JPH03183725A - 冷間加工性の優れた高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法 - Google Patents
冷間加工性の優れた高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH03183725A JPH03183725A JP32090089A JP32090089A JPH03183725A JP H03183725 A JPH03183725 A JP H03183725A JP 32090089 A JP32090089 A JP 32090089A JP 32090089 A JP32090089 A JP 32090089A JP H03183725 A JPH03183725 A JP H03183725A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- annealing
- less
- steel
- rolling
- cold workability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
- B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Metal Rolling (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）
本発明は冷間加工性の優れた高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法
にかかわり、さらに詳しくは、自動車用ばね部品、建設
機械用ばね部品等の製造に際して、引き抜き等の冷間加
工を容易に行うことが出来る高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法
に関するものである。
にかかわり、さらに詳しくは、自動車用ばね部品、建設
機械用ばね部品等の製造に際して、引き抜き等の冷間加
工を容易に行うことが出来る高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法
に関するものである。
（従来の技術）
従来、自動車用ばね部品、建設機械用ばね部品等は、引
き抜き等の冷間加工の前に冷間加工性の向上を目的とし
て、軟化焼鈍が行われている。これらの焼鈍は通常数時
間〜１０数時間の長時間を要し、焼鈍処理のコストは近
年のエネルギ高騰とともにこれらのばね部品の製造コス
トのなかで大きなウェイトを占めるようになってきてい
る。このため、製造コスト低減の観点から、焼鈍時間短
縮の指向は強い。
き抜き等の冷間加工の前に冷間加工性の向上を目的とし
て、軟化焼鈍が行われている。これらの焼鈍は通常数時
間〜１０数時間の長時間を要し、焼鈍処理のコストは近
年のエネルギ高騰とともにこれらのばね部品の製造コス
トのなかで大きなウェイトを占めるようになってきてい
る。このため、製造コスト低減の観点から、焼鈍時間短
縮の指向は強い。
これに対して、特開昭６０−２５５９２２号公報には、
熱延後型性ひずみを保持したまま、調整冷却により微細
フェライト＋微細パーライトまたはベイナイトを得る迅
速球状化の可能な線材の製造法が示されている。この方
法では、ｒＡｃ。
熱延後型性ひずみを保持したまま、調整冷却により微細
フェライト＋微細パーライトまたはベイナイトを得る迅
速球状化の可能な線材の製造法が示されている。この方
法では、ｒＡｃ。
点以上加熱（フェライト＋オーステナイトニ相域）−徐
冷」による球状化焼鈍において、迅速球状化が可能では
あるが、セメンタイトが過度に微細で、硬さが従来のも
のに比べてかなり高くなり、軟化焼鈍の所期の目的を達
成し得ない。また本方法は、Ｓｌを多量に含む線材にお
いてはＡｃ、点以上加熱では脱炭の進行が激しいため、
脱炭防止が重視されるばね鋼の軟化焼鈍としては到底採
用出来ない。
冷」による球状化焼鈍において、迅速球状化が可能では
あるが、セメンタイトが過度に微細で、硬さが従来のも
のに比べてかなり高くなり、軟化焼鈍の所期の目的を達
成し得ない。また本方法は、Ｓｌを多量に含む線材にお
