JPH0114967B2 - - Google Patents
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- JPH0114967B2 JPH0114967B2 JP21455881A JP21455881A JPH0114967B2 JP H0114967 B2 JPH0114967 B2 JP H0114967B2 JP 21455881 A JP21455881 A JP 21455881A JP 21455881 A JP21455881 A JP 21455881A JP H0114967 B2 JPH0114967 B2 JP H0114967B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、共晶炭化物の少ないマルテンサイト
系ステンレス鋼の鋼片を効果的に得る方法に関す
る。 マルテンサイト系ステンレス鋼は、これを大規
模な鋼塊とした場合には、周知の如く、マクロ偏
析により網目状の巨大共晶炭化物が生成する。こ
のため、従来において、高品質な鋼塊を得ようと
すれば、マクロ偏析の程度ができるだけ小さな小
規模な鋼塊に指向せざるを得なかつた。しかしこ
れは生産性の低下を伴うことになる。 このようなことから、大規模鋼塊で生成する共
晶炭化物の溶体化処理が提案され、大規模鋼塊を
共晶付近もしくはこれ以上の温度で長時間均熱処
理することも試みられたが、そのさいには分塊時
の破断等の製造上のトラブルが発生し、工業的に
は未解決の問題として残されていた。これはいわ
ゆるBurning現象にその因をなしている。すなわ
ち、マルテンサイト系ステンレス鋼の鋼塊を共晶
温度以上に長時間加熱すると、共晶炭化物等の低
融点物質が粒界で溶融し、これと大気からの酵素
の供給とがプラスされて粒界に酸化物フイルムを
生成するというBurning現象によつて、機械的性
質が極度に低下し、分塊圧延不能といつた事態を
引きおこす。特に鋼塊の場合は、押湯部や押湯直
下部に低融点の共晶炭化物が網目状に存在し、し
かもこれらは押湯部で表面に通じ易いので
Burning現象を起しやすいと考えられており、さ
らに分塊時に相当な応力が加えられるので破断や
押湯部の開口を生じさせる原因となるとされてい
る。 一方、連鋳法によつてマルテンサイト系ステン
レス鋼の連鋳スラブとした場合も、いわゆる中心
偏析のためにスラブ厚中心部にかなり粗大な共晶
炭化物が集中して偏析する。この共晶炭化物は、
凝固収縮やバルジング等のサクシヨンにより生成
すると言われており、小鋼塊で生成するミクロ偏
析による共晶炭化物とは比較にならない程、大き
なものとなる。この共晶炭化物を以後の工程で分
解消去することは、鋼塊の場合よりも圧下率が小
さくなるので一層困難とされていた。 このように、共晶炭化物の少ないマルテンサイ
ト系ステンレス鋼の鋼片を工業的に有利に製造す
ることは従来から困難視されていた。 本発明はこれの解決を目的としてなされたもの
で、Burning現象を回避しながら共晶炭化物を低
減することができ、共晶炭化物の少ない健全なマ
ルテンサイト鋼の鋼片を得る工業的に有効な方法
を見い出したものである。すなわち本発明は、連
続鋳造設備によつてマルテンサイト系ステンレス
鋼のスラブを製造し、このスラブをこの鋼の共晶
温度以上であつて、かつ 1.34logt5920／（θ＋273） −2.87 ………(1) ただし、ｔは保持時間（hr）、θはスラブ温度
（℃）の式を満足する温度と時間の条件のもとで
スラブの自重がスラブ幅広面全面で支持される状
態で加熱処理することを特徴とするものであり、
これによつて、共晶炭化物が実質上存在しない健
全なマルテンサイト系ステンレス鋼の鋼片を工業
的に生産できる有利な方法を提供するものであ
る。 ここで、共晶温度はオーステナイトとM7C3の
共晶組成における共晶開始温度を意味する。この
温度は状態図から知ることができる。例えば、13
％Crステンレス鋼では1220℃、17％Crステンレ
ス鋼では1240℃である。この共晶温度より低い温
度で処理しても、かなりの幅のＣ濃度域でM7C3
が安定であるので本発明の目的は十分に達成でき
