JPH02185951A - 加工性の良好なサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼 - Google Patents
加工性の良好なサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼Info
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- JPH02185951A JPH02185951A JP473089A JP473089A JPH02185951A JP H02185951 A JPH02185951 A JP H02185951A JP 473089 A JP473089 A JP 473089A JP 473089 A JP473089 A JP 473089A JP H02185951 A JPH02185951 A JP H02185951A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (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、焼鈍状態で良好な加工性を有し加工後のサブ
ゼロ処理により高強度を発現する。加工性の良好なサブ
ゼロ処理用高強度ステンレス鋼に関するものである。
ゼロ処理により高強度を発現する。加工性の良好なサブ
ゼロ処理用高強度ステンレス鋼に関するものである。
従来より、高強度ステンレス鋼として、加工硬化型の５
ＬＩＳ３０１，５ＵＳ３（１４或いは時効硬化型のＳυ
５６３０゜５ＵＳ６３１などが多用され、各種ばね材等
に適用されている。
ＬＩＳ３０１，５ＵＳ３（１４或いは時効硬化型のＳυ
５６３０゜５ＵＳ６３１などが多用され、各種ばね材等
に適用されている。
５ＵＳ３０１に代表される加工硬化型ステンレス鋼は冷
間加工によるオーステナイト相の加工硬化と高硬度の加
工誘起マルテンサイトの生成により高強度化させるもの
である。また、冷間加工後時効処理によりさらに高強度
化させる場合もある。しかしながら、これらの鋼は冷間
加工を施して加工硬化させる必要があり５その結果、成
形加工性に劣るという欠点を有している。
間加工によるオーステナイト相の加工硬化と高硬度の加
工誘起マルテンサイトの生成により高強度化させるもの
である。また、冷間加工後時効処理によりさらに高強度
化させる場合もある。しかしながら、これらの鋼は冷間
加工を施して加工硬化させる必要があり５その結果、成
形加工性に劣るという欠点を有している。
一方５時効硬化型ステンレス鋼は時効処理により高強度
は得られるものの、一般に加工性に乏しく、また時効処
理を４００’Ｃ付近で行なう必要があり、テンパーカラ
ーが付く１時効処理時に変形する危険性がある。といっ
た問題がある。
は得られるものの、一般に加工性に乏しく、また時効処
理を４００’Ｃ付近で行なう必要があり、テンパーカラ
ーが付く１時効処理時に変形する危険性がある。といっ
た問題がある。
本発明は、上記のような問題点を有しないステンレス鋼
、すなわち、Ｖ＃、鈍状態で良好な加工性を有し、かつ
上述の時効処理ではなく一７３’Ｃ程度の工業的に容易
に得られる温度でのサブゼロ処理により高強度が図れる
ステンレス鋼の提供を目的としたものである。
、すなわち、Ｖ＃、鈍状態で良好な加工性を有し、かつ
上述の時効処理ではなく一７３’Ｃ程度の工業的に容易
に得られる温度でのサブゼロ処理により高強度が図れる
ステンレス鋼の提供を目的としたものである。
前記の目的を達成せんとする本発明の要旨とするところ
は１重量％で、ｃ：ｏ、ｔ３〜０．３０％、 Ｓｉ：
０．１〜：０％未満、Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｐ ：ｏ、ｏ３゜％以下、 ｓ ：０．００８％以下
、Ｎｉ：２．５〜５．５％、 Ｃｒ： １２．０〜１
８．０％、Ｎ：０．０２〜０．１２％を含有し、かつＡ
４ｆｉ −Ｎｉ＋０．５５Ｘ Ｍｎ ＋ １７．５
４Ｘ Ｃ＋１：７４Ｘ Ｎｉｏ、ｓｔｘ Ｃｒ＋〇