いてはＡｃ、点以上加熱では脱炭の進行が激しいため、
脱炭防止が重視されるばね鋼の軟化焼鈍としては到底採
用出来ない。
一方、脱炭の少ないＡｃ、点以下加熱の焼鈍方法として
は、特公昭５６−３７２８８号公報に、熱延後５５０℃
〜Ｍｓ点の温度範囲に急冷しベイナイト組織とした後、
６５０℃〜Ａ１点で焼鈍する冷間加工性の良い鋼材の製
造方法が示されている。
は、特公昭５６−３７２８８号公報に、熱延後５５０℃
〜Ｍｓ点の温度範囲に急冷しベイナイト組織とした後、
６５０℃〜Ａ１点で焼鈍する冷間加工性の良い鋼材の製
造方法が示されている。
しかしながら、これは焼鈍前組織が硬いベイナイトであ
るため、短時間焼鈍での軟化は不十分であり、優れた冷
間加工性の保証は困難である。
るため、短時間焼鈍での軟化は不十分であり、優れた冷
間加工性の保証は困難である。
以上のように従来の短時間焼鈍法はいずれも問題があり
、実用化に至っていないのが現状である。
、実用化に至っていないのが現状である。
（発明が解決しようとする課Ｕ＞
本発明の目的は、短時間焼鈍で優れた冷間加工性を保証
し得る高炭素高Ｓｌ鋼の製造方法を提供しようとするも
のである。
し得る高炭素高Ｓｌ鋼の製造方法を提供しようとするも
のである。
（課題を解決するための手段、作用）
本発明者らは、短時間焼鈍で優れた冷間加工性を保証し
得る高炭素高ｓｉ鋼を実現するために、鋭意検討を行い
次の知見を得た。
得る高炭素高ｓｉ鋼を実現するために、鋭意検討を行い
次の知見を得た。
■ ベイナイト、マルテンサイトの硬質組織を含まず、
かつ塑性ひずみを保持していない初析フェライトとパー
ライトからなる二相組織鋼をＡｃ、変態点以下の温度で
焼鈍すれば、９０分以下の短時間焼鈍で十分に軟化する
。
かつ塑性ひずみを保持していない初析フェライトとパー
ライトからなる二相組織鋼をＡｃ、変態点以下の温度で
焼鈍すれば、９０分以下の短時間焼鈍で十分に軟化する
。
この場合パーライトコロニーの寸法が小さい程焼鈍時間
を短縮できる。もし、ベイナイトやマルテンサイトの硬
質組織を含んでいたり、或は初析フェライトとパーライ
トからなる二相組織が塑性ひずみを保持していれば短時
間焼鈍において十分に軟化しない。
を短縮できる。もし、ベイナイトやマルテンサイトの硬
質組織を含んでいたり、或は初析フェライトとパーライ
トからなる二相組織が塑性ひずみを保持していれば短時
間焼鈍において十分に軟化しない。
■ ベイナイト、マルテンサイトの硬質組織を含まず、
かつ塑性ひずみを保持していない初析フェライトとパー
ライトからなる二相組織を熱間圧延ままで実現し、パー
ライトコロニーを微細化するためには、９００〜１３０
０℃加熱で熱間圧延し、ざらにＡｒｓ変態点以上９００
℃以下の温度範囲で総減面率５０％以上の仕上げ圧延を
行って、圧延直後のオーステナイト粒を均一に微細化す
る必要がある。
かつ塑性ひずみを保持していない初析フェライトとパー
ライトからなる二相組織を熱間圧延ままで実現し、パー
ライトコロニーを微細化するためには、９００〜１３０
０℃加熱で熱間圧延し、ざらにＡｒｓ変態点以上９００
℃以下の温度範囲で総減面率５０％以上の仕上げ圧延を
行って、圧延直後のオーステナイト粒を均一に微細化す
る必要がある。
■ 上記の「制御圧延＋Ａｃ、変態点以下の短時間焼鈍
による軟化」の効果は、（： 、 Ｏ，ＳＯ〜０．７０
％、Ｓｉ：１．０〜３．０％を含有するばね鋼において
特に顕著な効果が現れる。
による軟化」の効果は、（： 、 Ｏ，ＳＯ〜０．７０
％、Ｓｉ：１．０〜３．０％を含有するばね鋼において
特に顕著な効果が現れる。
本発明は以上の新規なる知見にもとすいてなされたもの
であって、その要旨とするところは、 重量比として、 Ｃ： ０．５０〜０．７０％、 Ｓｉ ： １．０〜３．０％、 含有する鋼を、９００〜１３００℃に加熱して熱間圧延
し、Ａｒ３変態点以上９００℃以下の温度範囲で総減面
率５０％以上の仕上げ圧延を行い、初析フェライトとパ
ーライトからなる二相組織とした後、Ａｃｏ−５０を以
上へｃ１変態点以下の温度範囲で２０分以上９０以下焼
鈍することを特徴とする冷間加工性の優れた高炭素高ｓ
ｉ鋼の製造方法にあり、さらに上記の仕上げ圧延後、仕
