JPH0224904B2 - - Google Patents
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- JPH0224904B2 JPH0224904B2 JP60082282A JP8228285A JPH0224904B2 JP H0224904 B2 JPH0224904 B2 JP H0224904B2 JP 60082282 A JP60082282 A JP 60082282A JP 8228285 A JP8228285 A JP 8228285A JP H0224904 B2 JPH0224904 B2 JP H0224904B2
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- JP
- Japan
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- steel
- less
- temperature
- low
- rolling
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は低温靭性および耐海水性の優れた鉄筋
棒鋼に関するものである。 近年の石油事情から液化天然ガスの需要が増加
し、貯蔵基地建設用として鉄筋棒鋼の需要量が多
くなつてきた。すなわち最近設置される天然ガス
貯蔵用容器は、安全性が重視され、外殻をコンク
リートで覆つた構造のものが指向され、補強用鉄
筋棒鋼の需要量が増加している。天然ガス貯蔵用
コンクリート鉄筋棒鋼に要求される特性は、川砂
の枯渇からコンクリートの原料として海砂が使用
されるため耐海水性に優れている事、さらに天然
ガスの沸点は−165℃であるため−165℃までの低
温においても脆性を示さない事、および鉄筋棒鋼
に要求される一般的な特性として降伏強度が高い
事等である。 高Ni鋼は周知のように低温靭性にすぐれ、低
温用圧力容器等に使用されているが非常に高価な
ため、さほどの低温靭性を必要としない場合は数
％のNiを含有する鋼材が低温圧力用鋼板や低温
用鋼管に実用されている。 しかしこれは再加熱による焼ならし−焼戻や焼
入−焼戻等のコストの高い熱処理を施して製造さ
れており、またコンクリート用に海砂が多用され
る事から近年要求され始めた耐海水性は必ずしも
満足出来るものではなかつた。 一方鉄筋棒鋼は直径数10mmに対して長さ数ｍの
独特の細長い形状のため、再加熱焼入・焼戻によ
る製造法では熱処理による曲りが避けられず、こ
れの矯正工程および矯正による硬化を除去するた
めの焼鈍工程がさらに必要となり、繁雑な手間と
高い製造コストを要するため従来殆んどかえりみ
られていない。このような棒鋼の簡便な熱処理方
法のひとつとして熱間圧延直後の保有熱を利用
し、オーステナイト組織の温度範囲にある赤熱鋼
材を急冷し表層部のみを焼入硬化する方法が提案
されている。この方法は熱処理による曲りも極め
て少なくコストも比較的安い製造法である。 従来は低炭素鋼鉄筋に表面焼入法を適用する事
によつて合金元素の節減や溶接性の改善を目的と
したものであつたが、鉄筋内部はフエライトとパ
ーライトの混合組織のため、焼入焼戻材に匹敵す
る靭性を得る事は困難であつた。本発明者らは、
低Ni棒鋼の圧延後の表面焼入について研究した
結果、仕上圧延温度をコントロールし結晶粒度を
細かくする事によつてNiの効果とあいまつて棒
鋼内部の非硬化部も低温靭性が低下せず、さらに
鋼材成分中のSi、ＰおよびＳ含有量を低減すれば
靭性が改善できる事を見出した。 次にNi鋼の耐海水性について試験したところ、
Niの耐食作用により耐海水性は一般炭素鋼より
ややすぐれているが焼入によるマルテンサイトや
ベーナイト組織鋼は焼戻されても化学的に不安定
のため耐食性は劣り、目標とする耐海水性が得ら
れなかつた。しかしながら、これらの焼戻マルテ
ンサイトまたはベーナイト組織鋼においてもSi、
ＰおよびＳを低減する事によつて耐海水性が著し
く向上する事がわかつた。とくにＳ量の影響は極
めて顕著である。 本発明は以上の知見にもとづいて、耐海水性お
よび低温靭性に著しくすぐれた鉄筋棒鋼を提供す
るものである。 即ち、本発明の要旨とするところは、 Ｃ：0.17％以下、Si：0.03％以下、Mn：0.70％
