JPS6362568B2 - - Google Patents
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- JPS6362568B2 JPS6362568B2 JP55181145A JP18114580A JPS6362568B2 JP S6362568 B2 JPS6362568 B2 JP S6362568B2 JP 55181145 A JP55181145 A JP 55181145A JP 18114580 A JP18114580 A JP 18114580A JP S6362568 B2 JPS6362568 B2 JP S6362568B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、細粒肌焼鋼の製造方法に関する。
従来から軸材、歯車材等に用いられる肌焼鋼
は、熱間圧延後切削加工し、浸炭焼入れ焼きもど
しを行なつて用いられるが、熱間圧延のままの状
態では結晶粒が粗く、またベーナイト組織を有し
ているため硬度が高くバイトの寿命を早めるた
め、切削加工前に焼ならし処理を行なうのが一般
的である。 しかし焼ならし処理は非能率的であり、又コス
ト高になるため圧延のままで焼ならし組織をもつ
圧延方法が提案され一部実施されている。この方
法は、900℃以下の低温で仕上圧延を行なう方法
で有効な方法である。しかし、肌焼鋼では圧延後
切削加工を施し、浸炭焼入れを行なうため浸炭処
理時に結晶粒が粗大化するという欠点がある。こ
のような結晶粒の粗大化を防止する方法として、
500℃〜A3点の温度域で塑性加工を加える方法
(特開昭48−7829)、あるいは1150℃以上の温度に
加熱後AlNを析出するよう圧延後950〜600℃の
温度域を徐冷する方法(特開昭50−158521)等が
提案されているが、いずれも能率的なものではな
く完全ではない。 この発明はこのような観点からなされたもので
熱間圧延のままで焼ならし処理を行なつたものと
同等の焼ならし組織を有し、かつ浸炭処理時に結
晶粒が粗大化しない肌焼鋼を製造することを目的
としたもので、その要旨は、 (1) C0.10〜0.30%、Si0.50%以下、Mn0.30〜1.80
%、Cr0.30〜1.80%、SolAl0.005〜0.060%、更
にNb,Tiの1種又は2種を0.01〜0.10%含有
し、残部Feおよび不純物からなる鋼を、A3点
〜1050℃の温度に加熱したのち、850〜1000℃
の温度で熱間圧延を行なうことを特徴とする細
粒肌焼鋼の製造方法。 (2) C0.10〜0.30%、Si0.50%以下、Mn0.30〜1.80
%、Cr0.30〜1.80%、Mo0.05〜0.35%、
SolAl0.005〜0.060%、更にNb,Tiの1種又は
2種を0.01〜0.10%を含有し、残部Feおよび不
純物からなる鋼を、A3点〜1050℃の温度に加
熱したのち、850〜1000℃の温度で熱間圧延す
ることを特徴とする細粒肌焼鋼の製造方法、で
ある。 まず、この発明で熱間圧延のままで焼ならし処
理を行なつたものと同等の焼ならし組織とは、切
削性をそこなわない組織と硬度をもつた鋼であつ
て、その組織は、ベーナイト組織が20%以下で残
部をフエライト+パーライト組織であつて、フエ
ライト粒度6番以上で、硬度はHB180以下の鋼を
判断基準とした。 又、浸炭時に結晶粒が粗大化しない鋼とは、浸
炭処理温度(900〜930℃)に加熱してオーステナ
イト結晶粒度が4番以下にならないことを判断基
準とした。 このような鋼の製造方法について、本発明者等
は種々研究した結果、浸炭時のオーステナイト結
晶粒の粗大化防止には、鋼中にNbおよびまたは
Tiを含有させ、浸炭時に炭窒化物を析出させる
と非常に効果があることを見出した。このような