ない。なお、本発明法を適用するマルテンサイト
系ステンレス鋼は、Ｃ；0.16〜1.20wt％、Si；
1wt％以下、Mn；1.25wt％以下、Cr；11.5〜
18wt％、を含む鋼であつて、さらに必要に応じ
てこれにＶ、Moあるいはレアメタル等を適量含
有する鋼である。 さらに、本処理は高温でしかも長時間に及ぶこ
とが特徴である。従つて、スラブのような偏平で
長い形状のものを、クリープ変形なしに均熱する
ことがきわめて重要である。その理由はスラブが
変形すると、熱延に先立つ連続式加熱炉へ装入す
ることが不能となる。スラブ厚さ方向の変形量は
80mm以下に抑えられねばならない。本発明者らは
幾度かの失販を重ねた結果、スラブを平担なベツ
ト上にスラブ幅向面を下にして置くことにより、
この変形の問題を解決し得た。本系鋼の本処理温
度域におけるクリープ強度は低く、スラブの自重
を局部的な面で支持（例えばスキツドにて）した
のでは、変形を起こし失販に終る。 前掲の(1)式は、後述の試験例で詳述するよう
に、本発明者らが実験的に見い出したものであ
る。この場合の保持温度（θ）は先のように共晶
温度以上とするが、あまり高温に過ぎると、スラ
ブ自体の変形およびスケール生成が問題となるの
で、必要以上に高温とすることは適当でなく、そ
の上限は（共晶温度＋80℃）とするのがよい。 しかし、共晶炭化物の拡散を効果的に行なうた
めには可能な限り高温で処理するのが望ましく、
さらに好適には、 1.34logt5920／（θ＋273） −2.87 ………(1) （その鋼の共晶温度＋80）θ1270 ………(2) (1)、(2)式をともに満足する範囲で処理するのが
望ましい。 本発明法は連続鋳造設備を用いて鋼片を得るこ
とを要件とする。この連続鋳造によつて製造され
るマルテンサイト系ステンレス鋼のスラブの形態
は次のようなものである。スラブの表層部、より
具体的には表面から50mmの深さのところまで、に
は共晶炭化物は少なく、存在していたとしても極
めて小さなものである。スラブの厚さ方向でみた
場合にはその中心部近傍の位置で、かつスラブの
幅方向で見た場合には両短辺から（スラブ厚
さ）／２以上内側によつた内部位置において、い
わゆる中心偏析によつて生成したものと考えられ
る粗大共晶炭化物が存在する。スラブ切断面にお
いては粗大共晶炭化物域はパウダーカツテイング
により生成した組織でカバーされている。 正常な連鋳マシン状態のもとでマルテンサイト
系ステンレス鋼を連続鋳造した場合に、共晶炭化
物が密集した塊状組織がスラブ厚さ中央部に分散
して分布した状態のスラブを得ることができる。
例えば、１〜２mm経の塊状組織内に共晶炭化物が
密集して存在し、この共晶炭化物が存在する塊状
組織が互いに連結されていない独立状態となつて
いるスラブを製造することができる。なお、この
塊状組織は鋳造方向に紐状に連結されることもあ
るが、あまり長くはない。このような共晶炭化物
が密集した塊状組織が分散したスラブを得るこ
と、並びにこの塊状組織の存在位置がスラブ表面
から奥の方であることが、先述のBurning現象を
回避する上で重要な役割を果たす。すなわち、仮
に１部の溶融した含共晶炭化物域が酸化されるこ
とがあつても、それが弧立していなければ内部に
伝播しないことになるからである。 なお、本発明法において連鋳スラブの形状は偏
平比（長辺長さ／短辺長さ）２のものを対象と
する。これは、中心偏析によつて生ずる塊状組織
存在帯の厚さが薄ければ薄いほど本発明法に従う
加熱処理によつてＣの拡散が有利となり、低融点
部分が早期に消滅するからである。 以下に本発明法を代表的な試験結果並びに実施
例を挙げて説明する。 表１に示した化学成分値（重量％）の鋼の連鋳
スラブ（as cast）と分塊後スラブから、中心偏
析部分を含む１辺30mmの立方状のサンプルを切出
し、電気炉内でAr雰囲気下（1atm）で均熱試験
を行なつた。この均熱試験における温度は1160
℃、1220℃、1280℃としまた保持時間はそれぞれ
の温度において5hr、10hr、15hrの３水準とした。
この処理前後の共晶炭化物面積率をイメージアナ
ライザによつて測定し、その結果を表２に示し
た。表２において、〇印は処理前に比べて共晶炭