以下、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.005％以下、Ni：
２〜４％、残部が鉄および不可避的不純物から成
り、外周部に深さ３mm以上の焼戻しマルテンサイ
トまたはベーナイト層を有し内部はフエライトお
よびパーライトから成る降伏強度40Kg／mm2以上、
−150℃におけるシヤルピー衝撃値４Kg−ｍ以上
を有する低温靭性および耐海水性のすぐれた鉄筋
棒鋼、 である。 次に本発明において前記のように成分範囲を定
めた理由と本発明鋼に適した製造方法について述
べる。 Ｃを0.17％以下としたのは、Ｃは焼入性の高い
元素であり0.17％を超えると靭性の劣化をきたす
ためである。他元素との組合せにおいてＣ量が増
加すると棒鋼内部の非硬化部はもとより表層の焼
入焼戻部の靭性も低下し、Ｃ量が0.17％を越える
と目標とする貯蔵タンクに必要な低温靭性が得ら
れないからである。Siはコンクリート中に埋設し
た際、鉄筋の表面に生成した被膜中にSiが富化
し、シリケートを生成し、コンクリートを構成す
るアルカリ液に侵食される傾向が大きくなる。従
つてこの傾向を軽減させるためにSi量は0.03％以
下とした。Mnは靭性低下の少ない強化元素とし
て使用するものであるが、0.70％超では焼入性が
過大となつてＣ同様靭性を劣化させるため0.07％
以下とした。Ｐは不純物元素として避けられない
元素であり0.015％超では耐海水性および低温靭
性が劣化するので0.015％以下とした。ＳはＰと
の組合せにおいて0.005％以下にする事によつて
耐海水性および低温靭性が著しく向上することが
判明したので0.005％以下とした。Niは地鉄に固
溶し強度および靭性を向上させるもので、２％未
満ではその効果が小さくなりまた合金コストの点
も考慮して２〜４％の範囲とした。また表層部の
焼戻マルテンサイトまたはベーナイト層の深さを
３mm以上としたのは３mm未満では所要の降伏強度
およびシヤルピー衝撃値が得られないからであ
る。 次に本発明鋼に適した製造方法について述べ
る。本発明鋼のAr3変態点は750〜800℃、Ar1変
態点は670〜680℃であり、オーステナイト域での
圧延、およびオーステナイト−フエライト二相域
での圧延のいずれにおいても結晶粒が微細化し良
好な特性が得られる事から両域における圧延温度
は750℃〜900℃とするのが望ましい。しかしこの
範囲の中でも750℃〜850℃の低温仕上げ圧延の方
が更に好ましい。 下限温度750℃は、750℃未満では圧延時の変形
抵抗が大となり、通常圧延機の能力を越える。ま
た材質上も強度が向上する反面、靭性が劣化する
からである。なお、790℃〜750℃における二相域
圧延による材質特性はオーステナイト域圧延にお
けるよりも、非焼入部のフエライト・パーライト
組織がより細粒となり低温靭性および降伏強度の
優れたものが得られる。しかし変形抵抗はオース
テナイト域圧延におけるよりも大きい。従つて低
温靭性および降伏強度を若干犠牲にしてよい場合
にはオーステナイト域における圧延を行なう方が
圧延負荷上有利である。上限温度900℃は、これ
を越える温度ではオーステナイト結晶粒の粗大化
および加熱温度上昇に伴なう燃料コストの上昇を
来たす。 また圧延終了後の冷却速度（γ域から400℃ま
で）を20℃／sec以上とするのが有効でこれ未満
の冷却速度では表面層が焼入組織にならない。 次に本発明の実施例について述べる。第１表に
供試材の種類および化学組成を示す。
棒鋼に関するものである。 近年の石油事情から液化天然ガスの需要が増加
し、貯蔵基地建設用として鉄筋棒鋼の需要量が多
くなつてきた。すなわち最近設置される天然ガス
貯蔵用容器は、安全性が重視され、外殻をコンク
リートで覆つた構造のものが指向され、補強用鉄
筋棒鋼の需要量が増加している。天然ガス貯蔵用
コンクリート鉄筋棒鋼に要求される特性は、川砂
の枯渇からコンクリートの原料として海砂が使用
されるため耐海水性に優れている事、さらに天然
ガスの沸点は−165℃であるため−165℃までの低
温においても脆性を示さない事、および鉄筋棒鋼
に要求される一般的な特性として降伏強度が高い
事等である。 高Ni鋼は周知のように低温靭性にすぐれ、低
温用圧力容器等に使用されているが非常に高価な
