JPS63128117A - 非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
非調質高張力鋼の製造方法Info
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- JPS63128117A JPS63128117A JP27356086A JP27356086A JPS63128117A JP S63128117 A JPS63128117 A JP S63128117A JP 27356086 A JP27356086 A JP 27356086A JP 27356086 A JP27356086 A JP 27356086A JP S63128117 A JPS63128117 A JP S63128117A
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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〕
本発明は非調質高張力鋼の製造方法に係り、特に高い強
度レベルを有する低温靭性と溶接性の優れたチタン含有
非調質高張力鋼の製造方法に関する。
度レベルを有する低温靭性と溶接性の優れたチタン含有
非調質高張力鋼の製造方法に関する。
近年、熱間圧延のままで用いられる非調質鋼としてＮｂ
、Ｖ添加鋼の他にＴｉ添加鋼が検討されている。例えば
、制御圧延による方法としては特開昭５２−８２６２４
．特開昭５４−７１７１５あるいは特開昭５４−１５７
７２０に見られる如くＴｉの析出効果を利用するものが
ある。
、Ｖ添加鋼の他にＴｉ添加鋼が検討されている。例えば
、制御圧延による方法としては特開昭５２−８２６２４
．特開昭５４−７１７１５あるいは特開昭５４−１５７
７２０に見られる如くＴｉの析出効果を利用するものが
ある。
また、最近非調質高張力鋼板の製造方法として制御圧延
後加速冷却を行う技術が発展し、上記の制御圧延法によ
るよりも、更に高張力化し、しかも靭性が劣化しない特
徴がさかんに利用されている。従ってＴｉ含有鋼にもこ
の技術を適用する例が特１ｊＦＪ昭５２−１１１４１３
に見られる。また、この例に明示されている如く圧延後
の加速冷却においては、０．１％未満のＴｉでは微細な
Ｔｉ（Ｃ。
後加速冷却を行う技術が発展し、上記の制御圧延法によ
るよりも、更に高張力化し、しかも靭性が劣化しない特
徴がさかんに利用されている。従ってＴｉ含有鋼にもこ
の技術を適用する例が特１ｊＦＪ昭５２−１１１４１３
に見られる。また、この例に明示されている如く圧延後
の加速冷却においては、０．１％未満のＴｉでは微細な
Ｔｉ（Ｃ。
Ｎ）の析出により、鋼の強度を上昇させる目的が達成で
きないとされていた。しかしながら、０．１％を越える
Ｔｉの添加は溶接部の靭性に好ましいものではなく２こ
の観点からＴｉ含有量を制限した高強度化技術が要望さ
れていた。
きないとされていた。しかしながら、０．１％を越える
Ｔｉの添加は溶接部の靭性に好ましいものではなく２こ
の観点からＴｉ含有量を制限した高強度化技術が要望さ
れていた。
この本発明の目的は、上記従来技術に対する要望に応え
、Ｔｉを０．１％以下に限定した鋼においてＴｉを有効
に利用した低温靭性と溶接性に優れた非調質高張力鋼の
製造方法を提供するにある。
、Ｔｉを０．１％以下に限定した鋼においてＴｉを有効
に利用した低温靭性と溶接性に優れた非調質高張力鋼の
製造方法を提供するにある。
本発明の上記の目的は次の２発明によって達成される。
第１発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、重量比にて
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｓｉ ： ０．０３〜０．６０％
Ｍｎ ： １．０ 〜２．５％
可溶性Ａｌ ： ０．００５〜０．０６％Ｔｉ：０．０
４〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成るス
ラブを１０５０〜１２５０”Ｃの範囲に加熱する段階と
、前記加熱後オーステナイトの再結晶温度域において累
積圧下率が５０％以上となるまで圧延する段階と、前記
圧延後（Ａｒ、変態点＋１５０℃）以下の圧下量が５０
〜９０％でかつ仕上温度が（Ａｒ、変態点＋５０℃）
〜（Ａｒ、変態点−２０℃）の範囲となるよう圧延する
段階と、前記圧延後直ちに２〜ｂ 以下４００℃を越える範囲まで冷却し続いて放冷する段
階と、を有して成り低温靭性と溶接性の優れたことを特
徴とする非調質高張力鋼の製造方法である。
４〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成るス
ラブを１０５０〜１２５０”Ｃの範囲に加熱する段階と
、前記加熱後オーステナイトの再結晶温度域において累
積圧下率が５０％以上となるまで圧延する段階と、前記
圧延後（Ａｒ、変態点＋１５０℃）以下の圧下量が５０