上げ温度から６００℃までの冷却速度を１℃／秒以下と
することにある。
であって、その要旨とするところは、 重量比として、 Ｃ： ０．５０〜０．７０％、 Ｓｉ ： １．０〜３．０％、 含有する鋼を、９００〜１３００℃に加熱して熱間圧延
し、Ａｒ３変態点以上９００℃以下の温度範囲で総減面
率５０％以上の仕上げ圧延を行い、初析フェライトとパ
ーライトからなる二相組織とした後、Ａｃｏ−５０を以
上へｃ１変態点以下の温度範囲で２０分以上９０以下焼
鈍することを特徴とする冷間加工性の優れた高炭素高ｓ
ｉ鋼の製造方法にあり、さらに上記の仕上げ圧延後、仕
上げ温度から６００℃までの冷却速度を１℃／秒以下と
することにある。
以下に、本発明の詳細な説明する。
まず、Ｃは「制御圧延＋Ａｃ＋ ｆ態点以下の短時間焼
鈍による軟化の効果」に有効であり、同時にばね部品と
しての最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であ
るが、０．５０％未満では最終製品の強度が不足し、上
記の効果も不十分であり、また０、７０％を超えると上
記の効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣化を招くの
で、含有量を０．５０〜０．７０％とした。
鈍による軟化の効果」に有効であり、同時にばね部品と
しての最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であ
るが、０．５０％未満では最終製品の強度が不足し、上
記の効果も不十分であり、また０、７０％を超えると上
記の効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣化を招くの
で、含有量を０．５０〜０．７０％とした。
次に、Ｓｉは「制御圧延＋へＣ３変態点以下の短時間焼
鈍による軟化の効果」に有効であり、また固溶体硬化に
よる最終製品の強度の増加を図ることを目的として添加
するが、１．００％未満ではこれらの効果は不十分であ
り、一方、３．０％を超えるとこれらの効果は飽和しむ
しろ最終製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を１
．００〜３．０％とした。
鈍による軟化の効果」に有効であり、また固溶体硬化に
よる最終製品の強度の増加を図ることを目的として添加
するが、１．００％未満ではこれらの効果は不十分であ
り、一方、３．０％を超えるとこれらの効果は飽和しむ
しろ最終製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を１
．００〜３．０％とした。
ＣとＳｉ以外の元素については本発明の適用に際し特に
限定の必要はないが、以下の範囲にあることが望ましい
。
限定の必要はないが、以下の範囲にあることが望ましい
。
Ｍｎは焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加
させるのに有効な元素であり、必須元素として、０．５
〜１．５％の範囲で添加するのが望ましい。０．５％未
満では焼入れ性向上の効果が不十分であり、１．５％を
超えると焼鈍材硬さが顕著に増大するためである。
させるのに有効な元素であり、必須元素として、０．５
〜１．５％の範囲で添加するのが望ましい。０．５％未
満では焼入れ性向上の効果が不十分であり、１．５％を
超えると焼鈍材硬さが顕著に増大するためである。
さらに必要に応じて、焼入れ性の向上目的として、Ｃｒ
、 Ｍｏ、Ｎｂ、 Ｖの１ｆ！または２種以上を添加す
ることが望ましい。ただし、これらの元素の多量添加は
焼鈍材硬さの増大を招き、また経済性の点で好ましくな
いため上限値を、Ｃｒ：２．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｎｂ：０．５％以下 Ｖ ： １．０％以下 とするのが望ましい。
、 Ｍｏ、Ｎｂ、 Ｖの１ｆ！または２種以上を添加す
ることが望ましい。ただし、これらの元素の多量添加は
焼鈍材硬さの増大を招き、また経済性の点で好ましくな
いため上限値を、Ｃｒ：２．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｎｂ：０．５％以下 Ｖ ： １．０％以下 とするのが望ましい。