、５０Ｘ Ｓｉ で定義されるＡ値が１６．６〜１７．８の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整されるか。
は１重量％で、ｃ：ｏ、ｔ３〜０．３０％、 Ｓｉ：
０．１〜：０％未満、Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｐ ：ｏ、ｏ３゜％以下、 ｓ ：０．００８％以下
、Ｎｉ：２．５〜５．５％、 Ｃｒ： １２．０〜１
８．０％、Ｎ：０．０２〜０．１２％を含有し、かつＡ
４ｆｉ −Ｎｉ＋０．５５Ｘ Ｍｎ ＋ １７．５
４Ｘ Ｃ＋１：７４Ｘ Ｎｉｏ、ｓｔｘ Ｃｒ＋〇
、５０Ｘ Ｓｉ で定義されるＡ値が１６．６〜１７．８の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整されるか。
或いはさらに、３．０％以下のＭｏ、３．０％以下のＣ
ｕ、 ３．０％以下のＣｏの１種または２種以上を含有
したうえ Ａ４直＝ Ｎｉ＋０．５５Ｘ Ｍｎ＋１７．５４Ｘ Ｃ
＋１：７４Ｘ Ｎ＋０．５１ Ｘ Ｃｒ＋０．５０Ｘ
Ｓ ｉ ＋０．２５ｘ Ｍｏ＋０．１８Ｘ Ｃｕ＋０．
２９Ｘ Ｃ。
ｕ、 ３．０％以下のＣｏの１種または２種以上を含有
したうえ Ａ４直＝ Ｎｉ＋０．５５Ｘ Ｍｎ＋１７．５４Ｘ Ｃ
＋１：７４Ｘ Ｎ＋０．５１ Ｘ Ｃｒ＋０．５０Ｘ
Ｓ ｉ ＋０．２５ｘ Ｍｏ＋０．１８Ｘ Ｃｕ＋０．
２９Ｘ Ｃ。
で定義されるＡ値が１６．６〜１７．８の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整され 残部がＦｅおよび不可避的不純物から成るステンレス鋼
であって、ｊＡｊ！状態で良好な加工性を有しサブゼロ
処理で高強度を発現する。加工性の良好なサブゼロ処理
用高強度ステンレス鋼にある。
うに各元素の含有量が調整され 残部がＦｅおよび不可避的不純物から成るステンレス鋼
であって、ｊＡｊ！状態で良好な加工性を有しサブゼロ
処理で高強度を発現する。加工性の良好なサブゼロ処理
用高強度ステンレス鋼にある。
一般にオーステナイト系ステンレス鋼においてはＣｒ、
Ｎｉなどの主成分の含有量でＭｓ点（焼入れマルテンサ
イト相が生成し始める温度）が大きく変動する。本発明
者等の研究によれば５焼鈍状態の主な組繊をオーステナ
イト相としそのＭｓ点を室温付近になるように成分を調
整することで良好な加工性が付与され、成型あるいは曲
げなどの加工後に一７３°Ｃ程度の温度域にてサブゼロ
処理を施すことによって多量のマルテンサイト相が生成
した高強廣鋼が得られることを見出した。
Ｎｉなどの主成分の含有量でＭｓ点（焼入れマルテンサ
イト相が生成し始める温度）が大きく変動する。本発明
者等の研究によれば５焼鈍状態の主な組繊をオーステナ
イト相としそのＭｓ点を室温付近になるように成分を調
整することで良好な加工性が付与され、成型あるいは曲
げなどの加工後に一７３°Ｃ程度の温度域にてサブゼロ
処理を施すことによって多量のマルテンサイト相が生成
した高強廣鋼が得られることを見出した。
以下１本発明鋼の各成分とその含有量の限定理由につい
て説明する。
て説明する。
Ｃは強力なオーステナイト生成元素で、上記のＡ値の調
整に必須の元素である。さらにＣはサブゼロ処理後に生
成されるマルテンサイト相の高強度化にも必須の元素で
あり、 ０．１３％以上含有させる必要がある。しかし
ながら、多量に含有すると耐食性ならびに加工性が劣化
するため、その上限を０．３０％とする。
整に必須の元素である。さらにＣはサブゼロ処理後に生
成されるマルテンサイト相の高強度化にも必須の元素で
あり、 ０．１３％以上含有させる必要がある。しかし
ながら、多量に含有すると耐食性ならびに加工性が劣化
するため、その上限を０．３０％とする。
Ｓｌは脱酸剤として０．１％以上必要である。しかしな
がら、Ｓｉはフェライト生成元素であり多量に含有する
と焼鈍後にδフェライト相の生成量が多くなる。したが
って、Ｓｉ含有量は：０％未ン茜とする。
がら、Ｓｉはフェライト生成元素であり多量に含有する
