JPS58161721A - 高張力継目無鋼管の製造方法 - Google Patents
高張力継目無鋼管の製造方法Info
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- JPS58161721A JPS58161721A JP4483682A JP4483682A JPS58161721A JP S58161721 A JPS58161721 A JP S58161721A JP 4483682 A JP4483682 A JP 4483682A JP 4483682 A JP4483682 A JP 4483682A JP S58161721 A JPS58161721 A JP S58161721A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- 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】
本発明は、降伏点ｇ ｏ ｋＶ−以上、抗張力り０ｋｉ
−以上の強度を有する高張力鋼材の製造法に関する。
−以上の強度を有する高張力鋼材の製造法に関する。
従来、前記の強度を有する高張力鋼材は、Ｍ。
をｏ、Ｏｊ −Ｑ／ ０％程度含有したＭｎ＝Ｍａ系又
はＭｎ −０，ｒ −Ｍｏ系の鋼が多く用いられており
、或はＭｎが／、 、２０〜／、 ７０％、 Ｏｒが０
．３０〜７．２０％程度含有したＭｕ −Ｏｒ系の鋼も
一部で使用されている。このような成分系の鋼を素材と
して圧延後焼入、次いで焼戻処理を施して製造されてい
る。
はＭｎ −０，ｒ −Ｍｏ系の鋼が多く用いられており
、或はＭｎが／、 、２０〜／、 ７０％、 Ｏｒが０
．３０〜７．２０％程度含有したＭｕ −Ｏｒ系の鋼も
一部で使用されている。このような成分系の鋼を素材と
して圧延後焼入、次いで焼戻処理を施して製造されてい
る。
しかし、最近Ｍｏの高騰により、ＭＯを含有する高張力
鋼材はコスト的に不利になり、又従来のＭｎ−０ｒ糸の
高張力鋼材はＭＯを含有した高張力鋼材に比べて靭性が
劣下する欠点があった。
鋼材はコスト的に不利になり、又従来のＭｎ−０ｒ糸の
高張力鋼材はＭＯを含有した高張力鋼材に比べて靭性が
劣下する欠点があった。
本発明は、このような欠点を解消したものであり、その
要旨はＭｏを含有しない安価な成分系の特定成分鋼に圧
延後焼入次いで特定の条件で焼戻処理を施すことにより
、従来鋼と同等或はより以上の強度及び靭性を有する高
張力鋼材を製造することを目的としたものである。
要旨はＭｏを含有しない安価な成分系の特定成分鋼に圧
延後焼入次いで特定の条件で焼戻処理を施すことにより
、従来鋼と同等或はより以上の強度及び靭性を有する高
張力鋼材を製造することを目的としたものである。
本発明者は、Ｍｏに代わる成分について種々検討を行っ
た結果、Ｏｒを従来の含有量より増加すると、強度面で
は従来のＭｏ含含銅鋼同強度レベル、を得ることは可能
であるが、靭性面では焼戻脆化現象により低下し、且つ
造塊或は連続鋳造後の鋼片にタテワレが発生し、品質を
劣化する等の問題があった。
た結果、Ｏｒを従来の含有量より増加すると、強度面で
は従来のＭｏ含含銅鋼同強度レベル、を得ることは可能
であるが、靭性面では焼戻脆化現象により低下し、且つ
造塊或は連続鋳造後の鋼片にタテワレが発生し、品質を
劣化する等の問題があった。
このため本発明者は、先ずタテワレの発生について鋼中
のＭｎ量とＯｒ量との関係をＭｎ −Ｏｒ系の鋼につい
て種々検討を行った結果、第１図に示すような結果が得
られた。
のＭｎ量とＯｒ量との関係をＭｎ −Ｏｒ系の鋼につい