さらに、最終製品の靭性の劣化を防ぐために、ｐ、ｓ、
へ交、Ｎの上限値を Ｐ ： ０．０２５％以下 Ｓ ： ０．０２０％以下 Ａ文： ０．０５０％以下 Ｎ ： ０．０１０％以下 とするのが望ましい。
へ交、Ｎの上限値を Ｐ ： ０．０２５％以下 Ｓ ： ０．０２０％以下 Ａ文： ０．０５０％以下 Ｎ ： ０．０１０％以下 とするのが望ましい。
次に、本発明において、熱間圧延条件を限定した理由に
ついて述べる。
ついて述べる。
まず、加熱温度を９００〜１３００℃としたのは、９０
０℃以下の加熱温度では熱間圧延中に鋼材温度が低下し
てフェライトとオーステナイトの二相状態で熱間圧延を
行うことになり、圧延冷却後に塑性ひずみを保持してい
ない初析フェライトとパーライトからなる二相組織が得
られないためであり、また１３００℃以上の加熱温度で
は顕著な脱炭が生じるためである。
０℃以下の加熱温度では熱間圧延中に鋼材温度が低下し
てフェライトとオーステナイトの二相状態で熱間圧延を
行うことになり、圧延冷却後に塑性ひずみを保持してい
ない初析フェライトとパーライトからなる二相組織が得
られないためであり、また１３００℃以上の加熱温度で
は顕著な脱炭が生じるためである。
また、仕上げ圧延条件をＡｒｓ変態点以上９００℃以下
の温度範囲で総減面率５０％以上としたのは、以下の理
由による。仕上げ圧延温度範囲をＡｒ、変態点以上９（
１０℃以下としたのは、Ａｒ。
の温度範囲で総減面率５０％以上としたのは、以下の理
由による。仕上げ圧延温度範囲をＡｒ、変態点以上９（
１０℃以下としたのは、Ａｒ。
変態点未満の仕上げ温度では、フェライトとオーステナ
イトの二相状態で仕上げ圧延を行うことになり、圧延冷
却後に塑性ひずみを保持していない初析フェライトとパ
ーライトからなる二相組織が得られず、また仕上げ温度
が９００℃を超えた場合、圧延直後のオーステナイト粒
の微細化が不十分であり、圧延冷却後にベイナイト、マ
ルテンサイトの硬質組織を含まない初析フェライトとパ
ーライトからなる二相組織を実現するのが困難になるた
めである。さらに、Ａｒｓ変態点以上９００℃以下の温
度範囲での総減面率５０％以上としたのは、総減面率５
０％未満では圧延直後のオーステナイト粒の微細化が不
十分であり、圧延冷却後にベイナイト、マルテンサイト
の硬質組織を含まない初析フェライトとパーライトから
なる二相組織を実現するのが困難になるためである。
イトの二相状態で仕上げ圧延を行うことになり、圧延冷
却後に塑性ひずみを保持していない初析フェライトとパ
ーライトからなる二相組織が得られず、また仕上げ温度
が９００℃を超えた場合、圧延直後のオーステナイト粒
の微細化が不十分であり、圧延冷却後にベイナイト、マ
ルテンサイトの硬質組織を含まない初析フェライトとパ
ーライトからなる二相組織を実現するのが困難になるた
めである。さらに、Ａｒｓ変態点以上９００℃以下の温
度範囲での総減面率５０％以上としたのは、総減面率５
０％未満では圧延直後のオーステナイト粒の微細化が不
十分であり、圧延冷却後にベイナイト、マルテンサイト
の硬質組織を含まない初析フェライトとパーライトから
なる二相組織を実現するのが困難になるためである。
次に圧延冷却後の組織を初析フェライトとパーライトか
らなる二相組織としたのは、ベイナイト、マルテンサイ
トの硬質組織が混在する組織では短時間焼鈍で十分に軟
化しないためである。
らなる二相組織としたのは、ベイナイト、マルテンサイ
トの硬質組織が混在する組織では短時間焼鈍で十分に軟
化しないためである。
さらに、焼鈍条件を＾ｃ、−５０℃以上ＡＣ，変態点以
下の温度範囲で２０分以上９０分以下としたのは、焼鈍
温度Ａｃ１−５０℃未満、焼鈍時間２０分未満では、焼
鈍材の軟化が不十分なためであり、また焼鈍温度がＡｃ
１変態点を超えれば加熱中にパーライトがオーステナイ
トに分解し、冷却後にベイナイトのような硬質組織が生
じてやはり焼鈍材の軟化が不十分なためであリ、さらに
焼鈍時間９０分を超えれば、脱炭が生じる危険性がある
ためである。なお、焼鈍雰囲気は、露点−５０℃以下の
Ｎ２ガス、空気比１．０以下の燃焼ガスのいずれかの使
