JPH0310051A - 高強度高延性を有する高炭素窒素ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
高強度高延性を有する高炭素窒素ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH0310051A JPH0310051A JP1144059A JP14405989A JPH0310051A JP H0310051 A JPH0310051 A JP H0310051A JP 1144059 A JP1144059 A JP 1144059A JP 14405989 A JP14405989 A JP 14405989A JP H0310051 A JPH0310051 A JP H0310051A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (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】
（イ）産業上の利用分野
本発明は、準安定オーステナイト状態において室温で高
強度高延性を有し、加工成形後加工誘起マルテンサイト
の生成によって高い強度が得られ、しかも焼入れ処理に
よる硬化も可能な高炭素窒素ステンレス鋼およびその製
造方法に関する。特に浴槽、厨房用シンクをはじめとす
る大型のプレス成形品や各種ボルト類などの冷間で強加
工が施される強度部材、さらにはウェハスライサ用素材
としても適用可能な高炭素窒素Ｃｒ系ステンレス鋼の板
材および棒線材に係わるものである。
強度高延性を有し、加工成形後加工誘起マルテンサイト
の生成によって高い強度が得られ、しかも焼入れ処理に
よる硬化も可能な高炭素窒素ステンレス鋼およびその製
造方法に関する。特に浴槽、厨房用シンクをはじめとす
る大型のプレス成形品や各種ボルト類などの冷間で強加
工が施される強度部材、さらにはウェハスライサ用素材
としても適用可能な高炭素窒素Ｃｒ系ステンレス鋼の板
材および棒線材に係わるものである。
（ロ）従来の技術
ステンレス鋼は、耐食性の他に強度、延性、硬度および
耐摩耗性といった材質特性が要求される。
耐摩耗性といった材質特性が要求される。
オーステナイト系ステンレス鋼は、高耐食性の他に優れ
た延性が要求される。また、析出硬化型ステンレス鋼は
、高強度や耐摩耗性が要求され、さらにマルテンサイト
系ステンレス鋼は、高硬度、耐摩耗性が要求される。
た延性が要求される。また、析出硬化型ステンレス鋼は
、高強度や耐摩耗性が要求され、さらにマルテンサイト
系ステンレス鋼は、高硬度、耐摩耗性が要求される。
しかし、上述したように、耐食性、高強度、高延性、高
硬度、耐摩耗性の内いずれかを満足する鋼は多数党られ
るものの、これらの全てを満足する鋼は、特願昭６３−
２１８４６８号（先願）で提案した高炭素ステンレス鋼
だけである。これは、高炭素ステンレス鋼に高温溶体化
処理を施すことによって準安定オーステナイト状態とし
、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によって極めて優れた強度
−延性バランスを得る技術である。さらに、先願の対象
鋼は多量のＣを含有するため、非常に優れた焼入れ硬化
能を有している。したがって、準安定オーステナイト状
態でプレス成形などの強加工を施し、その後焼入れ処理
あるいはサブゼロ処理によって極めて高い硬度および優
れた耐摩耗性が得られる。
硬度、耐摩耗性の内いずれかを満足する鋼は多数党られ
るものの、これらの全てを満足する鋼は、特願昭６３−
２１８４６８号（先願）で提案した高炭素ステンレス鋼
だけである。これは、高炭素ステンレス鋼に高温溶体化
処理を施すことによって準安定オーステナイト状態とし
、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によって極めて優れた強度