て種々検討を行った結果、第１図に示すような結果が得
られた。
即ち第４図よりｈ量と共にＯｒ量が多くなるに従いタテ
ワレが発生し易く、且つＭｎ＋Ｏｒ量が２２０％を越え
るとタテワレ急増する。タテワレの原因は旧オーステナ
イト粒界に帯状のフェライトが生成し、又大きな炭化物
が析出するため、鋼片の冷却過程での熱的変形が、前記
フェライト部に集中し炭化物の析出による延性の低下と
あいまってタテワレが発生するものと考えられる。
ワレが発生し易く、且つＭｎ＋Ｏｒ量が２２０％を越え
るとタテワレ急増する。タテワレの原因は旧オーステナ
イト粒界に帯状のフェライトが生成し、又大きな炭化物
が析出するため、鋼片の冷却過程での熱的変形が、前記
フェライト部に集中し炭化物の析出による延性の低下と
あいまってタテワレが発生するものと考えられる。
Ｍｎ −１−Ｏｒ量を２２ｎ％以下とすることによりタ
テワレを防止することは可能であるが、Ｍｎ十Ｏｒ量が
２２０９６以下では降伏点ｚｏｋＶ−以上抗張カタＯｋ
Ｖ−以上の強度が得られず、したがって本発明者は、Ｍ
ｎ＊Ｏｒの減少に伴う強度不足を補うと共にタテワレ発
生を防止する成分について種々検討を行った結果Ｍｎ
−１−Ｏｒ量が２．２０％以下のＭｎ 十Ｏｒ系の鋼中
にＢを添加して、固溶Ｂを形成せしめることで焼入性及
び強度が向上することが判明した。しかし前記添加Ｂが
鋼中のＮと化合してＢ−Ｎ化合物を生成すると固溶Ｂ量
が減少し、Ｂの焼入性効果が阻害されるためにＢ−Ｎ化
合物の生成を防止し、且つ焼入性向上に有効な固溶Ｂを
得るために、５ｏｌＡ６或はＴｉの７種又は一種を添加
して鋼中のＮ量を固定し、Ｂの一溶化を計ることがより
有効であることを見出した。
テワレを防止することは可能であるが、Ｍｎ十Ｏｒ量が
２２０９６以下では降伏点ｚｏｋＶ−以上抗張カタＯｋ
Ｖ−以上の強度が得られず、したがって本発明者は、Ｍ
ｎ＊Ｏｒの減少に伴う強度不足を補うと共にタテワレ発
生を防止する成分について種々検討を行った結果Ｍｎ
−１−Ｏｒ量が２．２０％以下のＭｎ 十Ｏｒ系の鋼中
にＢを添加して、固溶Ｂを形成せしめることで焼入性及
び強度が向上することが判明した。しかし前記添加Ｂが
鋼中のＮと化合してＢ−Ｎ化合物を生成すると固溶Ｂ量
が減少し、Ｂの焼入性効果が阻害されるためにＢ−Ｎ化
合物の生成を防止し、且つ焼入性向上に有効な固溶Ｂを
得るために、５ｏｌＡ６或はＴｉの７種又は一種を添加
して鋼中のＮ量を固定し、Ｂの一溶化を計ることがより
有効であることを見出した。
更に本発明者は、靭性の向上について前記Ｂを添加した
鋼を用いて種々検討を行った結果、Ｐ含有量を低下し且
つ焼戻温度を低くすることにより靭性が向上し更にＢを
添加したことにより延性破面率が従来のＭｏ含有鋼より
もすぐれることを知見した。
鋼を用いて種々検討を行った結果、Ｐ含有量を低下し且
つ焼戻温度を低くすることにより靭性が向上し更にＢを
添加したことにより延性破面率が従来のＭｏ含有鋼より
もすぐれることを知見した。
第２図は、Ｐ含有量の異なるＭｎ −） Ｃｊｒ量が２
−％以下のＭｎ−０ｒ系の鋼における焼戻温度と遷移温
度との関係を示したものである。図中曲線（イ）はＰ含
有量がｏ、０２０％、曲線（ロ）はＰ含有量が０．０２
、ｔ％、曲線（ハ）はＰ含有量が０． ＯＪ ０％で
ある。又第３図は、本発明鋼及びＭｏ含有の従来鋼Ｃシ
↑１駒有量を変えた場合の０℃における延性破面率Ｐ含
有量との関係を示したものである。図中曲線に）はＭＯ
を含有する従来鋼、曲線（ホ）は本発明鋼である。
−％以下のＭｎ−０ｒ系の鋼における焼戻温度と遷移温
度との関係を示したものである。図中曲線（イ）はＰ含
有量がｏ、０２０％、曲線（ロ）はＰ含有量が０．０２