と焼鈍後にδフェライト相の生成量が多くなる。したが
って、Ｓｉ含有量は：０％未ン茜とする。
Ｍｎは脱酸材であり、０．１％以上含有させる必要があ
る。またＭｎはＮｉと同様にオーステナイト生成元素で
、Ａ値を調整するに必須の元素である。しかしながら、
Ｍｎを多量に含有すると溶製時にＭｎヒユームが多量に
発生ずる。炉壁のｌｒｌ傷が激しくなる１ など製造が
困難になるため、その上限を４．０％とする。
る。またＭｎはＮｉと同様にオーステナイト生成元素で
、Ａ値を調整するに必須の元素である。しかしながら、
Ｍｎを多量に含有すると溶製時にＭｎヒユームが多量に
発生ずる。炉壁のｌｒｌ傷が激しくなる１ など製造が
困難になるため、その上限を４．０％とする。
Ｐは多量に含有すると加工性が劣化するためその上限を
０．０３０％とする。
０．０３０％とする。
Ｓばその大部分が介在物として存在し、加工性を劣化さ
せるため、その上限を０．００８％とする。
せるため、その上限を０．００８％とする。
ＮｉはＭｎと同様にオーステナイト生成元素であり、Ａ
値を１６．６〜１７．８の範囲に調整し、焼鈍状態でオ
ーステナイト相を得るに必須の元素である。
値を１６．６〜１７．８の範囲に調整し、焼鈍状態でオ
ーステナイト相を得るに必須の元素である。
このためには２．５％以上の含を量が必要である。
しかしながら、Ｎｉを多量に含有するとＡ値が増加しす
ぎ、サブゼロ処理を施してもマルテンサイト相があまり
生成されず高強度が得られないためその上限を５．５％
とする。
ぎ、サブゼロ処理を施してもマルテンサイト相があまり
生成されず高強度が得られないためその上限を５．５％
とする。
Ｃｒはステンレス鋼の必須元素であり、良好な耐食性を
得るには１２．０％以上の含有量が必要である。また、
Ａ値を１６．６〜１７．８の範囲に調整するに必須の元
素でもある。しかしながら、Ｃｒは強力なフェライト生
成元素であり、あまり多量に含有すると焼鈍状態でδフ
ェライト相が生成され、サブゼロ処理後の高強度化が図
れなくなる。したがって、その上限を１８．０％とする
。
得るには１２．０％以上の含有量が必要である。また、
Ａ値を１６．６〜１７．８の範囲に調整するに必須の元
素でもある。しかしながら、Ｃｒは強力なフェライト生
成元素であり、あまり多量に含有すると焼鈍状態でδフ
ェライト相が生成され、サブゼロ処理後の高強度化が図
れなくなる。したがって、その上限を１８．０％とする
。
ＮはＣと同様に強力なオーステナイト生成元素であり、
Ａ値の調整に必須の元素である。また。
Ａ値の調整に必須の元素である。また。
ＮはＣと同様にサブゼロ処理後に生成されるマルテンサ
イト相の固溶強化元素であり、サブゼロ処理により高強
度を得るに極めて有効な元素でもある。このため０．０
２％以上の含有が必要である。しかしながら、多量に含
有すると鋼塊にブローホールが生じ１健全な鋼塊が得ら
れなくなるので、その上限を０，１２％とする。
イト相の固溶強化元素であり、サブゼロ処理により高強
度を得るに極めて有効な元素でもある。このため０．０
２％以上の含有が必要である。しかしながら、多量に含
有すると鋼塊にブローホールが生じ１健全な鋼塊が得ら
れなくなるので、その上限を０，１２％とする。
Ｍｏは耐食性の向上に寄与する元素である。またサブゼ
ロ処理後の高強度化に寄与する有効な元素である。しか
しながら、ＭｏはＣｒ同様にフェライト生成元素であり
、多量に含有するとδフェライト相が生成され、サブゼ
ロ処理を施しても高強度が得られなくなる。したがって
その上限を３．０％とする。
ロ処理後の高強度化に寄与する有効な元素である。しか
しながら、ＭｏはＣｒ同様にフェライト生成元素であり
、多量に含有するとδフェライト相が生成され、サブゼ
ロ処理を施しても高強度が得られなくなる。したがって
その上限を３．０％とする。
Ｃｕはオーステナイト生成元素で、焼鈍状態での加工性
を向上するにを効な元素である。しかしながら、あまり
多量に含有すると製造性が劣化するため、その上限を３
．０％とする。
を向上するにを効な元素である。しかしながら、あまり