ため、さほどの低温靭性を必要としない場合は数
％のNiを含有する鋼材が低温圧力用鋼板や低温
用鋼管に実用されている。 しかしこれは再加熱による焼ならし−焼戻や焼
入−焼戻等のコストの高い熱処理を施して製造さ
れており、またコンクリート用に海砂が多用され
る事から近年要求され始めた耐海水性は必ずしも
満足出来るものではなかつた。 一方鉄筋棒鋼は直径数10mmに対して長さ数ｍの
独特の細長い形状のため、再加熱焼入・焼戻によ
る製造法では熱処理による曲りが避けられず、こ
れの矯正工程および矯正による硬化を除去するた
めの焼鈍工程がさらに必要となり、繁雑な手間と
高い製造コストを要するため従来殆んどかえりみ
られていない。このような棒鋼の簡便な熱処理方
法のひとつとして熱間圧延直後の保有熱を利用
し、オーステナイト組織の温度範囲にある赤熱鋼
材を急冷し表層部のみを焼入硬化する方法が提案
されている。この方法は熱処理による曲りも極め
て少なくコストも比較的安い製造法である。 従来は低炭素鋼鉄筋に表面焼入法を適用する事
によつて合金元素の節減や溶接性の改善を目的と
したものであつたが、鉄筋内部はフエライトとパ
ーライトの混合組織のため、焼入焼戻材に匹敵す
る靭性を得る事は困難であつた。本発明者らは、
低Ni棒鋼の圧延後の表面焼入について研究した
結果、仕上圧延温度をコントロールし結晶粒度を
細かくする事によつてNiの効果とあいまつて棒
鋼内部の非硬化部も低温靭性が低下せず、さらに
鋼材成分中のSi、ＰおよびＳ含有量を低減すれば
靭性が改善できる事を見出した。 次にNi鋼の耐海水性について試験したところ、
Niの耐食作用により耐海水性は一般炭素鋼より
ややすぐれているが焼入によるマルテンサイトや
ベーナイト組織鋼は焼戻されても化学的に不安定
のため耐食性は劣り、目標とする耐海水性が得ら
れなかつた。しかしながら、これらの焼戻マルテ
ンサイトまたはベーナイト組織鋼においてもSi、
ＰおよびＳを低減する事によつて耐海水性が著し
く向上する事がわかつた。とくにＳ量の影響は極
めて顕著である。 本発明は以上の知見にもとづいて、耐海水性お
よび低温靭性に著しくすぐれた鉄筋棒鋼を提供す
るものである。 即ち、本発明の要旨とするところは、 Ｃ：0.17％以下、Si：0.03％以下、Mn：0.70％
以下、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.005％以下、Ni：
２〜４％、残部が鉄および不可避的不純物から成
り、外周部に深さ３mm以上の焼戻しマルテンサイ
トまたはベーナイト層を有し内部はフエライトお
よびパーライトから成る降伏強度40Kg／mm2以上、
−150℃におけるシヤルピー衝撃値４Kg−ｍ以上
を有する低温靭性および耐海水性のすぐれた鉄筋
棒鋼、 である。 次に本発明において前記のように成分範囲を定
めた理由と本発明鋼に適した製造方法について述
べる。 Ｃを0.17％以下としたのは、Ｃは焼入性の高い
元素であり0.17％を超えると靭性の劣化をきたす
ためである。他元素との組合せにおいてＣ量が増
加すると棒鋼内部の非硬化部はもとより表層の焼
入焼戻部の靭性も低下し、Ｃ量が0.17％を越える
と目標とする貯蔵タンクに必要な低温靭性が得ら
れないからである。Siはコンクリート中に埋設し
た際、鉄筋の表面に生成した被膜中にSiが富化
し、シリケートを生成し、コンクリートを構成す
るアルカリ液に侵食される傾向が大きくなる。従
つてこの傾向を軽減させるためにSi量は0.03％以
下とした。Mnは靭性低下の少ない強化元素とし
て使用するものであるが、0.70％超では焼入性が
過大となつてＣ同様靭性を劣化させるため0.07％
以下とした。Ｐは不純物元素として避けられない
元素であり0.015％超では耐海水性および低温靭
性が劣化するので0.015％以下とした。ＳはＰと
の組合せにおいて0.005％以下にする事によつて
耐海水性および低温靭性が著しく向上することが
判明したので0.005％以下とした。Niは地鉄に固
溶し強度および靭性を向上させるもので、２％未
満ではその効果が小さくなりまた合金コストの点
も考慮して２〜４％の範囲とした。また表層部の
焼戻マルテンサイトまたはベーナイト層の深さを
３mm以上としたのは３mm未満では所要の降伏強度
およびシヤルピー衝撃値が得られないからであ