炭窒化物の析出効果を得るためには、まず鋼の成
分範囲を厳密に規制することと、その圧延に際し
ては圧延条件を適正に限定することによつて析出
効果を最大に発揮させ結晶粒の粗大化を防止する
ことに成功したものである。 まず鋼の成分を限定した理由についてのべる。 C:本発明鋼は浸炭後焼入れおよび低温焼きも
どしを行なつて使用される。したがつて浸炭され
ない芯部は靭性が高くなければならないことから
硬さがHRC40をこえないことが望ましい。この硬
さは85%マルテンサイト組織の場合にC0.3%鋼に
相当するために上限を0.30%とした。一方強度の
面では芯部でHRC20以上の硬度を必要とするため
下限を0.10%とし、範囲は0.10〜0.30%とした。 Si:Siは脱酸剤として有効な元素であるが、本
発明鋼の肌焼鋼に対しては浸炭表層部の性状に関
して好ましくない影響を与えるので含有量は少な
い方が望ましいが、用途によつては製品寸法によ
り焼入性確保の面から一定量の含有が必要であ
る。しかし含有量が0.50%をこえると靭性を低下
させるためSi含有量は0.50%以下としたが、望ま
しくは0.05〜0.50%が好ましい。 Mn:Mnは脱酸脱硫剤として含有されるが、
この目的のためには0.30%以上必要であり、更に
焼入性を向上させるのに有効な元素でもあるが、
1.80%をこえると被削性が低下するため0.30〜
1.80%とした。 Cr:Crは焼入性、強度、靭性を向上させるに
有効な元素であり、このためには0.30%以上が必
要である。しかし1.80%をこえると浸炭時に過剰
浸炭になるため0.30〜1.80%とする。 SolAl:Alは脱酸剤として添加されるが、結晶
粒度を調整する元素であり、そのためには少なく
とも0.005%以上が必要であるが、0.060%をこえ
ると溶鋼の大気酸化により、Al2O3系介在物が急
速に増加するため0.005〜0.060%とした。 Nb:Nbは炭窒化物となつて析出しオーステナ
イト結晶粒の成長を抑制する。その効果は0.01%
で表われはじめ、0.04%程度までは添加量に比例
して効果があるが、0.10%をこえるとその効果は
少なくなるので0.01〜0.10%とする。 Ti:TiはNbと同様炭窒化物を形成しオーステ
ナイト結晶粒の成長を抑制する元素であり、0.01
%未満ではその効果は少なく0.05%までは顕著な
効果がある。しかし0.10%をこえると添加量に対
しその効果は少なく介在物も増加するため0.01〜
0.10%とする。 以上の成分範囲で本発明肌焼鋼の製造には十分
効果を発揮するが、更に靭性を要求される場合は
Moを添加する。 Mo:Moは靭性および焼入性を向上させる元
素であるが、靭性の効果を発揮させるためには
0.05%以上は必要でる。しかし0.35%をこえると
靭性改善効果は飽和し被削性が劣化するため0.05
〜0.35%とする。 以上本発明の鋼の成分限定理由についてのべた
が、本発明は熱間圧延のままで焼ならし組織をも
つ必要がある。そのためにはあまり焼入性が高い
と、ベーナイト組織が生成し易くなり、熱間圧延
後の放冷冷却速度0.3〜5.0℃/秒では圧延時に結
晶粒を微細にしても焼ならし組織を得ることは困
難である。このため焼入性についても本発明者等
は実験検討した。焼入性を表わす指標として一般
に用いられる、試験片中心が50%マルテンサイト
硬度となる理想臨界直径DIを用い実験検討した
結果、DIの限界3.0インチであり、本発明の鋼の
DIは3.0インチ以下に成分調整すべきであること
を見出した。 以上本発明の鋼の成分と特性についてのべた
が、次に加熱および圧延条件の規制についてのべ
る。本発明者等はこのような鋼の加熱ならびに圧
延条件についても実験検討した。 まず加熱温度であるが、圧延によつて結晶粒を
微細にするためには、オーステナイト域において
再結晶させる必要があるためA3点以上に加熱す
