JPS6010105B2 - 高靭性溶接熱影響部をもつ溶接構造用鋼 - Google Patents
高靭性溶接熱影響部をもつ溶接構造用鋼Info
- Publication number
- JPS6010105B2 JPS6010105B2 JP51137879A JP13787976A JPS6010105B2 JP S6010105 B2 JPS6010105 B2 JP S6010105B2 JP 51137879 A JP51137879 A JP 51137879A JP 13787976 A JP13787976 A JP 13787976A JP S6010105 B2 JPS6010105 B2 JP S6010105B2
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- Japan
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は溶接入熱30,000J/肌以上の溶接入熱
で溶接した場合、溶接ボンド部の功欠靭性にすぐれ、か
つ単層、多層溶接の如何をとわず、低温靭性の高い溶接
ボンドないいま溶接熱影響部をうろことが出来る溶接用
鋼にかかわる。
で溶接した場合、溶接ボンド部の功欠靭性にすぐれ、か
つ単層、多層溶接の如何をとわず、低温靭性の高い溶接
ボンドないいま溶接熱影響部をうろことが出来る溶接用
鋼にかかわる。
近年大入熱溶接用鋼については各種研究され、実用化が
試みられてきた。
試みられてきた。
例えば特許公報昭48−6008号、特開昭49−91
012号等では鋼中に微細窒化物を分散させ、大入熱溶
接部の切欠靭性を改善しており、本発明者らの一部も、
すでに鋼中に0.1r以下のTINを微細に分散させた
鋼や製造法を提案している。またN含有量を低下させ、
Bを添加して溶接ボンド部の籾欠鋤性を改善した鋼を提
案されている(袴関昭51−87114号)。ところで
本発明者らはその後も溶接部の靭一性について鋭意研究
した結果、溶接溶鋼の組成tなかでも鋼中のN含有量と
窒化物あるいは炭窒化物の分布状態が熔接部の鱗上陸に
非常に影響することを認めた。そして鋼中のN量を極度
に低下させ〜溶接熱影響部においても固港N量をたかだ
か2敦血とすることにより非常に高い低温鞠性がえられ
へかつ140000程度の加熱溶接熱サイクルでの窒化
物の固熔を妨げる手段として窒化物あるいは炭窒化物の
大きさおよび分布を制御することにより「高い低温轍性
を確保する技術を開発した。すなわち〜鋼中N量の低下
には製鋼面での低N化が必須であるが、本発明では止む
なく若干含有される鋼中Nを比較的大きな奪化物あるい
は炭窒化物として固定しト溶接熱サイクルを受けた場合
〜不活性な窒化物あるいは炭窒化物として存在しめるこ
とに最大の特徴を有するものである。ここで不活性窒化
物とはAとNF ZrN また炭窒化物とはVCN N
bCNQTaCNHfCNをさすものであり「これ等の
うち少なくともi種を鋼中で生成させ「その大きさ(徴
視組織での棒状析出物の長辺の長さ)を0。05舷以上
とし「特に上記拳化物の場合にはト好ましくはその大き
さを0。
012号等では鋼中に微細窒化物を分散させ、大入熱溶
接部の切欠靭性を改善しており、本発明者らの一部も、
すでに鋼中に0.1r以下のTINを微細に分散させた
鋼や製造法を提案している。またN含有量を低下させ、
Bを添加して溶接ボンド部の籾欠鋤性を改善した鋼を提
案されている(袴関昭51−87114号)。ところで
本発明者らはその後も溶接部の靭一性について鋭意研究
した結果、溶接溶鋼の組成tなかでも鋼中のN含有量と
窒化物あるいは炭窒化物の分布状態が熔接部の鱗上陸に
非常に影響することを認めた。そして鋼中のN量を極度
に低下させ〜溶接熱影響部においても固港N量をたかだ
か2敦血とすることにより非常に高い低温鞠性がえられ
へかつ140000程度の加熱溶接熱サイクルでの窒化
物の固熔を妨げる手段として窒化物あるいは炭窒化物の
大きさおよび分布を制御することにより「高い低温轍性
を確保する技術を開発した。すなわち〜鋼中N量の低下
には製鋼面での低N化が必須であるが、本発明では止む
なく若干含有される鋼中Nを比較的大きな奪化物あるい
は炭窒化物として固定しト溶接熱サイクルを受けた場合
