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)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02277744A (ja) * | 1982-12-28 | 1990-11-14 | Kobe Steel Ltd | 熱処理歪量及びそのばらつきの少ない浸炭用棒鋼 |
| 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)
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57104625A (en) | 1982-06-29 |
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