〜９０％でかつ仕上温度が（Ａｒ、変態点＋５０℃）
〜（Ａｒ、変態点−２０℃）の範囲となるよう圧延する
段階と、前記圧延後直ちに２〜ｂ 以下４００℃を越える範囲まで冷却し続いて放冷する段
階と、を有して成り低温靭性と溶接性の優れたことを特
徴とする非調質高張力鋼の製造方法である。
第２発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、第１発明と同一基本成分の他に更にＮｂ：Ｏ
，■以下 Ｎｉ：１．α以下 Ｃｕ：１．Ｏ息下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｖ ：０．１％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｃａ ：０．０１％以下 希土類金属：０．１０％以下 のうちから選ばれた何れか１種または２種以上を含有し
、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成るスラブを第
１発明と同一の方法で加熱、圧延、冷却を行う非調質高
張力鋼の創造方法である。
，■以下 Ｎｉ：１．α以下 Ｃｕ：１．Ｏ息下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｖ ：０．１％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｃａ ：０．０１％以下 希土類金属：０．１０％以下 のうちから選ばれた何れか１種または２種以上を含有し
、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成るスラブを第
１発明と同一の方法で加熱、圧延、冷却を行う非調質高
張力鋼の創造方法である。
本発明の基礎となった実験について説明する。
０．０７％Ｇ−０．２５％５ｉ−１．６％Ｍｎ鋼にＴｉ
Ｖ ： ■は強度と靭性向上のため、および溶接継手強度確保の
ため添加するが、０．１％を越えて添加すると母材とＨ
ＡＺの靭性を著しく劣化するので０．１％を上限とした
。
Ｖ ： ■は強度と靭性向上のため、および溶接継手強度確保の
ため添加するが、０．１％を越えて添加すると母材とＨ
ＡＺの靭性を著しく劣化するので０．１％を上限とした
。
Ｃｒ：
Ｃｒは微細なベイナイトやマルテンサイトを生成し強度
と靭性を向上させるが０．５％以上の添加は溶接性を害
するので上限を０．５％とした。
と靭性を向上させるが０．５％以上の添加は溶接性を害
するので上限を０．５％とした。
Ｃａ 、希土類金属（以下ＲＥＭと称する）：ＣａとＲ
ＥＭはＭｎＳの形態制御をしＣ方向の靭性向上に効果が
あり、それぞれ０．０１％を越えるＣａおよび０．１０
％を越えるＲＥＭの添加は鋼の清浄度を悪くし内部欠陥
の原因となるので、それぞれ上限を０．１０％および０
．１０％とした。
ＥＭはＭｎＳの形態制御をしＣ方向の靭性向上に効果が
あり、それぞれ０．０１％を越えるＣａおよび０．１０
％を越えるＲＥＭの添加は鋼の清浄度を悪くし内部欠陥
の原因となるので、それぞれ上限を０．１０％および０
．１０％とした。
次に本発明の構成要件の第２の要部は加熱−圧延−冷却
条件にある。本発明においてはＴｉの析出強化を利用す
るので加熱、圧延、冷却条件が不適当の場合、析出によ
る脆化の悪影響がでる。
条件にある。本発明においてはＴｉの析出強化を利用す
るので加熱、圧延、冷却条件が不適当の場合、析出によ
る脆化の悪影響がでる。
まず、加熱温度の下限は、本発明がＴｉの析出強化を利
用することから、加熱時にＴｉＣを溶解させる必要があ
る。そのため最低の加熱温度はＣ量によるが１本発明の
成分範囲では１０５０℃以上とする必要がある。一方、
上限を１２５０℃としたのは、１２５０℃を越すと加熱
時のオーステナイト粒が過大となり、圧延によっても、
冷却後の組織に粗大なベイナイトやマルテンサイトが混
入して靭性を劣化するからである。以上の理由からスラ
ブの加熱温度は１０５０〜１２５０℃の範囲とした。
用することから、加熱時にＴｉＣを溶解させる必要があ
る。そのため最低の加熱温度はＣ量によるが１本発明の
成分範囲では１０５０℃以上とする必要がある。一方、
上限を１２５０℃としたのは、１２５０℃を越すと加熱
時のオーステナイト粒が過大となり、圧延によっても、
冷却後の組織に粗大なベイナイトやマルテンサイトが混
入して靭性を劣化するからである。以上の理由からスラ
ブの加熱温度は１０５０〜１２５０℃の範囲とした。
上記条件で加熱されたスラブを、まずオーステナイトの
再結晶温度域において累積圧下率で５０％以上となるま
で繰返して圧延する。この累積圧下率が５０％に満たな
いと、オーステナイトの加ニー再結晶の繰返しによる細
粒化が十分でない。
再結晶温度域において累積圧下率で５０％以上となるま
で繰返して圧延する。この累積圧下率が５０％に満たな
いと、オーステナイトの加ニー再結晶の繰返しによる細
粒化が十分でない。
そのため、その後の圧延−冷却によって組織中に粗大な