〜不活性な窒化物あるいは炭窒化物として存在しめるこ
とに最大の特徴を有するものである。ここで不活性窒化
物とはAとNF ZrN また炭窒化物とはVCN N
bCNQTaCNHfCNをさすものであり「これ等の
うち少なくともi種を鋼中で生成させ「その大きさ(徴
視組織での棒状析出物の長辺の長さ)を0。05舷以上
とし「特に上記拳化物の場合にはト好ましくはその大き
さを0。
08熱以上とするものである。
これにより30KJノ例〜60幻ノ伽の比較的小入熱溶
接では溶接熱影響部の固熔N量を2母伽以下に抑えるこ
とが出来る。またこれ以上の大入熱熔接熱影響部におい
てもt母材の競準または焼入の加熱温度を変動させるこ
とにより、上記の目的を達することが出来る。なお窒素
固定元素としてはTiも考えられるが、Tjの場合には
N当量以上添加するとTICを生成し「溶接部の切欠鰯
性を著しく低下させるため、偏析等を考慮しTi以外の
窒化物あるいは炭窒化物形成元素によりト所期の目的を
達するものである。即ち本発明は、以上のような知見に
塞いてなされた新規な鋼であって、C;0.15重量%
以下(すべての表示は重量%入Sj;0。
接では溶接熱影響部の固熔N量を2母伽以下に抑えるこ
とが出来る。またこれ以上の大入熱熔接熱影響部におい
てもt母材の競準または焼入の加熱温度を変動させるこ
とにより、上記の目的を達することが出来る。なお窒素
固定元素としてはTiも考えられるが、Tjの場合には
N当量以上添加するとTICを生成し「溶接部の切欠鰯
性を著しく低下させるため、偏析等を考慮しTi以外の
窒化物あるいは炭窒化物形成元素によりト所期の目的を
達するものである。即ち本発明は、以上のような知見に
塞いてなされた新規な鋼であって、C;0.15重量%
以下(すべての表示は重量%入Sj;0。
02〜0。
80%〜Mn;0.40〜2.0%もN:0.0030
%以下となし「 さらにAゼ,Zr,Nb,V?Ta,
Hfの1種以上をそれぞれ0.1%以下含有し〜又これ
にさらにNi? Cr? Mo,W?Cuの1種以上を
それぞれ5。
%以下となし「 さらにAゼ,Zr,Nb,V?Ta,
Hfの1種以上をそれぞれ0.1%以下含有し〜又これ
にさらにNi? Cr? Mo,W?Cuの1種以上を
それぞれ5。
0%以下含有し〜又さらに希士類元素「 BFTe蔓S
eの1種以上が夫々0.1%以下添加され、残部実質的
に鉄よりなりへA仏Zrの窒化物あるいはV9Nb?T
a,Hfの炭窒化物の少なくとも50%が、0.05舷
以上であることを特徴とする高靭性熱影響部をもつ溶接
構造用鋼である。
eの1種以上が夫々0.1%以下添加され、残部実質的
に鉄よりなりへA仏Zrの窒化物あるいはV9Nb?T
a,Hfの炭窒化物の少なくとも50%が、0.05舷
以上であることを特徴とする高靭性熱影響部をもつ溶接
構造用鋼である。
このように構成される本発明鋼の溶接熱影響部の切欠籾
性としては〜溶接入熱30〜60KJノ伽の厚板熔接継
手において「 一5500Yノッチシャルピ町衝撃値(
vE‐55)2.8kg−m以上を確保出来る。
性としては〜溶接入熱30〜60KJノ伽の厚板熔接継
手において「 一5500Yノッチシャルピ町衝撃値(
vE‐55)2.8kg−m以上を確保出来る。
また入熱60〜120KJノ伽ではvE−35,2.8
kg−の以上を示し〜 かつまた顔鞍入熱120KJ/
伽〜1000KJノ肌のような大入熱溶接熱影響部にお
いても「YE‐2。2.8k9一肌を確保することが出
来る。
kg−の以上を示し〜 かつまた顔鞍入熱120KJ/
伽〜1000KJノ肌のような大入熱溶接熱影響部にお
いても「YE‐2。2.8k9一肌を確保することが出
来る。
次に本発明で鋼の成分範囲を上記のように限定した理由
をのべる。まずち Cを0.15%以下とした理由は、
構造用鋼の溶酸性の点からはCが低いことが望ましいが
〜所要の強度を確保するためto.15%まで許容しv
上限をQ。
をのべる。まずち Cを0.15%以下とした理由は、
構造用鋼の溶酸性の点からはCが低いことが望ましいが
〜所要の強度を確保するためto.15%まで許容しv
上限をQ。
15%とした。次にSiを0.02〜0.80%とした
のはも製鋼上S軍はQ402%以上必要であり「適当な
強度を与えるためQ。
のはも製鋼上S軍はQ402%以上必要であり「適当な
