B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0347918A (ja) | 1991-02-28 |
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