る。 次に本発明鋼に適した製造方法について述べ
る。本発明鋼のAr3変態点は750〜800℃、Ar1変
態点は670〜680℃であり、オーステナイト域での
圧延、およびオーステナイト−フエライト二相域
での圧延のいずれにおいても結晶粒が微細化し良
好な特性が得られる事から両域における圧延温度
は750℃〜900℃とするのが望ましい。しかしこの
範囲の中でも750℃〜850℃の低温仕上げ圧延の方
が更に好ましい。 下限温度750℃は、750℃未満では圧延時の変形
抵抗が大となり、通常圧延機の能力を越える。ま
た材質上も強度が向上する反面、靭性が劣化する
からである。なお、790℃〜750℃における二相域
圧延による材質特性はオーステナイト域圧延にお
けるよりも、非焼入部のフエライト・パーライト
組織がより細粒となり低温靭性および降伏強度の
優れたものが得られる。しかし変形抵抗はオース
テナイト域圧延におけるよりも大きい。従つて低
温靭性および降伏強度を若干犠牲にしてよい場合
にはオーステナイト域における圧延を行なう方が
圧延負荷上有利である。上限温度900℃は、これ
を越える温度ではオーステナイト結晶粒の粗大化
および加熱温度上昇に伴なう燃料コストの上昇を
来たす。 また圧延終了後の冷却速度（γ域から400℃ま
で）を20℃／sec以上とするのが有効でこれ未満
の冷却速度では表面層が焼入組織にならない。 次に本発明の実施例について述べる。第１表に
供試材の種類および化学組成を示す。
【表】
供試材として本発明鋼の他に比較材として通常
生産されている3.5％Ni鋼（JIS G3127、
SL3N45）、異形鉄筋棒鋼３種（JIS G3112、
SD35）および鉄筋コンクリート用棒鋼１種（JIS
G3112、SR24）に適合する化学組成の120のビレ
ツトを用いた。 各供試材ビレツトいずれも1100℃〜1150℃に加
熱し異形棒鋼（D25）に圧延した。この時の仕上
圧延温度を800℃〜850℃となるようコントロール
した。仕上圧延直後供試材のうち本発明鋼及び
3.5％Ni鋼は強力なクーリングトラフによつて強
制冷却し鋼材表面部を焼入処理したのち、冷却床
上において鋼材内部の熱によつて復熱せしめ自動
的に焼戻させた。供試材SD35、SR24は強制冷却
を行なわず通常とおり冷却床上において単純に放
冷した。 第１図は表面焼入処理を実施した供試材の冷却
曲線を示す。最表面部における平均冷却速度は
120℃／sec程度であり、この場合外周部の焼入組
織の深さは５mmであつた。次に前記圧延材を用い
て、機械的特性を調査するために引張および低温
衝撃試験を実施した。引張試験片はJIS2号（Ｌ＝
8D）を、また衝撃試験片はJIS4号（Ｖノツチ）
を用いた。第２表に機械試験結果を示す。
生産されている3.5％Ni鋼（JIS G3127、
SL3N45）、異形鉄筋棒鋼３種（JIS G3112、
SD35）および鉄筋コンクリート用棒鋼１種（JIS
G3112、SR24）に適合する化学組成の120のビレ
ツトを用いた。 各供試材ビレツトいずれも1100℃〜1150℃に加
熱し異形棒鋼（D25）に圧延した。この時の仕上
圧延温度を800℃〜850℃となるようコントロール
した。仕上圧延直後供試材のうち本発明鋼及び
3.5％Ni鋼は強力なクーリングトラフによつて強
制冷却し鋼材表面部を焼入処理したのち、冷却床
上において鋼材内部の熱によつて復熱せしめ自動
的に焼戻させた。供試材SD35、SR24は強制冷却
を行なわず通常とおり冷却床上において単純に放
冷した。 第１図は表面焼入処理を実施した供試材の冷却
曲線を示す。最表面部における平均冷却速度は
120℃／sec程度であり、この場合外周部の焼入組
織の深さは５mmであつた。次に前記圧延材を用い
て、機械的特性を調査するために引張および低温
衝撃試験を実施した。引張試験片はJIS2号（Ｌ＝
8D）を、また衝撃試験片はJIS4号（Ｖノツチ）
を用いた。第２表に機械試験結果を示す。
【表】
本発明鋼および3.5％Ni鋼の引張強度はクーリ
ングトラフにより起用性冷却を行なつたため、単
純放冷によつて製造したSD35およびSR24に比較
し高い値を示している。一方低温衝撃値はSi、Ｐ
およびＳを低減した本発明鋼では−165℃におい
て10Kg−ｍ以上であり他の供試材に比較し高強度
であるにもかかわらず低温靭性のすぐれた性質を