多量に含有すると製造性が劣化するため、その上限を３
．０％とする。
Ｃｏは耐食性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｏ
はオーステナイト生成元素でＡ値を調整し、焼鈍状態で
オーステナイト相を得るに有効な元素であるとともに、
サブゼロ処理後の生成マルテンサイト■を増大させ、高
強度化に寄与する元素でもある。しかしながら、あまり
多量に含有するとＡ値が増大し、サブゼロ処理を施して
もマルテンサイト相が生成されず高強度が得られないた
め、その上限を３．０％とする。
はオーステナイト生成元素でＡ値を調整し、焼鈍状態で
オーステナイト相を得るに有効な元素であるとともに、
サブゼロ処理後の生成マルテンサイト■を増大させ、高
強度化に寄与する元素でもある。しかしながら、あまり
多量に含有するとＡ値が増大し、サブゼロ処理を施して
もマルテンサイト相が生成されず高強度が得られないた
め、その上限を３．０％とする。
Ａ値は９本鋼の特徴である焼鈍状態で良好な加工性を有
しかつサブゼロ処理により高強度を得るための指標とし
て１本発明鋼の開発中に実験室的に得られたもので次式
にて定義され、このＡ値が１６．６〜１７．８の範囲と
なるように各成分量が調整されることが本発明の目的達
成には必要である。
しかつサブゼロ処理により高強度を得るための指標とし
て１本発明鋼の開発中に実験室的に得られたもので次式
にて定義され、このＡ値が１６．６〜１７．８の範囲と
なるように各成分量が調整されることが本発明の目的達
成には必要である。
Ａ値−Ｎ ｉ ＋０．５５ｘ Ｍｎ＋ １７．５４ Ｘ
Ｃ＋ １：７４ｘ Ｎ＋０．５１×Ｃｒ＋０．５０×
Ｓｉ＋〇、２５％Ｍ。
Ｃ＋ １：７４ｘ Ｎ＋０．５１×Ｃｒ＋０．５０×
Ｓｉ＋〇、２５％Ｍ。
＋０．１８Ｘ Ｃｕ＋〇、２９Ｘ Ｃ。
第１図は焼鈍材およびサブゼロ処理材のマルテンサイト
ｆｔとＡ値との関係を示したものである。
ｆｔとＡ値との関係を示したものである。
同図に見られるように、Ａ値が１６゜６未満であれと焼
鈍状態でマルテンサイト相が多量に生成されるので既に
高強度となり加工性に乏しく、また、サブゼロ処理を施
してもマルテンサイト量はあまり増加せず強度の上昇も
小さい。他方１ Ａ値が１７．８を超えた場合にば１焼
鈍状態ではオーステナイト単相であり加工性は優れるも
のの、オーステナイト相が安定になりすぎ、サブゼロ処
理を施してもマルテンサイト相があまり生成されず高強
度が得られない、したがって、Ａ値の範囲は１６．６〜
１７．８となるように各成分量を調整することが重要で
ある。
鈍状態でマルテンサイト相が多量に生成されるので既に
高強度となり加工性に乏しく、また、サブゼロ処理を施
してもマルテンサイト量はあまり増加せず強度の上昇も
小さい。他方１ Ａ値が１７．８を超えた場合にば１焼
鈍状態ではオーステナイト単相であり加工性は優れるも
のの、オーステナイト相が安定になりすぎ、サブゼロ処
理を施してもマルテンサイト相があまり生成されず高強
度が得られない、したがって、Ａ値の範囲は１６．６〜
１７．８となるように各成分量を調整することが重要で
ある。
次に本発明の実施例について説明する。
第１表に供試鋼の化学成分値並びにＡ値を示した。Ａ１
−Ａ３鋼は従来鋼で、それぞれ５ＵＳ３０４゜５ＵＳ３
０１および５ＵＳ３１６である。Ｂ１〜Ｂｌａ鋼は本発
明鋼である。またＣ１−Ｃ３ｗ４は比較鋼であり。
−Ａ３鋼は従来鋼で、それぞれ５ＵＳ３０４゜５ＵＳ３
０１および５ＵＳ３１６である。Ｂ１〜Ｂｌａ鋼は本発
明鋼である。またＣ１−Ｃ３ｗ４は比較鋼であり。
本発明の規定する範囲を外れた成分含有量の鋼である。
これらの鋼を真空溶解法にて１２ｋｇ溶製した。得られ
た鋼塊を鍛造後、熱間圧延により３ｍｍ厚みの板とし、
溶体化処理後、冷間圧延と焼鈍を繰り返し、 ０．７ｍ
ｍ厚みの焼鈍板を得、供試材とした。これらの供試材を
ドライアイスで冷却したメチルアルコール（−７３°Ｃ
）内に１時間保持しサブゼロ処理を施した。
た鋼塊を鍛造後、熱間圧延により３ｍｍ厚みの板とし、