用が望ましいが、本発明では特に限定するものではない
。
下の温度範囲で２０分以上９０分以下としたのは、焼鈍
温度Ａｃ１−５０℃未満、焼鈍時間２０分未満では、焼
鈍材の軟化が不十分なためであり、また焼鈍温度がＡｃ
１変態点を超えれば加熱中にパーライトがオーステナイ
トに分解し、冷却後にベイナイトのような硬質組織が生
じてやはり焼鈍材の軟化が不十分なためであリ、さらに
焼鈍時間９０分を超えれば、脱炭が生じる危険性がある
ためである。なお、焼鈍雰囲気は、露点−５０℃以下の
Ｎ２ガス、空気比１．０以下の燃焼ガスのいずれかの使
用が望ましいが、本発明では特に限定するものではない
。
請求項２記載の本発明法は、主としてＭｎ、 Ｃｒ等を
多量に含有する焼入れ性の高い鋼材を対象とし、仕上げ
圧延後仕上げ温度から６００℃までの冷却速度を１℃／
秒以下とするのは、仕上げ温度からｅｏｏ℃までの冷却
速度が１℃／秒を超えると、圧延冷却後の組織を初析フ
ェライトとパーライトからなる二相組織とするのが困難
で、ベイナイト、マルテンサイトの硬質組織が混在する
組織となり、短時間焼鈍で十分に軟化しないためである
。
多量に含有する焼入れ性の高い鋼材を対象とし、仕上げ
圧延後仕上げ温度から６００℃までの冷却速度を１℃／
秒以下とするのは、仕上げ温度からｅｏｏ℃までの冷却
速度が１℃／秒を超えると、圧延冷却後の組織を初析フ
ェライトとパーライトからなる二相組織とするのが困難
で、ベイナイト、マルテンサイトの硬質組織が混在する
組織となり、短時間焼鈍で十分に軟化しないためである
。
以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に
示す。
示す。
（実 施 例）
第１表に供試材の化学成分を示す。
これらはいずれも転炉溶製後連続鋳造で鋳造された。
１６２ｍｍ角鋼片に分塊圧延後、第２表に示す圧延条件
で１３ｍｍ丸線材に圧延した。圧延後の冷却は一部の鋼
材については調整冷却を行った。圧延冷却後の組織を第
２表に併せて示す。
１６２ｍｍ角鋼片に分塊圧延後、第２表に示す圧延条件
で１３ｍｍ丸線材に圧延した。圧延後の冷却は一部の鋼
材については調整冷却を行った。圧延冷却後の組織を第
２表に併せて示す。
第３表に各鋼材のＡｃ、変態点温度、焼鈍条件、焼鈍材
の材質評価結果を示す。
の材質評価結果を示す。
焼鈍材の材質達成目標は、通常のばね鋼の焼鈍材の規格
相当である引張強さ： ９０ ｋｇｆ／ａｍ”以下とし
た。
相当である引張強さ： ９０ ｋｇｆ／ａｍ”以下とし
た。
第３表から明らかなように、本発明例は引張強さ： ９
０ ｋｇｆ／ｍｍ’以下であり、短時間焼鈍でも焼鈍材
は顕著に軟化し、材質目標を達成していることがわかる
。
０ ｋｇｆ／ｍｍ’以下であり、短時間焼鈍でも焼鈍材
は顕著に軟化し、材質目標を達成していることがわかる
。
一方、比較例２は焼鈍温度が本発明の範囲の下限値を下
回った場合であり、比較例６は焼鈍時間が本発明の範囲
の下限値を下回った場合であり、さらに比較例９は焼鈍
温度が本発明の範囲の上限値を上回った場合であり、そ
れぞれ焼鈍材の軟化が不十分である。
回った場合であり、比較例６は焼鈍時間が本発明の範囲
の下限値を下回った場合であり、さらに比較例９は焼鈍
温度が本発明の範囲の上限値を上回った場合であり、そ
れぞれ焼鈍材の軟化が不十分である。
また、比較例３は熱間圧延時の加熱温度が本発明の範囲
を下回った場合であり、比較例４は仕上げ温度が本発明
の範囲を下回った場合であり、比較例７は仕上げ温度が
本発明の範囲を上回った場合であり、比較例１１は＾ｒ
３変態点以上９００℃以下の温度範囲での総減面率が本
発明の範囲を下回った場合であり、比較例１３は圧延冷
却後の組織が初析フェライトとパーライトに加えてベイ
ナイトが混入した場合であり、いずれも焼鈍材の軟化が
不十分である。
を下回った場合であり、比較例４は仕上げ温度が本発明
の範囲を下回った場合であり、比較例７は仕上げ温度が
本発明の範囲を上回った場合であり、比較例１１は＾ｒ
３変態点以上９００℃以下の温度範囲での総減面率が本
発明の範囲を下回った場合であり、比較例１３は圧延冷
却後の組織が初析フェライトとパーライトに加えてベイ
ナイトが混入した場合であり、いずれも焼鈍材の軟化が
不十分である。