る必要がある。しかし加熱温度が高いとオーステ
ナイト結晶粒が成長して粗大化するため低い方が
望ましい。本発明では加熱温度の上限を1050℃に
抑えるべきである。その理由は、本発明の鋼には
Nb,Tiの1種又は2種が含有されており、1050
℃をこえるとNb又はTiの炭窒化物が固溶し始め
結晶粒の成長抑制の効果がなくなるためである。
このため加熱温度はA3点〜1050℃の温度に規制
するものである。 又圧延温度は850〜1000℃の温度で圧延する。
理由は、圧延温度が1000℃をこえると結晶粒が粗
大化するとともに硬度が上昇するからである。
又、下限を850℃としたのは、850℃未満では再結
晶が十分行なわれず加工組織が残るためである。 又熱間圧延の圧延比は3以上の圧延を行なう必
要がある。圧延比3以上の圧延を行なうのは、圧
延比3未満では結晶内に導入される格子欠陥や蓄
積エネルギーが少ないため再結晶が十分行なわれ
ず微細な結晶粒を得ることができないためであ
る。 以上のように本発明は、前述した成分範囲の鋼
を加熱温度A3点〜1050℃の温度で加熱し850〜
1000℃の温度で圧延比3以上の熱間圧延を行なう
ことによつて、圧延のままで焼ならし組織をもち
浸炭処理時に結晶粒が粗大化しない優秀な肌焼鋼
が製造できるものである。 実施例 第1表に示す成分の鋼を溶製し、125mm角のレ
ツトに分塊圧延したのち、熱間圧延を行ない50mm
φの棒鋼を製造した。 この棒鋼について、圧延後の硬度およびフエラ
イト結晶粒度測定と浸炭処理後のオーステナイト
結晶粒度測定を行なつた。 浸炭処理は925℃の温度で6時間保持し、850℃
の温度まで冷却したのち、油焼入れを行なつた。
結晶粒度の測定は夫々JIS G0551,G0552の規定
に従つて行なつた。 第1表中のNo.1〜No.4の鋼は比較鋼、No.5〜No.
7の鋼はCr系の発明鋼で、No.8〜No.10はCr―Mo
系の発明鋼である。 No.1鋼はJISに規定されるCr系肌焼鋼を通常の
温度条件で圧延を行なつたもののであるが、圧延
後の硬度は満足できるが、フエライト粒度は粗
く、また浸炭時に粗粒化を生じ混粒となつてい
た。 No.2鋼はCr―Mo系肌焼鋼を通常の温度条件で
圧延したものであるが、圧延後の硬度が高くフエ
ライト粒度も粗い。 No.3鋼は低温圧延したものであり、圧延後の硬
度、組織は焼ならし材と同程度であるが、浸炭処
理時にオーステナイト結晶粒の粗大化を生じた。 No.4鋼は従来法で圧延したものを焼ならし処理
(925℃×1時間保持後空冷)したものである。 上記比較鋼に対し、NbおよびTiを単独又は複
合含有し、更に圧延条件を調整した発明鋼No.5〜
No.10の鋼は圧延後の硬度、フエライト粒度は焼な
らし材と同程度であり、さらに浸炭処理において
もオーステナイト結晶粒の粗大化は生じず非常に
すぐれた鋼であることを示している。
は、熱間圧延後切削加工し、浸炭焼入れ焼きもど
しを行なつて用いられるが、熱間圧延のままの状
態では結晶粒が粗く、またベーナイト組織を有し
ているため硬度が高くバイトの寿命を早めるた
め、切削加工前に焼ならし処理を行なうのが一般
的である。 しかし焼ならし処理は非能率的であり、又コス
ト高になるため圧延のままで焼ならし組織をもつ
圧延方法が提案され一部実施されている。この方
法は、900℃以下の低温で仕上圧延を行なう方法
で有効な方法である。しかし、肌焼鋼では圧延後
切削加工を施し、浸炭焼入れを行なうため浸炭処
理時に結晶粒が粗大化するという欠点がある。こ
のような結晶粒の粗大化を防止する方法として、
500℃〜A3点の温度域で塑性加工を加える方法
(特開昭48−7829)、あるいは1150℃以上の温度に
加熱後AlNを析出するよう圧延後950〜600℃の
温度域を徐冷する方法(特開昭50−158521)等が