化物面積率が50％以上減少したもの、×印は50％
未満のものである。なお、この試験鋼の共晶温度
は1220℃付近である。
系ステンレス鋼の鋼片を効果的に得る方法に関す
る。 マルテンサイト系ステンレス鋼は、これを大規
模な鋼塊とした場合には、周知の如く、マクロ偏
析により網目状の巨大共晶炭化物が生成する。こ
のため、従来において、高品質な鋼塊を得ようと
すれば、マクロ偏析の程度ができるだけ小さな小
規模な鋼塊に指向せざるを得なかつた。しかしこ
れは生産性の低下を伴うことになる。 このようなことから、大規模鋼塊で生成する共
晶炭化物の溶体化処理が提案され、大規模鋼塊を
共晶付近もしくはこれ以上の温度で長時間均熱処
理することも試みられたが、そのさいには分塊時
の破断等の製造上のトラブルが発生し、工業的に
は未解決の問題として残されていた。これはいわ
ゆるBurning現象にその因をなしている。すなわ
ち、マルテンサイト系ステンレス鋼の鋼塊を共晶
温度以上に長時間加熱すると、共晶炭化物等の低
融点物質が粒界で溶融し、これと大気からの酵素
の供給とがプラスされて粒界に酸化物フイルムを
生成するというBurning現象によつて、機械的性
質が極度に低下し、分塊圧延不能といつた事態を
引きおこす。特に鋼塊の場合は、押湯部や押湯直
下部に低融点の共晶炭化物が網目状に存在し、し
かもこれらは押湯部で表面に通じ易いので
Burning現象を起しやすいと考えられており、さ
らに分塊時に相当な応力が加えられるので破断や
押湯部の開口を生じさせる原因となるとされてい
る。 一方、連鋳法によつてマルテンサイト系ステン
レス鋼の連鋳スラブとした場合も、いわゆる中心
偏析のためにスラブ厚中心部にかなり粗大な共晶
炭化物が集中して偏析する。この共晶炭化物は、
凝固収縮やバルジング等のサクシヨンにより生成
すると言われており、小鋼塊で生成するミクロ偏
析による共晶炭化物とは比較にならない程、大き
なものとなる。この共晶炭化物を以後の工程で分
解消去することは、鋼塊の場合よりも圧下率が小
さくなるので一層困難とされていた。 このように、共晶炭化物の少ないマルテンサイ
ト系ステンレス鋼の鋼片を工業的に有利に製造す
ることは従来から困難視されていた。 本発明はこれの解決を目的としてなされたもの
で、Burning現象を回避しながら共晶炭化物を低
減することができ、共晶炭化物の少ない健全なマ
ルテンサイト鋼の鋼片を得る工業的に有効な方法
を見い出したものである。すなわち本発明は、連
続鋳造設備によつてマルテンサイト系ステンレス
鋼のスラブを製造し、このスラブをこの鋼の共晶
温度以上であつて、かつ 1.34logt5920／（θ＋273） −2.87 ………(1) ただし、ｔは保持時間（hr）、θはスラブ温度
（℃）の式を満足する温度と時間の条件のもとで
スラブの自重がスラブ幅広面全面で支持される状
態で加熱処理することを特徴とするものであり、
これによつて、共晶炭化物が実質上存在しない健
全なマルテンサイト系ステンレス鋼の鋼片を工業
的に生産できる有利な方法を提供するものであ
る。 ここで、共晶温度はオーステナイトとM7C3の
共晶組成における共晶開始温度を意味する。この
温度は状態図から知ることができる。例えば、13
％Crステンレス鋼では1220℃、17％Crステンレ
ス鋼では1240℃である。この共晶温度より低い温
度で処理しても、かなりの幅のＣ濃度域でM7C3
が安定であるので本発明の目的は十分に達成でき
ない。なお、本発明法を適用するマルテンサイト
系ステンレス鋼は、Ｃ；0.16〜1.20wt％、Si；
1wt％以下、Mn；1.25wt％以下、Cr；11.5〜
18wt％、を含む鋼であつて、さらに必要に応じ
てこれにＶ、Moあるいはレアメタル等を適量含
有する鋼である。 さらに、本処理は高温でしかも長時間に及ぶこ
とが特徴である。従つて、スラブのような偏平で
長い形状のものを、クリープ変形なしに均熱する
ことがきわめて重要である。その理由はスラブが
変形すると、熱延に先立つ連続式加熱炉へ装入す
ることが不能となる。スラブ厚さ方向の変形量は
80mm以下に抑えられねばならない。本発明者らは
幾度かの失販を重ねた結果、スラブを平担なベツ