さらに、比較例１５．１６は表１に示したように、Ｃお
よびＳｉの含有量がそれぞれ本発明の範囲を下回った場
合であり、それぞれ焼鈍材の軟化が不十分である。
よびＳｉの含有量がそれぞれ本発明の範囲を下回った場
合であり、それぞれ焼鈍材の軟化が不十分である。
（発明の効果）
以上述べたごとく、本発明法を用いれば、短時間焼鈍に
おいて冷間加工性の優れた高炭素高５ｉｌｌの製造が可
能であり、従来数時間〜１０数時間要した焼鈍が９０分
以下に短縮できて、大幅な製造コスト低減が可能となり
、産業上の効果は極めて顕著なるものである。
おいて冷間加工性の優れた高炭素高５ｉｌｌの製造が可
能であり、従来数時間〜１０数時間要した焼鈍が９０分
以下に短縮できて、大幅な製造コスト低減が可能となり
、産業上の効果は極めて顕著なるものである。
他４名
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比として、 Ｃ：０．５０〜０．７０％、 Ｓｉ：１．０〜３．０％、 含有する鋼を、 ９００〜１３００℃に加熱して熱間圧延し、Ａｒ＿３変
態点以上９００℃以下の温度範囲で総減面率５０％以上
の仕上げ圧延を行い、初析フェライトとパーライトから
なる二相組織とした後、Ａｃ＿１−５０℃以上Ａｃ＿１
変態点以下の温度範囲で２０分以上９０分以下焼鈍する
ことを特徴とする冷間加工性の優れた高炭素高Ｓｉ鋼の
製造方法。 ２ 仕上げ圧延後、仕上げ温度から６００℃までの冷却
速度を１℃／秒以下とする請求項１記載の冷間加工性の
優れた高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32090089A JPH03183725A (ja) | 1989-12-11 | 1989-12-11 | 冷間加工性の優れた高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32090089A JPH03183725A (ja) | 1989-12-11 | 1989-12-11 | 冷間加工性の優れた高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03183725A true JPH03183725A (ja) | 1991-08-09 |
Family
ID=18126524
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32090089A Pending JPH03183725A (ja) | 1989-12-11 | 1989-12-11 | 冷間加工性の優れた高炭素高Ｓｉ鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03183725A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101588392B1 (ko) * | 2015-05-21 | 2016-01-29 | 주식회사 건하테크 | 자동차 배터리와 발전기 검사를 겸비한 자동차엔진 성능복원 및 카본제거 시스템과 이에 이용되는 카본 제거용 특수 어댑터 |
| KR101694653B1 (ko) * | 2016-04-25 | 2017-01-17 | 곽석권 | 자동차 연소실 크리닝 방법 및 장치 |
-
1989
- 1989-12-11 JP JP32090089A patent/JPH03183725A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101588392B1 (ko) * | 2015-05-21 | 2016-01-29 | 주식회사 건하테크 | 자동차 배터리와 발전기 검사를 겸비한 자동차엔진 성능복원 및 카본제거 시스템과 이에 이용되는 카본 제거용 특수 어댑터 |
| KR101694653B1 (ko) * | 2016-04-25 | 2017-01-17 | 곽석권 | 자동차 연소실 크리닝 방법 및 장치 |
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