提案されているが、いずれも能率的なものではな
く完全ではない。 この発明はこのような観点からなされたもので
熱間圧延のままで焼ならし処理を行なつたものと
同等の焼ならし組織を有し、かつ浸炭処理時に結
晶粒が粗大化しない肌焼鋼を製造することを目的
としたもので、その要旨は、 (1) C0.10〜0.30%、Si0.50%以下、Mn0.30〜1.80
%、Cr0.30〜1.80%、SolAl0.005〜0.060%、更
にNb,Tiの1種又は2種を0.01〜0.10%含有
し、残部Feおよび不純物からなる鋼を、A3点
〜1050℃の温度に加熱したのち、850〜1000℃
の温度で熱間圧延を行なうことを特徴とする細
粒肌焼鋼の製造方法。 (2) C0.10〜0.30%、Si0.50%以下、Mn0.30〜1.80
%、Cr0.30〜1.80%、Mo0.05〜0.35%、
SolAl0.005〜0.060%、更にNb,Tiの1種又は
2種を0.01〜0.10%を含有し、残部Feおよび不
純物からなる鋼を、A3点〜1050℃の温度に加
熱したのち、850〜1000℃の温度で熱間圧延す
ることを特徴とする細粒肌焼鋼の製造方法、で
ある。 まず、この発明で熱間圧延のままで焼ならし処
理を行なつたものと同等の焼ならし組織とは、切
削性をそこなわない組織と硬度をもつた鋼であつ
て、その組織は、ベーナイト組織が20%以下で残
部をフエライト+パーライト組織であつて、フエ
ライト粒度6番以上で、硬度はHB180以下の鋼を
判断基準とした。 又、浸炭時に結晶粒が粗大化しない鋼とは、浸
炭処理温度(900〜930℃)に加熱してオーステナ
イト結晶粒度が4番以下にならないことを判断基
準とした。 このような鋼の製造方法について、本発明者等
は種々研究した結果、浸炭時のオーステナイト結
晶粒の粗大化防止には、鋼中にNbおよびまたは
Tiを含有させ、浸炭時に炭窒化物を析出させる
と非常に効果があることを見出した。このような
炭窒化物の析出効果を得るためには、まず鋼の成
分範囲を厳密に規制することと、その圧延に際し
ては圧延条件を適正に限定することによつて析出
効果を最大に発揮させ結晶粒の粗大化を防止する
ことに成功したものである。 まず鋼の成分を限定した理由についてのべる。 C:本発明鋼は浸炭後焼入れおよび低温焼きも
どしを行なつて使用される。したがつて浸炭され
ない芯部は靭性が高くなければならないことから
硬さがHRC40をこえないことが望ましい。この硬
さは85%マルテンサイト組織の場合にC0.3%鋼に
相当するために上限を0.30%とした。一方強度の
面では芯部でHRC20以上の硬度を必要とするため
下限を0.10%とし、範囲は0.10〜0.30%とした。 Si:Siは脱酸剤として有効な元素であるが、本
発明鋼の肌焼鋼に対しては浸炭表層部の性状に関
して好ましくない影響を与えるので含有量は少な
い方が望ましいが、用途によつては製品寸法によ
り焼入性確保の面から一定量の含有が必要であ
る。しかし含有量が0.50%をこえると靭性を低下
させるためSi含有量は0.50%以下としたが、望ま
しくは0.05〜0.50%が好ましい。 Mn:Mnは脱酸脱硫剤として含有されるが、
この目的のためには0.30%以上必要であり、更に
焼入性を向上させるのに有効な元素でもあるが、
1.80%をこえると被削性が低下するため0.30〜
1.80%とした。 Cr:Crは焼入性、強度、靭性を向上させるに
有効な元素であり、このためには0.30%以上が必
要である。しかし1.80%をこえると浸炭時に過剰
浸炭になるため0.30〜1.80%とする。 SolAl:Alは脱酸剤として添加されるが、結晶
粒度を調整する元素であり、そのためには少なく
とも0.005%以上が必要であるが、0.060%をこえ
ると溶鋼の大気酸化により、Al2O3系介在物が急