、ｔ％、曲線（ハ）はＰ含有量が０． ＯＪ ０％で
ある。又第３図は、本発明鋼及びＭｏ含有の従来鋼Ｃシ
↑１駒有量を変えた場合の０℃における延性破面率Ｐ含
有量との関係を示したものである。図中曲線に）はＭＯ
を含有する従来鋼、曲線（ホ）は本発明鋼である。
第２献第３図より明らかな如く、遷移温度はＭｎ ＋
Ｏｒ量が２ｊｂ％以下のＭｎ −１−Ｏｒ系の鋼中にお
いてｐ含有量が増加するにしたがい低下し、更に焼戻温
度がｓｒｏ℃を越えると焼戻脆化により著しく低下する
。又延性破面率もＰ含有量が増加するにつれて低下する
が、ＭＯを含有する従来鋼に比べＢを含有する本発明鋼
の方が低下が小さい−とを見出した。
Ｏｒ量が２ｊｂ％以下のＭｎ −１−Ｏｒ系の鋼中にお
いてｐ含有量が増加するにしたがい低下し、更に焼戻温
度がｓｒｏ℃を越えると焼戻脆化により著しく低下する
。又延性破面率もＰ含有量が増加するにつれて低下する
が、ＭＯを含有する従来鋼に比べＢを含有する本発明鋼
の方が低下が小さい−とを見出した。
即ち本発明の高張力鋼材とはＯ： ｏ、／ ｓ〜ｏ、３
３％、 Ｓｉ：Ｑ Ｏ！ Ｎｃｌｊ Ｏ％Ｐ’、０．−
０２３９６以下、ｓ：ｏ、ｏｉｊ％以下、Ｍｎ ： ／
、００〜／、 Ａ ０％、 Ｏｒ： ０４１０〜／ ０
０％にして且つＭｎ −１−Ｏｒ≦２．−０％を満足し
、′更にＢ：ｎ、ｏｏｏｇ〜０．００コＳ％に５ｏｌＡ
ｊｉ’ ： ０．０２〜００７０％、Ｔｉ： ｏ、ｏ
ｏ ｓ Ｎ０００２ ｓ％の７種又は４種を含有し、残
部Ｉｒｅ及び不可避的不純物からなる鋼を素材として圧
延後焼入、次いでグざＯ〜ｓ、５ｏ℃の温度で焼戻処理
をすることを特徴とするものである。
３％、 Ｓｉ：Ｑ Ｏ！ Ｎｃｌｊ Ｏ％Ｐ’、０．−
０２３９６以下、ｓ：ｏ、ｏｉｊ％以下、Ｍｎ ： ／
、００〜／、 Ａ ０％、 Ｏｒ： ０４１０〜／ ０
０％にして且つＭｎ −１−Ｏｒ≦２．−０％を満足し
、′更にＢ：ｎ、ｏｏｏｇ〜０．００コＳ％に５ｏｌＡ
ｊｉ’ ： ０．０２〜００７０％、Ｔｉ： ｏ、ｏ
ｏ ｓ Ｎ０００２ ｓ％の７種又は４種を含有し、残
部Ｉｒｅ及び不可避的不純物からなる鋼を素材として圧
延後焼入、次いでグざＯ〜ｓ、５ｏ℃の温度で焼戻処理
をすることを特徴とするものである。
以下本発明の高張力鋼材の成分及び焼戻条件の限定理由
についてのべる。
についてのべる。
Ｃは鋼の強度を高めるために必要な元素であり、Ｃ量が
Ｑ、７３％未満では焼入後の強度が低く、このだめ焼戻
後の降伏点ｇｏｋｇ’／−以上、抗張力ヂｏ ｋｇ ／
−以上の強度を得ようとすれば焼戻温度をグざ０℃以下
にすれば可能であるが青熱脆性域となり且つ伸び値が低
くなり好ましくない。
Ｑ、７３％未満では焼入後の強度が低く、このだめ焼戻
後の降伏点ｇｏｋｇ’／−以上、抗張力ヂｏ ｋｇ ／
−以上の強度を得ようとすれば焼戻温度をグざ０℃以下
にすれば可能であるが青熱脆性域となり且つ伸び値が低
くなり好ましくない。
一方Ｃ量が０．３！％越えると焼入後の強度は十分に得
られるが、前記焼戻後の強度を得るためには焼戻温度を
ＳＳＯ℃以上にする必要があり、焼戻脆化領域となり好
ましくない。
られるが、前記焼戻後の強度を得るためには焼戻温度を
ＳＳＯ℃以上にする必要があり、焼戻脆化領域となり好
ましくない。
Ｓｌは脱酸剤として添加される元素であるがＳ１量がＯ
，ＯＳ％未満では脱酸効果が十分得られず、一方Ｓｉ量
が０．１０％越えて添加しても脱酸効果は飽和するので
好ましくなり。
，ＯＳ％未満では脱酸効果が十分得られず、一方Ｓｉ量
が０．１０％越えて添加しても脱酸効果は飽和するので
好ましくなり。
Ｍｎは、焼入性を向上する元素であるが、Ｍｎ量が７．