強度を与えるためQ。
80%まで添加するが〜 これをこえると母材鰯性を損
なうので0.02〜08%とした。
なうので0.02〜08%とした。
またもMnを0.4〜ZO%としたのはも母材の強度と
鞠隆を与えるためにMnは0.4%以上必要であるがト
溶接割れ性等の許容出来る範囲で最高2。
鞠隆を与えるためにMnは0.4%以上必要であるがト
溶接割れ性等の許容出来る範囲で最高2。
0%に限定した。
さらにNを0.003%以下に制限したのは〜先に述で
た通りでありも溶接ボンド部の靭性を改善し〜本発明の
目的を達するために「上記範囲にN量をおさえることが
必要である。
た通りでありも溶接ボンド部の靭性を改善し〜本発明の
目的を達するために「上記範囲にN量をおさえることが
必要である。
次にAそ。
Zr?Nb,V?TasHfの1種以上を夫々0.を%
以下含む点については「 これら成分は鋼中の間総Nを
固定し、かつ溶接熱サイクルを受けた後の斑の再固溶量
を少なくするために調整添加するもので「圧延および熱
処理条件との組合せにおいて「 Aそ,Zrの窒化物あ
るいはNb,V?Ta母 Hf炭窒化物の少なくとも5
0%をへ 0.05処以上の大きさとするためも1種以
上のそれぞれを0.1%以下添加する。またトNき,C
r?Mo9W?Cuの1種以上を夫々5.0%以下含む
点についてはもこれら合金元素は銅の組織を改善し、強
度鯛性を与えるために必要に応じて添加するものである
が「 これら元素による暁入性の増加による強度、轍性
面でのプラス効果と、溶接時の割れ感受性、加工性等の
点から、1種以上のそれぞれを構造用鋼として許容され
る5.0%以下に限定する。
以下含む点については「 これら成分は鋼中の間総Nを
固定し、かつ溶接熱サイクルを受けた後の斑の再固溶量
を少なくするために調整添加するもので「圧延および熱
処理条件との組合せにおいて「 Aそ,Zrの窒化物あ
るいはNb,V?Ta母 Hf炭窒化物の少なくとも5
0%をへ 0.05処以上の大きさとするためも1種以
上のそれぞれを0.1%以下添加する。またトNき,C
r?Mo9W?Cuの1種以上を夫々5.0%以下含む
点についてはもこれら合金元素は銅の組織を改善し、強
度鯛性を与えるために必要に応じて添加するものである
が「 これら元素による暁入性の増加による強度、轍性
面でのプラス効果と、溶接時の割れ感受性、加工性等の
点から、1種以上のそれぞれを構造用鋼として許容され
る5.0%以下に限定する。
最後にB,Se,Teの1種以上を夫々0.1%以下添
加する点については、これら元素は極底N化が溶接熱影
響部鋤性の改善に効果があるが、地の低N化による鋤性
の向上のほかに、溶接熱影響部の結晶粒粗大化防止およ
び溶接後の冷却時に、溶接熱影響部のフェライト変態核
として働く酸化物、硫化物およびこれらの混成微小介在
物形元素としての役割を果させるために混加するが、こ
れらの介在物の形状および大きさから、その添加量は1
種以上を夫々0.1%以下とする。
加する点については、これら元素は極底N化が溶接熱影
響部鋤性の改善に効果があるが、地の低N化による鋤性
の向上のほかに、溶接熱影響部の結晶粒粗大化防止およ
び溶接後の冷却時に、溶接熱影響部のフェライト変態核
として働く酸化物、硫化物およびこれらの混成微小介在
物形元素としての役割を果させるために混加するが、こ
れらの介在物の形状および大きさから、その添加量は1
種以上を夫々0.1%以下とする。
これを超えて多量に添加する場合には、鋼の清浄度を著
しく悪化するので、上記量に限定する。
しく悪化するので、上記量に限定する。
以上が本発明の成分範囲の限定理由である。次に窒化物
あるいは炭窒化物の大きさが、0.05仏以上のものが
少なくとも50%とするのは、溶接部において鋼が高温
に加熱される場合、これら窒化物および炭窒化物が熱影
響部において固熔されにくくするためである。すなわち
これらの析出物が大きいと鋼中の遊離Nは熱影響部にお
いても窒化物あるいは炭窒化物状態で残存し、熱影響部
の遊離N量を著しく低下させる。この点から窒化物およ
び炭窒化物の少なくとも50%を0.05ム以上の大き
さに成長させるのである。なお、窒化物および炭窒化物
の大きさを制御する手段として以下の熱処理法を採用す
ることが有効である。
あるいは炭窒化物の大きさが、0.05仏以上のものが