ベイナイトやマルテンサイトが混入し靭性が著しく害さ
れる。しかも、この温度域における圧延による細粒化お
よび整粒化が不十分の場合には、引続くオーステナイト
の未再結晶温度域での圧延によって補ない得ないので５
０％以上と限定した。この累積圧下率の値を高くしたと
してもやかて細粒化の効果が飽和に達するのみであるの
で、上限を限定する必要はないが、引続いて行われるオ
ーステナイト未再結晶温度域での５０〜９０％の圧延を
確保さえすれば、あとはスラブ厚と製品厚との関係で決
定すればよい。
ベイナイトやマルテンサイトが混入し靭性が著しく害さ
れる。しかも、この温度域における圧延による細粒化お
よび整粒化が不十分の場合には、引続くオーステナイト
の未再結晶温度域での圧延によって補ない得ないので５
０％以上と限定した。この累積圧下率の値を高くしたと
してもやかて細粒化の効果が飽和に達するのみであるの
で、上限を限定する必要はないが、引続いて行われるオ
ーステナイト未再結晶温度域での５０〜９０％の圧延を
確保さえすれば、あとはスラブ厚と製品厚との関係で決
定すればよい。
続いてオーステナイトの未再結晶温度域における圧延に
移るが、本発明によればオーステナイト未再結晶温度域
でも低温側である（Ａｒ３変態点＋１５０℃）以下で５
０〜９０％の累積圧下率で圧延を行い、仕上温度を（Ａ
ｒ、変態点＋５０℃）〜（Ａｒ、変態点−２０℃）の範
囲とする必要がある。
移るが、本発明によればオーステナイト未再結晶温度域
でも低温側である（Ａｒ３変態点＋１５０℃）以下で５
０〜９０％の累積圧下率で圧延を行い、仕上温度を（Ａ
ｒ、変態点＋５０℃）〜（Ａｒ、変態点−２０℃）の範
囲とする必要がある。
この範囲での圧延が不適当だと加速冷却後の組織に粗大
なベイナイトやマルテンサイトが混入して靭性が大きく
劣化する。この温度域で圧下率が５０％未満では上記の
ような粗大なベイナイトやマルテンサイトが混入して靭
性が大きく劣化する。また、９０％を越える圧下率で圧
延するとポリゴナルフエライトの量が多くなり強度低下
がおこる。
なベイナイトやマルテンサイトが混入して靭性が大きく
劣化する。この温度域で圧下率が５０％未満では上記の
ような粗大なベイナイトやマルテンサイトが混入して靭
性が大きく劣化する。また、９０％を越える圧下率で圧
延するとポリゴナルフエライトの量が多くなり強度低下
がおこる。
なお、仕上温度を（Ａｒ３変態点＋５０℃）〜（Ａｒ３
変態点−２０℃）の範囲に限定したのは、オーステナイ
トの実質的微細化にはＡ ｒ ）変態点近傍で圧延が終
了するのが好ましいからである。
変態点−２０℃）の範囲に限定したのは、オーステナイ
トの実質的微細化にはＡ ｒ ）変態点近傍で圧延が終
了するのが好ましいからである。
上記圧延後加速冷却を行うが、冷却速度は２”Ｃ／Ｓに
満たないと加速冷却の効果がなく、一方、１５℃／Ｓを
越えると焼入組織となり焼戻し工程が必要となるので、
冷却速度を２〜ｂ 範囲に限定した。
満たないと加速冷却の効果がなく、一方、１５℃／Ｓを
越えると焼入組織となり焼戻し工程が必要となるので、
冷却速度を２〜ｂ 範囲に限定した。
前記加速冷却は６５０℃以下４００℃を越える温度まで
続は以後空冷とするが、６５０℃を越える温度で加速冷
却を停止すると加速冷却による強度上昇効果がほとんど
なく、また４００℃以下で冷却を停止すると鋼板の歪を
生じやすくなるので、加速冷却の停止温度は６５０℃以
下４００℃を越える範囲とする。
続は以後空冷とするが、６５０℃を越える温度で加速冷
却を停止すると加速冷却による強度上昇効果がほとんど
なく、また４００℃以下で冷却を停止すると鋼板の歪を
生じやすくなるので、加速冷却の停止温度は６５０℃以
下４００℃を越える範囲とする。
第１表に成分組成を示した供試鋼を溶製した。
これらの供試鋼のうち、調香２は比較例であり、調香１
，３〜７は本発明の成分範囲内にある本発明実施例であ
る。なお、Ｃ当量Ｃａｑは次式によって求めたものであ
る。
，３〜７は本発明の成分範囲内にある本発明実施例であ
る。なお、Ｃ当量Ｃａｑは次式によって求めたものであ
る。
Ｃｅｑ ＝ Ｃ＋Ｋｎ／６＋ （Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）１５
＋ （Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５これらの供試鋼は造塊後分塊
圧延するか、あるいは連続訪造により必要厚みを有する
スラブとなし・これらスラブを第２表に示す如きカロ熱
−圧延−冷却条件で処理した。得られた鋼板の強度およ
び靭性を測定し、その結果を同じく第２表に示した。
＋ （Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５これらの供試鋼は造塊後分塊
圧延するか、あるいは連続訪造により必要厚みを有する
スラブとなし・これらスラブを第２表に示す如きカロ熱
−圧延−冷却条件で処理した。得られた鋼板の強度およ