００％未満では所望の焼入効果が得られず又廊量が７．
ｔＯ％越えると第７図に示すようにタテワレが発生し易
くなり好ましくない。
００％未満では所望の焼入効果が得られず又廊量が７．
ｔＯ％越えると第７図に示すようにタテワレが発生し易
くなり好ましくない。
Ｐは、第−図及び第３図に示す如く、Ｐ含有量が増加す
ると遷移温度・延性破面率が悪化才すためこのため所望
の遷移温度ｖＴｓ ０℃以下とするためには０．０２ｊ
ｒ％以下が好ましい。
ると遷移温度・延性破面率が悪化才すためこのため所望
の遷移温度ｖＴｓ ０℃以下とするためには０．０２ｊ
ｒ％以下が好ましい。
Ｓ量は０，０コ！％を越えると硫化物系介在物の析出が
多くなり、品質を悪化するために好ましくない。
多くなり、品質を悪化するために好ましくない。
Ｏｒは、Ｍｎと同様焼入性を向上させる元素であるが、
Ｃｒ量がｏ３ｏ％３量では所望の焼入効果が得られず、
一方Ｏｒ量が／、００％を越えると第７図に示すように
タテワレが発生し易くなるので好ましくない。
Ｃｒ量がｏ３ｏ％３量では所望の焼入効果が得られず、
一方Ｏｒ量が／、００％を越えると第７図に示すように
タテワレが発生し易くなるので好ましくない。
Ｂは焼入性を向上させる元素であり、焼入性に有効な固
溶Ｂ量ｃ＞、ｏ ｏ ｏ ｓＮｏ、 ｏ ｏ ｏざ％を
得るためにはＢ量はｏ、ｏｏｏｉｒ％以上必要であり、
一方Ｂ量が０．００２３％を越えると炭化物が析出し、
脆化現象を起すので好ましくない。
溶Ｂ量ｃ＞、ｏ ｏ ｏ ｓＮｏ、 ｏ ｏ ｏざ％を
得るためにはＢ量はｏ、ｏｏｏｉｒ％以上必要であり、
一方Ｂ量が０．００２３％を越えると炭化物が析出し、
脆化現象を起すので好ましくない。
５ｏｌＡ４！は、鋼中のＮを固定し前記固溶Ｂｉｌを得
るために必要であるが５ＯＩＡＡ’量が０．０２％以下
では焼入性に有効なｏ、ｏｏｏｓ％以上の固溶Ｂが得ら
れず、一方００１０％を越えてもＮを固定する効果が飽
和し、かえって加工性を悪くする。
るために必要であるが５ＯＩＡＡ’量が０．０２％以下
では焼入性に有効なｏ、ｏｏｏｓ％以上の固溶Ｂが得ら
れず、一方００１０％を越えてもＮを固定する効果が飽
和し、かえって加工性を悪くする。
Ｔ１は５ｏｌＡｊｌ’と同様鋼中のＮを固定し前記固溶
Ｂ量を得るために必要であるが、’ｊｉ量がｏ、ｏｏｓ
％以・下ではｏ、ｏｏｏｓ％以上の固溶Ｂ量が得られず
、一方０．０２！ｔ％を越えてもＮを固定する効果は飽
和するので好ましくない。
Ｂ量を得るために必要であるが、’ｊｉ量がｏ、ｏｏｓ
％以・下ではｏ、ｏｏｏｓ％以上の固溶Ｂ量が得られず
、一方０．０２！ｔ％を越えてもＮを固定する効果は飽
和するので好ましくない。
次に焼戻温度をａｔｒｏ−ｔｚｏ℃とした理由は、焼戻
温度ａｇｏ℃未満では十分な焼戻効果が得られず、不完
全焼戻組織（アンテンバードマルテンサイト組織）とな
り、且つ青熱脆性域となるので好ましくない。
温度ａｇｏ℃未満では十分な焼戻効果が得られず、不完
全焼戻組織（アンテンバードマルテンサイト組織）とな
り、且つ青熱脆性域となるので好ましくない。
一方３６０℃以上では、第一図に示す如く焼戻脆化域と
なり、強度バラツキが大きくなるとともに延性も低下す
るので好−ま−″しくない。
なり、強度バラツキが大きくなるとともに延性も低下す
るので好−ま−″しくない。
次に高張力継目無鋼管を製造したときの本発明の／実施
例についてのべる。
例についてのべる。
第１表に示す本発明及び従来の鋼を２２１１１１このビ
レットとしたのちマンネスマンプラグミル方式で肉厚／
＆ｌｆｆ、外径コア３．／Ｉｎめ継目無鋼管としたのち
第２表に示す熱処理条件で焼入、次いで焼戻処理を行っ
た。
レットとしたのちマンネスマンプラグミル方式で肉厚／