示している。 次に第１表に示す成分の本発明鋼を用い、従来
行なわれていた熱処理方法による機械的特性値と
比較するために焼入・焼戻処理（800℃×30分保
持→水冷、600℃×60分→水冷）を実施した。第
３表に焼入・焼戻処理を行なつた場合および表面
焼入を行なつた場合の特性値を併記した。
ングトラフにより起用性冷却を行なつたため、単
純放冷によつて製造したSD35およびSR24に比較
し高い値を示している。一方低温衝撃値はSi、Ｐ
およびＳを低減した本発明鋼では−165℃におい
て10Kg−ｍ以上であり他の供試材に比較し高強度
であるにもかかわらず低温靭性のすぐれた性質を
示している。 次に第１表に示す成分の本発明鋼を用い、従来
行なわれていた熱処理方法による機械的特性値と
比較するために焼入・焼戻処理（800℃×30分保
持→水冷、600℃×60分→水冷）を実施した。第
３表に焼入・焼戻処理を行なつた場合および表面
焼入を行なつた場合の特性値を併記した。
【表】
クーリングトラフにより強制冷却を行つて製造
した表面焼入鋼は従来から行われている焼入焼戻
法とほぼ同等の引張特性および低温靭性が得られ
た。 第２図は第１表に示す成分の本発明鋼について
焼入焼戻および本発明に係る表面焼入処理した場
合のミクロ組織を示す。焼入焼戻材の組織は表層
部および中心部共焼入・焼戻マルテンサイトおよ
びベイナイト組織であるが、表面焼入処理処理材
は表層部は焼戻マルテンサイトおよびベーナイト
組織、中心部は著しく微細なフエライト−パーラ
イト組織となつている。 次に耐海水性を調査するために前記第１表に示
した供試材を用い、試験方法として0.2％食塩水
を使用し液温25℃で定電位法により供試材の陽分
極曲線の測定を行なつた。第３図に各供試材の電
位−電流密度曲線を示す。同図に示すように本発
明鋼は最も高電位まで電流密度は増加しない。す
なわち耐海水性が従来鉄筋はもちろん従来の3.5
％Ni鋼に比較しても非常にすぐれている事がわ
かる。 以上のように本発明鋼は、従来にない低温靭性
および耐海水性のすぐれた高強度鉄筋棒鋼であ
り、かつ従来行なわれていた再加熱による熱処理
を施す事なくきわめて安価に製造することができ
るきわめて有用な発明である。
した表面焼入鋼は従来から行われている焼入焼戻
法とほぼ同等の引張特性および低温靭性が得られ
た。 第２図は第１表に示す成分の本発明鋼について
焼入焼戻および本発明に係る表面焼入処理した場
合のミクロ組織を示す。焼入焼戻材の組織は表層
部および中心部共焼入・焼戻マルテンサイトおよ
びベイナイト組織であるが、表面焼入処理処理材
は表層部は焼戻マルテンサイトおよびベーナイト
組織、中心部は著しく微細なフエライト−パーラ
イト組織となつている。 次に耐海水性を調査するために前記第１表に示
した供試材を用い、試験方法として0.2％食塩水
を使用し液温25℃で定電位法により供試材の陽分
極曲線の測定を行なつた。第３図に各供試材の電
位−電流密度曲線を示す。同図に示すように本発
明鋼は最も高電位まで電流密度は増加しない。す
なわち耐海水性が従来鉄筋はもちろん従来の3.5
％Ni鋼に比較しても非常にすぐれている事がわ
かる。 以上のように本発明鋼は、従来にない低温靭性
および耐海水性のすぐれた高強度鉄筋棒鋼であ
り、かつ従来行なわれていた再加熱による熱処理
を施す事なくきわめて安価に製造することができ
るきわめて有用な発明である。
第１図は本発明になる棒鋼の冷却曲線を示す。
第２図はミクロ組織を示す。第３図は耐海水性試
験結果を示す。
第２図はミクロ組織を示す。第３図は耐海水性試
験結果を示す。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.17％以下、Si：0.03％以下、Mn：0.70
％以下、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.005％以下、
Ni：２〜４％、残部が鉄および不可避的不純物
から成り、外周部に深さ３mm以上の焼戻しマルテ
ンサイトまたはベイナイト層を有し内部はフエラ
イトおよびパーライトから成る降伏強度40Kg／mm2
以上、−150℃におけるシヤルピー衝撃値４Kg−ｍ
以上を有する低温靭性および耐海水性のすぐれた