速に増加するため0.005〜0.060%とした。 Nb:Nbは炭窒化物となつて析出しオーステナ
イト結晶粒の成長を抑制する。その効果は0.01%
で表われはじめ、0.04%程度までは添加量に比例
して効果があるが、0.10%をこえるとその効果は
少なくなるので0.01〜0.10%とする。 Ti:TiはNbと同様炭窒化物を形成しオーステ
ナイト結晶粒の成長を抑制する元素であり、0.01
%未満ではその効果は少なく0.05%までは顕著な
効果がある。しかし0.10%をこえると添加量に対
しその効果は少なく介在物も増加するため0.01〜
0.10%とする。 以上の成分範囲で本発明肌焼鋼の製造には十分
効果を発揮するが、更に靭性を要求される場合は
Moを添加する。 Mo:Moは靭性および焼入性を向上させる元
素であるが、靭性の効果を発揮させるためには
0.05%以上は必要でる。しかし0.35%をこえると
靭性改善効果は飽和し被削性が劣化するため0.05
〜0.35%とする。 以上本発明の鋼の成分限定理由についてのべた
が、本発明は熱間圧延のままで焼ならし組織をも
つ必要がある。そのためにはあまり焼入性が高い
と、ベーナイト組織が生成し易くなり、熱間圧延
後の放冷冷却速度0.3〜5.0℃/秒では圧延時に結
晶粒を微細にしても焼ならし組織を得ることは困
難である。このため焼入性についても本発明者等
は実験検討した。焼入性を表わす指標として一般
に用いられる、試験片中心が50%マルテンサイト
硬度となる理想臨界直径DIを用い実験検討した
結果、DIの限界3.0インチであり、本発明の鋼の
DIは3.0インチ以下に成分調整すべきであること
を見出した。 以上本発明の鋼の成分と特性についてのべた
が、次に加熱および圧延条件の規制についてのべ
る。本発明者等はこのような鋼の加熱ならびに圧
延条件についても実験検討した。 まず加熱温度であるが、圧延によつて結晶粒を
微細にするためには、オーステナイト域において
再結晶させる必要があるためA3点以上に加熱す
る必要がある。しかし加熱温度が高いとオーステ
ナイト結晶粒が成長して粗大化するため低い方が
望ましい。本発明では加熱温度の上限を1050℃に
抑えるべきである。その理由は、本発明の鋼には
Nb,Tiの1種又は2種が含有されており、1050
℃をこえるとNb又はTiの炭窒化物が固溶し始め
結晶粒の成長抑制の効果がなくなるためである。
このため加熱温度はA3点〜1050℃の温度に規制
するものである。 又圧延温度は850〜1000℃の温度で圧延する。
理由は、圧延温度が1000℃をこえると結晶粒が粗
大化するとともに硬度が上昇するからである。
又、下限を850℃としたのは、850℃未満では再結
晶が十分行なわれず加工組織が残るためである。 又熱間圧延の圧延比は3以上の圧延を行なう必
要がある。圧延比3以上の圧延を行なうのは、圧
延比3未満では結晶内に導入される格子欠陥や蓄
積エネルギーが少ないため再結晶が十分行なわれ
ず微細な結晶粒を得ることができないためであ
る。 以上のように本発明は、前述した成分範囲の鋼
を加熱温度A3点〜1050℃の温度で加熱し850〜
1000℃の温度で圧延比3以上の熱間圧延を行なう
ことによつて、圧延のままで焼ならし組織をもち
浸炭処理時に結晶粒が粗大化しない優秀な肌焼鋼
が製造できるものである。 実施例 第1表に示す成分の鋼を溶製し、125mm角のレ
ツトに分塊圧延したのち、熱間圧延を行ない50mm
φの棒鋼を製造した。 この棒鋼について、圧延後の硬度およびフエラ
イト結晶粒度測定と浸炭処理後のオーステナイト
結晶粒度測定を行なつた。 浸炭処理は925℃の温度で6時間保持し、850℃
の温度まで冷却したのち、油焼入れを行なつた。
結晶粒度の測定は夫々JIS G0551,G0552の規定
に従つて行なつた。 第1表中のNo.1〜No.4の鋼は比較鋼、No.5〜No.