ト上にスラブ幅向面を下にして置くことにより、
この変形の問題を解決し得た。本系鋼の本処理温
度域におけるクリープ強度は低く、スラブの自重
を局部的な面で支持（例えばスキツドにて）した
のでは、変形を起こし失販に終る。 前掲の(1)式は、後述の試験例で詳述するよう
に、本発明者らが実験的に見い出したものであ
る。この場合の保持温度（θ）は先のように共晶
温度以上とするが、あまり高温に過ぎると、スラ
ブ自体の変形およびスケール生成が問題となるの
で、必要以上に高温とすることは適当でなく、そ
の上限は（共晶温度＋80℃）とするのがよい。 しかし、共晶炭化物の拡散を効果的に行なうた
めには可能な限り高温で処理するのが望ましく、
さらに好適には、 1.34logt5920／（θ＋273） −2.87 ………(1) （その鋼の共晶温度＋80）θ1270 ………(2) (1)、(2)式をともに満足する範囲で処理するのが
望ましい。 本発明法は連続鋳造設備を用いて鋼片を得るこ
とを要件とする。この連続鋳造によつて製造され
るマルテンサイト系ステンレス鋼のスラブの形態
は次のようなものである。スラブの表層部、より
具体的には表面から50mmの深さのところまで、に
は共晶炭化物は少なく、存在していたとしても極
めて小さなものである。スラブの厚さ方向でみた
場合にはその中心部近傍の位置で、かつスラブの
幅方向で見た場合には両短辺から（スラブ厚
さ）／２以上内側によつた内部位置において、い
わゆる中心偏析によつて生成したものと考えられ
る粗大共晶炭化物が存在する。スラブ切断面にお
いては粗大共晶炭化物域はパウダーカツテイング
により生成した組織でカバーされている。 正常な連鋳マシン状態のもとでマルテンサイト
系ステンレス鋼を連続鋳造した場合に、共晶炭化
物が密集した塊状組織がスラブ厚さ中央部に分散
して分布した状態のスラブを得ることができる。
例えば、１〜２mm経の塊状組織内に共晶炭化物が
密集して存在し、この共晶炭化物が存在する塊状
組織が互いに連結されていない独立状態となつて
いるスラブを製造することができる。なお、この
塊状組織は鋳造方向に紐状に連結されることもあ
るが、あまり長くはない。このような共晶炭化物
が密集した塊状組織が分散したスラブを得るこ
と、並びにこの塊状組織の存在位置がスラブ表面
から奥の方であることが、先述のBurning現象を
回避する上で重要な役割を果たす。すなわち、仮
に１部の溶融した含共晶炭化物域が酸化されるこ
とがあつても、それが弧立していなければ内部に
伝播しないことになるからである。 なお、本発明法において連鋳スラブの形状は偏
平比（長辺長さ／短辺長さ）２のものを対象と
する。これは、中心偏析によつて生ずる塊状組織
存在帯の厚さが薄ければ薄いほど本発明法に従う
加熱処理によつてＣの拡散が有利となり、低融点
部分が早期に消滅するからである。 以下に本発明法を代表的な試験結果並びに実施
例を挙げて説明する。 表１に示した化学成分値（重量％）の鋼の連鋳
スラブ（as cast）と分塊後スラブから、中心偏
析部分を含む１辺30mmの立方状のサンプルを切出
し、電気炉内でAr雰囲気下（1atm）で均熱試験
を行なつた。この均熱試験における温度は1160
℃、1220℃、1280℃としまた保持時間はそれぞれ
の温度において5hr、10hr、15hrの３水準とした。
この処理前後の共晶炭化物面積率をイメージアナ
ライザによつて測定し、その結果を表２に示し
た。表２において、〇印は処理前に比べて共晶炭
化物面積率が50％以上減少したもの、×印は50％
未満のものである。なお、この試験鋼の共晶温度
は1220℃付近である。
【表】
【表】
○；共晶炭化物面積率の低減率〓50％
×；共晶炭化物面積率の低減率＜50％
この試験結果から、前述の(1)式条件を満足する
温度と時間のもとで均熱することが、共晶炭化物
のＣの所定の拡散程度を得る上で重要であること
がわかつた。すなわち、非定常拡散式とこの試験
結果とから、Ｃの所定の拡散程度を得るには、あ
る値以上の拡散常数と保持時間が必要となるが、
これには(1)式の条件を満たすようにすればよいこ
とになる。 なお、第２表の結果において、1160℃では共晶
炭化物が安定であり、長時間保持しても消え難