び靭性を測定し、その結果を同じく第２表に示した。
なお、試験片は圧延直角方向に採取し、引張試 。
験および２ ｒｍ ＶノツチのＷＩ＊試験を行った。ま
た。
た。
各鋼板における数字１，２．３はそれぞれ第１表に示す
調香１，２．３の鋼を使用したことを意味し、サフィッ
クスのアルファベット文字は製造条件を示す。
調香１，２．３の鋼を使用したことを意味し、サフィッ
クスのアルファベット文字は製造条件を示す。
鋼板２Ａは本発明の成分範囲を外れている比較例であり
、鋼板ＩＤは（Ａｒ、＋ １５０℃）以下での圧下量、
鋼板ＩＣはオーステナイト再結晶域での累積圧下量、鋼
板ＩＢはスラブ加熱温度、鋼板ＩＦは圧延後の冷却速度
、鋼板ＩＥは圧延仕上温度おいて、それぞれ本発明の範
囲を外れているが、れに対し、鋼板ＬＡ、ＩＧ、３Ａ、
４Ａ、５Ａ。
、鋼板ＩＤは（Ａｒ、＋ １５０℃）以下での圧下量、
鋼板ＩＣはオーステナイト再結晶域での累積圧下量、鋼
板ＩＢはスラブ加熱温度、鋼板ＩＦは圧延後の冷却速度
、鋼板ＩＥは圧延仕上温度おいて、それぞれ本発明の範
囲を外れているが、れに対し、鋼板ＬＡ、ＩＧ、３Ａ、
４Ａ、５Ａ。
Ａ、７Ａはいずれも本発明実施例である。なお、記関係
を明確にするため、第２表において本発の範囲を外れて
いる条件についてアンダーライを施した。
を明確にするため、第２表において本発の範囲を外れて
いる条件についてアンダーライを施した。
まず、本発明の成分範囲外であるＴｉの量の少い鋼板２
Ａは強度が十分でない。次に圧延条件本発明の範囲を外
れている鋼板ＩＣ，ＩＤ、１は本発明実施例である鋼板
ＩＡに比して靭性がり１本発明における圧延条件の重要
さがあきらである。
Ａは強度が十分でない。次に圧延条件本発明の範囲を外
れている鋼板ＩＣ，ＩＤ、１は本発明実施例である鋼板
ＩＡに比して靭性がり１本発明における圧延条件の重要
さがあきらである。
また、加熱温度が本発明の範囲を外れている鋼ＩＢは本
発明鋼板ＩＡに比して強度が十分でな一更に、圧延後空
冷した従来法による鋼板ＩＦコｌ速冷却を行った本発明
鋼板ＩＡを比較するとへの方が強度において大きく上廻
っており、しも靭性は同等であり１本発明の効果が示さ
れてる。
発明鋼板ＩＡに比して強度が十分でな一更に、圧延後空
冷した従来法による鋼板ＩＦコｌ速冷却を行った本発明
鋼板ＩＡを比較するとへの方が強度において大きく上廻
っており、しも靭性は同等であり１本発明の効果が示さ
れてる。
一方、本発明実施例である鋼板ＩＡ、ＩＧ、３Ａ、４Ａ
、５Ａ、６Ａ、７Ａは何れも強度、靭性とも優れている
。
、５Ａ、６Ａ、７Ａは何れも強度、靭性とも優れている
。
本発明は上記実施例からも明らかな如く、非調質高張力
鋼の化学組成を限定し、加熱−圧延−冷却の製造条件を
限定することにより、圧延後加速冷却を実施する非調質
鋼においてもＴｉを高強度化に有効に利用し、溶接性に
優れ、かつ十分な低温靭性を備えた高張力鋼を製造する
ことができた。
鋼の化学組成を限定し、加熱−圧延−冷却の製造条件を
限定することにより、圧延後加速冷却を実施する非調質
鋼においてもＴｉを高強度化に有効に利用し、溶接性に
優れ、かつ十分な低温靭性を備えた高張力鋼を製造する
ことができた。
従って、本発明法によれば、十分な低温靭性を備えた高
張力鋼を低い炭素当量で製造可能であり、寒冷地向けの
ラインパイプ用素材や他の低温靭性を要求される溶接構
造物用鋼として最適である。
張力鋼を低い炭素当量で製造可能であり、寒冷地向けの
ラインパイプ用素材や他の低温靭性を要求される溶接構
造物用鋼として最適である。
第１図は高張力鋼のＴｉ含有量と、制御圧延後の加速冷
却と空冷の場合の引張強さＴＳおよびシャルピー破面遷
移温度ＦＡＴＴの差との関係を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 第 １３ 釡 恰
却と空冷の場合の引張強さＴＳおよびシャルピー破面遷
移温度ＦＡＴＴの差との関係を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 第 １３ 釡 恰
Claims (2)
- （１）重量比にて Ｃ ：０．０２〜０．１５％ Ｓｉ：０．０３〜０．６０％ Ｍｎ：１．０〜２．５％ 可溶性Ａｌ：０．００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．０４〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成るス
ラブを１０５０〜１２５０℃の範囲に加熱する段階と、
前記加熱後オーステナイトの再結晶温度域において累積
圧下率が５０％以上となるまで圧延する段階と、前記圧
延後（Ａｒ＿３変態点＋１５０℃）以下の圧下量が５０
〜９０％でかつ仕上温度が（Ａｒ＿３変態点＋５０℃）
〜（Ａｒ＿３変態点−２０℃）の範囲となるよう圧延す
る段階と、前記圧延後直ちに２〜１５℃／Ｓの冷却速度
で６５０℃以下４００℃を越える範囲まで冷却し続いて
放冷する段階と、を有して成り低温靭性と溶接性の優れ