少なくとも50%とするのは、溶接部において鋼が高温
に加熱される場合、これら窒化物および炭窒化物が熱影
響部において固熔されにくくするためである。すなわち
これらの析出物が大きいと鋼中の遊離Nは熱影響部にお
いても窒化物あるいは炭窒化物状態で残存し、熱影響部
の遊離N量を著しく低下させる。この点から窒化物およ
び炭窒化物の少なくとも50%を0.05ム以上の大き
さに成長させるのである。なお、窒化物および炭窒化物
の大きさを制御する手段として以下の熱処理法を採用す
ることが有効である。
すなわち、その熱処理法とは、通常の製鋼法により製造
された前記成分の鋼片を圧延後、あるいは圧延後の暁な
らしおよび焼入加熱時にA3平衡変態温度および、ある
いはA,平衡変態温度の上下に各120午○以内の温度
範囲において、1回以上段階的に加熱冷却を行なうもの
である。すなわち前記の窒化物あるいは炭窒化物の大き
さは固溶度の違うyおよびQ城に交互に加熱されること
により、セメンタィト(Fe3C)の固溶、折出と呼応
して、これら炭窒化物を大きく凝集、成長させる。その
ため溶接ボンド部における高温加熱時のNの固溶は最小
限におさえられ、地の低N化の効果を一層効果的にし、
かつ冷却変態時の核生成場所としても作用させることが
出来る。この場合波状加熱の温幅をA3およびA,温度
の上下各120℃以内としたのは、フェライトおよびオ
ーステナィトの混在比率を適当にし、かつ効率的に炭窒
化物を成長させるために選定された温度幅である。また
ここで「波状」とは段階的に炉温を変動させるか、又は
別の炉温の炉に移すことを意味し、鋼材は接続的に加熱
冷却されることはいうまでもない。なお当然のこととし
て、AそN,ZrN等の窒化物あるいはNbCN,Ta
CN,VCN,HfCN等の炭窒化物の少なくとも50
%の大きさを0.05仏以上とする方法として、溶鋼お
よび凝固後の鋼魂の冷却過程あるいは分魂圧延時の加熱
、冷却条件をコントロールすることが非常に有効である
。
された前記成分の鋼片を圧延後、あるいは圧延後の暁な
らしおよび焼入加熱時にA3平衡変態温度および、ある
いはA,平衡変態温度の上下に各120午○以内の温度
範囲において、1回以上段階的に加熱冷却を行なうもの
である。すなわち前記の窒化物あるいは炭窒化物の大き
さは固溶度の違うyおよびQ城に交互に加熱されること
により、セメンタィト(Fe3C)の固溶、折出と呼応
して、これら炭窒化物を大きく凝集、成長させる。その
ため溶接ボンド部における高温加熱時のNの固溶は最小
限におさえられ、地の低N化の効果を一層効果的にし、
かつ冷却変態時の核生成場所としても作用させることが
出来る。この場合波状加熱の温幅をA3およびA,温度
の上下各120℃以内としたのは、フェライトおよびオ
ーステナィトの混在比率を適当にし、かつ効率的に炭窒
化物を成長させるために選定された温度幅である。また
ここで「波状」とは段階的に炉温を変動させるか、又は
別の炉温の炉に移すことを意味し、鋼材は接続的に加熱
冷却されることはいうまでもない。なお当然のこととし
て、AそN,ZrN等の窒化物あるいはNbCN,Ta
CN,VCN,HfCN等の炭窒化物の少なくとも50
%の大きさを0.05仏以上とする方法として、溶鋼お
よび凝固後の鋼魂の冷却過程あるいは分魂圧延時の加熱
、冷却条件をコントロールすることが非常に有効である
。
したがってこれらの条件を適切に選択することにより、
上記炭窒化物の大きさを制御した鋼も当然本発明に含ま
れることは云うまでもない。次に実施例について本発明
の効果を詳細に説明する。
上記炭窒化物の大きさを制御した鋼も当然本発明に含ま
れることは云うまでもない。次に実施例について本発明
の効果を詳細に説明する。
表1は本発明の銅の試作材の化学成分と鋼板(板厚2仇
帆)の機械的性質である。
帆)の機械的性質である。
強度的には40キロ鋼および60キロ鋼のものまで試作
した。この鋼板を2仇桝こ圧延後表記の熱処理を施し、
圧延方向の手溶接継手および片面1層3霞極潜弧溶接継
手について、溶接ボンドおよびボンドより1側の熱影響
部(HAZ)のシャルピー衝撃試験を行なった。なおシ
ャルピー試片は板厚の中央より採取し、切欠線と溶接ボ
ンドの線が出来るだけ平行になるように溶接している。