い。1220℃以上の温度でも保持時間が短いと、共
晶炭化物の面積率としては若干減少するものの、
個々の共晶炭化物の集合粗大化を招き好ましくな
い。1220℃で15hr、1280℃で10hr以上保持した場
合は、一たん粗大化した共晶炭化物もＣの拡散効
果が大きいので、小さくなるか若しくは消失する
ことを示している。 このことは、共晶温度以上に加熱した場合で
も、共晶炭化物は粗大集合する過程がまず優先
し、ある時間経過したあとで、今度はＣの拡散効
果が優先して共晶炭化物が消滅してゆくことにな
ることを示している。したがつて、スラブ中の共
晶炭化物の低減を図る場合には、共晶温度以上で
あつても、(1)式の条件を満足しないような保持時
間では、逆に共晶炭化物の集合粗金化を招くだけ
であり、本発明の目的が達成できない。 連鋳スラブの塊状組織は、バルジングや凝固収
縮に伴うサクシヨンにより生成したキヤビテイ内
に濃化溶鋼が吸い寄せられてできたものであり、
その組織内の共晶炭化物密度は小規模鋼塊で認め
られるミクロ偏析による共晶炭化物とは比較にな
らないほど高い。従つて、より長時間の加熱をし
なければ、かえつて炭化物の集合粗大化を招き易
いものと考えられる。 実施例 表３に示す化学成分値の鋼を連続鋳造設備で鋳
造し、155mm×750mm×5000mmのスラブを製造し
た。この鋼の共晶温度は1220℃付近である。
×；共晶炭化物面積率の低減率＜50％
この試験結果から、前述の(1)式条件を満足する
温度と時間のもとで均熱することが、共晶炭化物
のＣの所定の拡散程度を得る上で重要であること
がわかつた。すなわち、非定常拡散式とこの試験
結果とから、Ｃの所定の拡散程度を得るには、あ
る値以上の拡散常数と保持時間が必要となるが、
これには(1)式の条件を満たすようにすればよいこ
とになる。 なお、第２表の結果において、1160℃では共晶
炭化物が安定であり、長時間保持しても消え難
い。1220℃以上の温度でも保持時間が短いと、共
晶炭化物の面積率としては若干減少するものの、
個々の共晶炭化物の集合粗大化を招き好ましくな
い。1220℃で15hr、1280℃で10hr以上保持した場
合は、一たん粗大化した共晶炭化物もＣの拡散効
果が大きいので、小さくなるか若しくは消失する
ことを示している。 このことは、共晶温度以上に加熱した場合で
も、共晶炭化物は粗大集合する過程がまず優先
し、ある時間経過したあとで、今度はＣの拡散効
果が優先して共晶炭化物が消滅してゆくことにな
ることを示している。したがつて、スラブ中の共
晶炭化物の低減を図る場合には、共晶温度以上で
あつても、(1)式の条件を満足しないような保持時
間では、逆に共晶炭化物の集合粗金化を招くだけ
であり、本発明の目的が達成できない。 連鋳スラブの塊状組織は、バルジングや凝固収
縮に伴うサクシヨンにより生成したキヤビテイ内
に濃化溶鋼が吸い寄せられてできたものであり、
その組織内の共晶炭化物密度は小規模鋼塊で認め
られるミクロ偏析による共晶炭化物とは比較にな
らないほど高い。従つて、より長時間の加熱をし
なければ、かえつて炭化物の集合粗大化を招き易
いものと考えられる。 実施例 表３に示す化学成分値の鋼を連続鋳造設備で鋳
造し、155mm×750mm×5000mmのスラブを製造し
た。この鋼の共晶温度は1220℃付近である。
【表】
このスラブを均熱炉に入れて1280℃で15時間保
持したあと抽出した。なお、均熱中のスラブの変
形を防ぐために耐火物製の平坦なベツト上にスラ
ブの幅広面を下にして置いて均熱した。スラブの
変形量は問題にならないほど小さかつた。 均熱前と後のスラブの中心偏析該当部の共振炭
化物面積率を前記試験と同様な方法で測定した結
果、均熱前では2.3％、均熱後では0.08％であつ
た。 この均熱後のスラブは疵取り後に再加熱され５
mm厚まで熱延されたが、破断等の製造上のトラブ
ルはなく、健全やホツトコイルが得られた。
持したあと抽出した。なお、均熱中のスラブの変
形を防ぐために耐火物製の平坦なベツト上にスラ
ブの幅広面を下にして置いて均熱した。スラブの
変形量は問題にならないほど小さかつた。 均熱前と後のスラブの中心偏析該当部の共振炭
化物面積率を前記試験と同様な方法で測定した結