たことを特徴とする非調質高張力鋼の製造方法。 - （２）重量比にて Ｃ：０．０２〜０．１５％ Ｓｉ：０．０３〜０．６０％ Ｍｎ：１．０〜２．５％ 可溶性Ａｌ：０．００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．０４〜０．１％ を含有し、更に Ｎｂ：０．１％以下 Ｎｉ：１．０％以下 Ｃｕ：１．０％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｖ：０．１％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｃａ：０．０１％以下 希土類金属：０．１０％以下 のうちから選ばれた何れか１種または２種以上を含有し
、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成るスラブを１
０５０〜１２５０℃の範囲に加熱する段階と、前記加熱
後オーステナイトの再結晶温度域において累積圧下率が
５０％以上となるまで圧延する段階と、前記圧延後（Ａ
ｒ＿３変態点＋１５０℃）以下の圧下量が５０〜９０％
でかつ仕上温度が（Ａｒ＿３変態点＋５０℃）〜（Ａｒ
＿３変態点−２０℃）の範囲となるよう圧延する段階と
、前記圧延後直ちに２〜１５℃／Ｓの冷却速度で６５０
℃以下４００℃を越える範囲まで冷却し続いて放冷する
段階と、を有して成り低温靭性と溶接性の優れたことを
特徴とする非調質高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27356086A JPS63128117A (ja) | 1986-11-17 | 1986-11-17 | 非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27356086A JPS63128117A (ja) | 1986-11-17 | 1986-11-17 | 非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63128117A true JPS63128117A (ja) | 1988-05-31 |
Family
ID=17529505
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27356086A Pending JPS63128117A (ja) | 1986-11-17 | 1986-11-17 | 非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63128117A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5858130A (en) * | 1997-06-25 | 1999-01-12 | Bethlehem Steel Corporation | Composition and method for producing an alloy steel and a product therefrom for structural applications |
| JP2009209443A (ja) * | 2008-03-06 | 2009-09-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用鋼板、その製造方法およびラインパイプ |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57134514A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Kawasaki Steel Corp | Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability |
| JPS5896818A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
| JPS60177128A (ja) * | 1984-02-24 | 1985-09-11 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐腐食疲労特性の優れた海洋構造物用５０キロ級鋼の製造法 |
| JPS60204826A (ja) * | 1984-03-29 | 1985-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性の優れたＴｉ系高張力鋼の製造方法 |
-
1986
- 1986-11-17 JP JP27356086A patent/JPS63128117A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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