なお溶材は試験結果の統一的解析のため50キロ級溶材
によった。表2は試験結果で、従釆鋼S〜Vに比し「本
発明鋼はすべての条件で高い鞠性を有することは明らか
である。趣 紐− 崎 繁 鍵 S べ り 広 笹 婆 藩 半 枝 船 せ・ ○子 広 S. ○ … 十! (脳 Q連 瀬 鰭蓮 薄丹 睦 Q 篭機 群雲旨 。
した。この鋼板を2仇桝こ圧延後表記の熱処理を施し、
圧延方向の手溶接継手および片面1層3霞極潜弧溶接継
手について、溶接ボンドおよびボンドより1側の熱影響
部(HAZ)のシャルピー衝撃試験を行なった。なおシ
ャルピー試片は板厚の中央より採取し、切欠線と溶接ボ
ンドの線が出来るだけ平行になるように溶接している。
なお溶材は試験結果の統一的解析のため50キロ級溶材
によった。表2は試験結果で、従釆鋼S〜Vに比し「本
発明鋼はすべての条件で高い鞠性を有することは明らか
である。趣 紐− 崎 繁 鍵 S べ り 広 笹 婆 藩 半 枝 船 せ・ ○子 広 S. ○ … 十! (脳 Q連 瀬 鰭蓮 薄丹 睦 Q 篭機 群雲旨 。
〇巽町N鴬
羊蓮霊
さき
ミ蔓(
瓜)鎌
‐く )
舷鰹ら
お蛸
饗応軍
〆ぬ〜
ocq
世
蝦
卸
辺
串
選
鍵
9
〜
」J
芯
篭
蟻
露
半
楯
船
割
尾
K
5
S
肘
磯
鰹
S
幹
想
半
柏
船
心
1・
日
鮒
W
S
K
痔
J
上せ
蚊
蓋き
蓮電
皮9
栄進
く貴
由町
難事言
害毒号三だ
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鴎雪雲毛
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【逆ピピト。
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蝉N樺
雛藤藤‐
細く<*
世
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C0.15%以下、Si0.02〜0.80%,M
n0.40〜2.0%,N0.0030%以下となし、
さらにAl,Zr,Nb,V,Ta,Hfの1種以上を
夫々0.1%以下含有し、残部実質的に鉄よりなり、か
つAl,Zrの窒化物あるいはV,Nb,Ta,Hfの
炭窒化物の少なくとも50%が0.05μ以上であるこ
とを特徴とする高靭性溶接熱影響部をもつ溶接構造用鋼
。 2 C0.15%以下、Si0.02〜0.80%,M
n0.40〜2.0%,N0.0030%以下となし、
さらにAl,Zr,Nb,V,Ta,Hfの1種以上を
夫々0.1%以下、Ni,Cr,Mo,W,Cuの1種
以上を夫々5.0%以下含有し残部実質的に鉄よりなり
、かつAl,Zrの窒化物あるいはV,Nb,Ta,H
fの炭窒化物の少なくとも50%が0.05μ以上であ
ることを特徴とする高靭性溶接熱影響部をもつ溶接構造
用鋼。 3 C0.15%以下、Si0.02〜0.80%,M
n0.40〜2.0%,N0.0030%以下となし、
さらにAl,Zr,Nb,V,Ta,Hfの1種以上を
夫々0.1%以下含有し、さらにB,Te,Seの1種
以上を夫々0.1%以下添加し、残部実質的に鉄よりな
り、かつAl,Zrの窒化物あるいはV,Nb,Ta,
Hfの炭窒化物の少なくとも50%が0.05μ以上で
あることを特徴とする高靭性溶接熱影響部をもつ溶接構
造用鋼。 4 C0.15%以下、Si0.02〜0.80%,M
n0.40〜2.0%,N0.0030%以下となし、
さらにAl,Zr,Nb,V,Ta,Hfの1種以上を
夫々0.1%以下、Ni,Cr,Mo,W,Cuの1種
以上を夫々5.0%以下含有し、さらにB,Te,Se
の1種以上を夫々0.1%以下添加し、残部実質的に鉄
よりなり、かつAl,Zrの窒化物あるいはV,Nb,
Ta,Hfの炭化物の少なくとも50%から0.05μ
以上であることを特徴とする高靭性溶接熱影響部をもつ
溶接構造用鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP51137879A JPS6010105B2 (ja) | 1976-11-17 | 1976-11-17 | 高靭性溶接熱影響部をもつ溶接構造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP51137879A JPS6010105B2 (ja) | 1976-11-17 | 1976-11-17 | 高靭性溶接熱影響部をもつ溶接構造用鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5362725A JPS5362725A (en) | 1978-06-05 |