果、均熱前では2.3％、均熱後では0.08％であつ
た。 この均熱後のスラブは疵取り後に再加熱され５
mm厚まで熱延されたが、破断等の製造上のトラブ
ルはなく、健全やホツトコイルが得られた。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 連続鋳造設備によつてマルテンサイト系ステ
ンレス鋼のスラブを製造し、得られたスラブをそ
の鋼の共晶温度以上であつて、かつ 1.34logt5920／（θ＋273） −2.87 ただし、ｔは保持時間（hr）、θはスラブ温度
（℃）の式を満足する温度と時間の条件のもとで
スラブの自重がスラブ幅広面全面で支持される状
態で加熱処理することからなる共晶炭化物の少な
いマルテンサイト系ステンレス鋼の鋼片を得る方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21455881A JPS58113322A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 共晶炭化物の少ないマルテンサイト系ステンレス鋼の鋼片を得る方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21455881A JPS58113322A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 共晶炭化物の少ないマルテンサイト系ステンレス鋼の鋼片を得る方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58113322A JPS58113322A (ja) | 1983-07-06 |
| JPH0114967B2 true JPH0114967B2 (ja) | 1989-03-15 |
Family
ID=16657708
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21455881A Granted JPS58113322A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 共晶炭化物の少ないマルテンサイト系ステンレス鋼の鋼片を得る方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58113322A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0745013U (ja) * | 1992-03-28 | 1995-12-12 | 圭史 伊形 | 広告スペース付きゴルフスコアカード |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE59706249D1 (de) | 1997-10-14 | 2002-03-14 | Agathon Ag Maschinenfabrik Sol | Verfahren zum Schleifen von Oberflächen von Werkstücken und Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens |
| JP4774633B2 (ja) * | 2001-06-04 | 2011-09-14 | 大同特殊鋼株式会社 | マルテンサイト系耐熱鋼の製造方法 |
-
1981
- 1981-12-25 JP JP21455881A patent/JPS58113322A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0745013U (ja) * | 1992-03-28 | 1995-12-12 | 圭史 伊形 | 広告スペース付きゴルフスコアカード |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58113322A (ja) | 1983-07-06 |
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