溶体化処理後、冷間圧延と焼鈍を繰り返し、 ０．７ｍ
ｍ厚みの焼鈍板を得、供試材とした。これらの供試材を
ドライアイスで冷却したメチルアルコール（−７３°Ｃ
）内に１時間保持しサブゼロ処理を施した。
第２表に、各焼鈍材並びにサブゼロ処理材のマルテンサ
イト量（Ｍｌｔ）と、硬さおよび引張り特性を示した。
イト量（Ｍｌｔ）と、硬さおよび引張り特性を示した。
第２表の結果に見られるように、従来鋼のＡＩ。
Ａ２．Ａ３鋼ではＡ値がいずれも１７．８以上であり。
焼鈍材、サブゼロ処理材ともにマルテンサイト量は０．
５％以下とオーステナイト相は安定である。
５％以下とオーステナイト相は安定である。
したがって、硬さおよび引張り特性はサブゼロ処理を施
してもほどんど変化しない。
してもほどんど変化しない。
比較鋼のＣＩ鋼では各元素の含存量は本発明の範囲であ
るが、Ａ値が１５．０と低いため、焼鈍材ですでにマル
テンサイト相が多量に存在し、硬さが４６７と高く伸び
が６．１％と低い。Ｃ２鋼では各元素の含を量は本発明
の範囲であるが、Ａ値が１８．４１と高い。このため、
焼鈍材でマルテンサイト相が存在せず、硬さが２３８．
伸びが３３．７％と良好な加工性を有しているが、サブ
ゼロ処理材の生成マルテンサイト量が少なく、硬さおよ
び引張強さはあまり増加しない。Ｃ３鋼はＡ値が１’：
２９と本発明の範囲内であるが、Ｃ量が低いのでサブゼ
ロ処理後の硬さが４００以下と低く高強度とは言えない
。
るが、Ａ値が１５．０と低いため、焼鈍材ですでにマル
テンサイト相が多量に存在し、硬さが４６７と高く伸び
が６．１％と低い。Ｃ２鋼では各元素の含を量は本発明
の範囲であるが、Ａ値が１８．４１と高い。このため、
焼鈍材でマルテンサイト相が存在せず、硬さが２３８．
伸びが３３．７％と良好な加工性を有しているが、サブ
ゼロ処理材の生成マルテンサイト量が少なく、硬さおよ
び引張強さはあまり増加しない。Ｃ３鋼はＡ値が１’：
２９と本発明の範囲内であるが、Ｃ量が低いのでサブゼ
ロ処理後の硬さが４００以下と低く高強度とは言えない
。
これに対して１本発明鋼はすべてＡ値が１６．６〜１７
．８の範囲であり、焼鈍材での硬さが３００以下と低く
、かつサブゼロ処理後の硬さが４５０以上まで増加し、
高強度化していることがわかる。
．８の範囲であり、焼鈍材での硬さが３００以下と低く
、かつサブゼロ処理後の硬さが４５０以上まで増加し、
高強度化していることがわかる。
以上のように本発明鋼は溶体化処理状態で良好な加工性
を有し、かつ、−７３“Ｃ程度の温度域にてサブゼロ処
理を施すことにより高強度が得られるものであり、サブ
ゼロ処理後に脱スケール等の後処理の必要もなく、その
工業的価値は極めて高いものである。
を有し、かつ、−７３“Ｃ程度の温度域にてサブゼロ処
理を施すことにより高強度が得られるものであり、サブ
ゼロ処理後に脱スケール等の後処理の必要もなく、その
工業的価値は極めて高いものである。
第１図は１本発明に従うＡ値と焼鈍材およびサブゼロ処
理材のマルテンサイトａとの関係を示す図である。
理材のマルテンサイトａとの関係を示す図である。
Claims (2)
- （１）重量％で、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０
．１〜１．０％未満、Ｍｎ：０．１〜４．０％、Ｐ：０
．０３０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：２．５
〜５．５％、Ｃｒ：１２．０〜１８．０％、Ｎ：０．０
２〜０．１２％を含有し、かつＡ値＝Ｎｉ＋０．５５×
Ｍｎ＋１７．５４×Ｃ＋１１．７４×Ｎ＋０．５１×Ｃ
ｒ＋０．５０×Ｓｉ で定義されるＡ値が１６．６〜１７．８の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整され、 残部がＦｅおよび不可避的不純物から成るステンレス鋼
であって、焼鈍状態で良好な加工性を有しサブゼロ処理
で高強度を発現する、加工性の良好なサブゼロ処理用高