鉄筋棒鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8228285A JPS6112849A (ja) | 1985-04-19 | 1985-04-19 | 低温靭性および耐海水性のすぐれた鉄筋棒鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8228285A JPS6112849A (ja) | 1985-04-19 | 1985-04-19 | 低温靭性および耐海水性のすぐれた鉄筋棒鋼 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18701780A Division JPS57114638A (en) | 1980-12-30 | 1980-12-30 | Bar steel for reinforcing rod with superior toughness at low temperature and seawater resistance, and its manufacture |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6112849A JPS6112849A (ja) | 1986-01-21 |
| JPH0224904B2 true JPH0224904B2 (ja) | 1990-05-31 |
Family
ID=13770157
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8228285A Granted JPS6112849A (ja) | 1985-04-19 | 1985-04-19 | 低温靭性および耐海水性のすぐれた鉄筋棒鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6112849A (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6451328A (en) * | 1987-08-18 | 1989-02-27 | Furukawa Co Ltd | Production of cuprous chloride having high purity |
| JP2572447B2 (ja) * | 1988-07-01 | 1997-01-16 | 新日本製鐵株式会社 | 海岸耐食性鋼材およびその製造方法 |
| JP5223783B2 (ja) * | 2009-06-04 | 2013-06-26 | 住友電気工業株式会社 | 異種金属接触状態における金属材料の腐食量予測方法 |
| CN104745968B (zh) * | 2014-12-24 | 2017-02-01 | 福建三宝特钢有限公司 | 一种hrb500e抗震钢筋及其制备方法 |
| CN104853460B (zh) * | 2015-04-22 | 2016-09-21 | 昆明理工大学 | 一种带加热功能的钢筋及其制作、使用方法 |
| KR101787287B1 (ko) * | 2016-10-21 | 2017-10-19 | 현대제철 주식회사 | 고강도 철근 및 이의 제조 방법 |
| KR20210078691A (ko) * | 2019-12-19 | 2021-06-29 | 주식회사 포스코 | 극저온에서의 변형시효충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52117830A (en) * | 1976-03-31 | 1977-10-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preparation of strong and tough high tensile steel |
-
1985
- 1985-04-19 JP JP8228285A patent/JPS6112849A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6112849A (ja) | 1986-01-21 |
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