＆ｌｆｆ、外径コア３．／Ｉｎめ継目無鋼管としたのち
第２表に示す熱処理条件で焼入、次いで焼戻処理を行っ
た。
そののち各高張力鋼管より試験片を採取し降伏点、抗張
力、伸び、遷移温度、延性破面率及び０℃における吸収
エネルギーを調べた結果を併せて第２表に示す。
力、伸び、遷移温度、延性破面率及び０℃における吸収
エネルギーを調べた結果を併せて第２表に示す。
第 λ 表
第２表より判る知＜、ＭＯを含有しない本発明の特定成
分鋼を製管後焼入次いで特定条件で焼戻処理を施すこと
により、従来鋼と同等酸（まより以」二の機械的性質を
有する高張力継目無鋼管。
分鋼を製管後焼入次いで特定条件で焼戻処理を施すこと
により、従来鋼と同等酸（まより以」二の機械的性質を
有する高張力継目無鋼管。
が得られ、且つ大巾なコスを低減ができた。
製造についてのべたが、本発明法を高張力鋼板の製造に
も用いられることは言うまでもない。
も用いられることは言うまでもない。
第２図は、Ｍｎ−０ｒ系の鋼においてＭｎ 及びＯｒ
量による鋼片におけるタテワレ発生状況を示した図
。 第２図は、Ｐ含有量の異なるＭｎ 十〇ｒ ｉｌが２．
２％以下のＭｎ −Ｏｒ系の鋼の焼戻温度と遷移温度と
の関係を示す図。 曲線（イ） Ｐ含有量 ０．０２０％萌＃（ｏ）
ｐ含有量 ｏ、ｏｘｓｔｙｙ曲線（ハ）
Ｐ含有量 ０．０３０％第３図は、ＭＯ含有の従来鋼と
本発明鋼のＰ含有量と０℃における延性破面率との関係
を示した図である。 曲線に） 従来鋼 曲線（ホ） 本発明鋼
量による鋼片におけるタテワレ発生状況を示した図
。 第２図は、Ｐ含有量の異なるＭｎ 十〇ｒ ｉｌが２．
２％以下のＭｎ −Ｏｒ系の鋼の焼戻温度と遷移温度と
の関係を示す図。 曲線（イ） Ｐ含有量 ０．０２０％萌＃（ｏ）
ｐ含有量 ｏ、ｏｘｓｔｙｙ曲線（ハ）
Ｐ含有量 ０．０３０％第３図は、ＭＯ含有の従来鋼と
本発明鋼のＰ含有量と０℃における延性破面率との関係
を示した図である。 曲線に） 従来鋼 曲線（ホ） 本発明鋼
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ０ ： Ｃ）、／ ６〜０．３ ｊ ％、 Ｓｉ：
ｏ、Ｏｊ〜０．ｊ ０％、Ｐ：０．０２ｊ％以下、Ｓ二
〇、０２５％以下。 Ｍｎ：／、ＯＯ〜／、乙Ｏ％、 Ｏｒ： ０．４１０〜
／、００％にして且つＭｎ＋Ｏｒ＜ ２２０％を満足し
、更にＢ：０．０００ｇＮ０．０Ｏ２ｊ％に５ｏｌＡｌ
： ０．０２〜０．７０％、 Ｔｉ： Ｑ ００ ！
〜ｃ１０２６％の７種又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物からなる鋼を素材として圧延後焼入、次
いで＜ｔｒ。 〜１６０℃の湿度で焼戻処理をすることを特徴・とする
高張力鋼材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4483682A JPS58161721A (ja) | 1982-03-19 | 1982-03-19 | 高張力継目無鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4483682A JPS58161721A (ja) | 1982-03-19 | 1982-03-19 | 高張力継目無鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58161721A true JPS58161721A (ja) | 1983-09-26 |
| JPH0132288B2 JPH0132288B2 (ja) | 1989-06-30 |