7の鋼はCr系の発明鋼で、No.8〜No.10はCr―Mo
系の発明鋼である。 No.1鋼はJISに規定されるCr系肌焼鋼を通常の
温度条件で圧延を行なつたもののであるが、圧延
後の硬度は満足できるが、フエライト粒度は粗
く、また浸炭時に粗粒化を生じ混粒となつてい
た。 No.2鋼はCr―Mo系肌焼鋼を通常の温度条件で
圧延したものであるが、圧延後の硬度が高くフエ
ライト粒度も粗い。 No.3鋼は低温圧延したものであり、圧延後の硬
度、組織は焼ならし材と同程度であるが、浸炭処
理時にオーステナイト結晶粒の粗大化を生じた。 No.4鋼は従来法で圧延したものを焼ならし処理
(925℃×1時間保持後空冷)したものである。 上記比較鋼に対し、NbおよびTiを単独又は複
合含有し、更に圧延条件を調整した発明鋼No.5〜
No.10の鋼は圧延後の硬度、フエライト粒度は焼な
らし材と同程度であり、さらに浸炭処理において
もオーステナイト結晶粒の粗大化は生じず非常に
すぐれた鋼であることを示している。
【表】
【表】
* 混粒
以上説明したごとく、本発明鋼は圧延のまゝで
焼ならし組織とし、焼ならし処理工程が省略でき
るとともに浸炭処理における結晶粒の粗大化も防
止できるなど大きな効果を有するものである。
以上説明したごとく、本発明鋼は圧延のまゝで
焼ならし組織とし、焼ならし処理工程が省略でき
るとともに浸炭処理における結晶粒の粗大化も防
止できるなど大きな効果を有するものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C0.10〜0.30%、Si0.50%以下、Mn0.30〜1.80
%、Cr0.30〜1.80%、SolAl0.005〜0.060%、更に
Nb,Tiの1種又は2種を0.01〜0.10%含有し、
残部Feおよび不純物からなる鋼を、A3点〜1050
℃の温度に加熱したのち、850〜1000℃の温度で
熱間圧延を行なうことを特徴とする細粒肌焼鋼の
製造方法。 2 C0.10〜0.30%、Si0.50%以下、Mn0.30〜1.80
%、Cr0.30〜1.80%、Mo0.05〜0.35%、
SolAl0.005〜0.060%、更にNb,Tiの1種又は2
種を0.01〜0.10%を含有し、残部Feおよび不純物
からなる鋼を、A3点〜1050℃の温度に加熱した
のち、850〜1000℃の温度で熱間圧延することを
特徴とする細粒肌焼鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18114580A JPS57104625A (en) | 1980-12-19 | 1980-12-19 | Manufacture of fine-grain case-hardening steel |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18114580A JPS57104625A (en) | 1980-12-19 | 1980-12-19 | Manufacture of fine-grain case-hardening steel |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS57104625A JPS57104625A (en) | 1982-06-29 |
JPS6362568B2 true JPS6362568B2 (ja) | 1988-12-02 |
Family
ID=16095669
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18114580A Granted JPS57104625A (en) | 1980-12-19 | 1980-12-19 | Manufacture of fine-grain case-hardening steel |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS57104625A (ja) |
Families Citing this family (7)
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---|---|---|---|---|
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JPS59232252A (ja) * | 1983-06-13 | 1984-12-27 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭用鋼 |
JPS61210154A (ja) * | 1985-03-13 | 1986-09-18 | Kobe Steel Ltd | 低歪浸炭用鋼 |
JP2503400B2 (ja) * | 1985-10-17 | 1996-06-05 | 大同特殊鋼株式会社 | 浸炭部品の製造方法 |
JPS63199819A (ja) * | 1987-02-13 | 1988-08-18 | Kobe Steel Ltd | 細粒鋼の製造方法 |
JP2767254B2 (ja) * | 1988-08-01 | 1998-06-18 | 株式会社神戸製鋼所 | Cr−Mo肌焼鋼の製造方法 |
JP2016188421A (ja) * | 2015-03-30 | 2016-11-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 浸炭部品 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4961018A (ja) * | 1972-10-16 | 1974-06-13 | ||
JPS5241114A (en) * | 1975-09-29 | 1977-03-30 | Kobe Steel Ltd | Case hardening steel for cold plastic working _ gas carburizing |
JPS53147616A (en) * | 1977-05-31 | 1978-12-22 | Nippon Steel Corp | Case hardening steel |
-
1980
- 1980-12-19 JP JP18114580A patent/JPS57104625A/ja active Granted
Patent Citations (3)
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JPS4961018A (ja) * | 1972-10-16 | 1974-06-13 | ||
JPS5241114A (en) * | 1975-09-29 | 1977-03-30 | Kobe Steel Ltd | Case hardening steel for cold plastic working _ gas carburizing |
JPS53147616A (en) * | 1977-05-31 | 1978-12-22 | Nippon Steel Corp | Case hardening steel |
Also Published As
Publication number | Publication date |
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JPS57104625A (en) | 1982-06-29 |
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