JPS6010105B2 true JPS6010105B2 (ja) | 1985-03-15 |
Family
ID=15208816
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP51137879A Expired JPS6010105B2 (ja) | 1976-11-17 | 1976-11-17 | 高靭性溶接熱影響部をもつ溶接構造用鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6010105B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5547366A (en) * | 1978-09-30 | 1980-04-03 | Nippon Steel Corp | Steel for weld construction having high fracture toughness weld zone |
JPS5625952A (en) * | 1979-08-08 | 1981-03-12 | Nippon Steel Corp | Welded structural steel having high rupture toughness weld zone |
JPH0739619B2 (ja) * | 1990-05-30 | 1995-05-01 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性の優れた高張力鋼 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5141621A (ja) * | 1974-10-07 | 1976-04-08 | Kobe Steel Ltd | Dainyunetsuyosetsukozoyoko |
JPS5141620A (en) * | 1974-10-07 | 1976-04-08 | Kobe Steel Ltd | Dainyunetsuyosetsukozoyoko |
JPS5143309A (ja) * | 1974-10-09 | 1976-04-14 | Kobe Steel Ltd | Dainyunetsuyosetsukozoyoko |
JPS5190919A (ja) * | 1975-02-08 | 1976-08-10 | Dainyunetsuyosetsuyoko |
-
1976
- 1976-11-17 JP JP51137879A patent/JPS6010105B2/ja not_active Expired
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5141621A (ja) * | 1974-10-07 | 1976-04-08 | Kobe Steel Ltd | Dainyunetsuyosetsukozoyoko |
JPS5141620A (en) * | 1974-10-07 | 1976-04-08 | Kobe Steel Ltd | Dainyunetsuyosetsukozoyoko |
JPS5143309A (ja) * | 1974-10-09 | 1976-04-14 | Kobe Steel Ltd | Dainyunetsuyosetsukozoyoko |
JPS5190919A (ja) * | 1975-02-08 | 1976-08-10 | Dainyunetsuyosetsuyoko |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5362725A (en) | 1978-06-05 |
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