Family
ID=12702550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4483682A Granted JPS58161721A (ja) | 1982-03-19 | 1982-03-19 | 高張力継目無鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58161721A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104831187A (zh) * | 2015-03-27 | 2015-08-12 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种筑路工程机械用钢及其制造方法 |
| CN106048150A (zh) * | 2016-07-20 | 2016-10-26 | 柳州科尔特锻造机械有限公司 | 一种含有微量钒元素的低碳微合金钢的回火形变工艺 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5576020A (en) * | 1978-11-30 | 1980-06-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of steel plate stable in strength and toughness by direct hardening and tempering |
| JPS55131126A (en) * | 1979-03-30 | 1980-10-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of modified by low alloy containing boron high tensile steel plate |
| JPS5861219A (ja) * | 1981-09-28 | 1983-04-12 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力強靭鋼 |
| JPS58120720A (ja) * | 1982-01-11 | 1983-07-18 | Kawasaki Steel Corp | 調質鋼の製造方法 |
-
1982
- 1982-03-19 JP JP4483682A patent/JPS58161721A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5576020A (en) * | 1978-11-30 | 1980-06-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of steel plate stable in strength and toughness by direct hardening and tempering |
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| CN106048150A (zh) * | 2016-07-20 | 2016-10-26 | 柳州科尔特锻造机械有限公司 | 一种含有微量钒元素的低碳微合金钢的回火形变工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0132288B2 (ja) | 1989-06-30 |
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