強度ステンレス鋼。 - （２）重量％で、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０
．１〜１．０％未満、Ｍｎ：０．１〜４．０％、Ｐ：０
．０３０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：２．５
〜５．５％、Ｃｒ：１２．０〜１８．０％、Ｎ：０．０
２〜０．１２％を含有し、さらに、３．０％以下のＭｏ
、３．０％以下のＣｕ、３．０％以下のＣｏの１種また
は２種以上を含有し、かつ Ａ値＝Ｎｉ＋０．５５×Ｍｎ＋１７．５４×Ｃ＋１１．
７４×Ｎ＋０．５１×Ｃｒ＋０．５０×Ｓｉ＋０．２５
×Ｍｏ＋０．１８×Ｃｕ＋０．２９×Ｃｏ で定義されるＡ値が１６．６〜１７．８の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整され、 残部がＦｅおよび不可避的不純物から成るステンレス鋼
であって、焼純状態で良好な加工性を有しサブゼロ処理
で高強度を発現する、加工性の良好なサブゼロ処理用高
強度ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP473089A JPH02185951A (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 加工性の良好なサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP473089A JPH02185951A (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 加工性の良好なサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02185951A true JPH02185951A (ja) | 1990-07-20 |
Family
ID=11592016
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP473089A Pending JPH02185951A (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 加工性の良好なサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02185951A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006249559A (ja) * | 2005-03-14 | 2006-09-21 | Nisshin Steel Co Ltd | ステンレス鋼製面受け板 |
| CN108754101A (zh) * | 2018-07-26 | 2018-11-06 | 东莞材料基因高等理工研究院 | 一种AerMet100钢的深冷处理工艺 |
| JP2022071775A (ja) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 制振合金およびその製造方法 |
-
1989
- 1989-01-13 JP JP473089A patent/JPH02185951A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006249559A (ja) * | 2005-03-14 | 2006-09-21 | Nisshin Steel Co Ltd | ステンレス鋼製面受け板 |
| CN108754101A (zh) * | 2018-07-26 | 2018-11-06 | 东莞材料基因高等理工研究院 | 一种AerMet100钢的深冷处理工艺 |
| JP2022071775A (ja) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 制振合金およびその製造方法 |
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