−延性バランスを得る技術である。さらに、先願の対象
鋼は多量のＣを含有するため、非常に優れた焼入れ硬化
能を有している。したがって、準安定オーステナイト状
態でプレス成形などの強加工を施し、その後焼入れ処理
あるいはサブゼロ処理によって極めて高い硬度および優
れた耐摩耗性が得られる。
しかし、この準安定オーステナイト状態における高炭素
ステンレス鋼の延性は、加工温度依存性が高く室温付近
で急激に低下する。そのため、冷間加工性が低く、主と
して１００℃以上の温間で強加工が施されているのが現
状である。
ステンレス鋼の延性は、加工温度依存性が高く室温付近
で急激に低下する。そのため、冷間加工性が低く、主と
して１００℃以上の温間で強加工が施されているのが現
状である。
（ハ）発明が解決しようとする課題
上記のように、室温付近で優れた延性を示し、かつ焼入
れ硬化能および耐摩耗性を有するステンレス鋼は従来皆
無であった。
れ硬化能および耐摩耗性を有するステンレス鋼は従来皆
無であった。
本発明は、高温溶体化処理によって準安定オーステナイ
ト状態とし、室温付近で高強度−高延性を有する高炭素
窒素ステンレス鋼およびその製造方法を開示するもので
ある。さらに、加工後は加工誘起マルテンサイトの生成
あるいは焼入れ処理、サブゼロ処理によって高強度、高
硬度そして耐摩耗性を有する。
ト状態とし、室温付近で高強度−高延性を有する高炭素
窒素ステンレス鋼およびその製造方法を開示するもので
ある。さらに、加工後は加工誘起マルテンサイトの生成
あるいは焼入れ処理、サブゼロ処理によって高強度、高
硬度そして耐摩耗性を有する。
（ニ）課題を解決するための手段およびその作用高温溶
体化処理によって準安定オーステナイト状態となる従来
の高炭素ステンレス鋼は、溶体化処理後の冷却過程で、
粒界にマルテンサイト相が生成し易い。そのため、室温
付近の加工ではこのマルテンサイト相に沿う粒界破断が
生じ、著しい延性の低下を来すことを見出した。そこで
、この粒界マルテンサイト相の生成を抑制することを指
向して本発明を成し遂げた。
体化処理によって準安定オーステナイト状態となる従来
の高炭素ステンレス鋼は、溶体化処理後の冷却過程で、
粒界にマルテンサイト相が生成し易い。そのため、室温
付近の加工ではこのマルテンサイト相に沿う粒界破断が
生じ、著しい延性の低下を来すことを見出した。そこで
、この粒界マルテンサイト相の生成を抑制することを指
向して本発明を成し遂げた。
本発明者らは、この粒界マルテンサイト相の生成を抑制
するために、積層欠陥エネルギーを高めオーステナイト
安定化元素であるＮの利用を考えた。多量にＮ添加する
ことによって、溶体化処理の冷却過程で粒界マルテンサ
イト相の生成が抑制され、室温付近の延性が向上し、破
断面も延性破面となることを見出した。この結果、通常
ステンレス鋼に含まれている以上にＮを多量添加するこ
とによって、準安定オーステナイト状態における延性が
室温においても高く、さらに焼入れ硬化能および耐摩耗
性にも優れた高強度−高延性ステンレス鋼を発明した。
するために、積層欠陥エネルギーを高めオーステナイト
安定化元素であるＮの利用を考えた。多量にＮ添加する
ことによって、溶体化処理の冷却過程で粒界マルテンサ
イト相の生成が抑制され、室温付近の延性が向上し、破
断面も延性破面となることを見出した。この結果、通常
ステンレス鋼に含まれている以上にＮを多量添加するこ
とによって、準安定オーステナイト状態における延性が
室温においても高く、さらに焼入れ硬化能および耐摩耗
性にも優れた高強度−高延性ステンレス鋼を発明した。
室温における準安定オーステナイト量は、溶体化処理に
おける加熱温度と冷却速度に密接に関連している。第１
図は、Ｃｒ含有量：１７重量％、Ｃ含有量：０．７重量
％、Ｎ含有量二０．２重量％の高炭素窒素ステンレス鋼
の常温におけるオーステナイト量に及ぼす溶体化処理の
加熱温度および冷却速度の影響を示した図である。１１
００℃以上に加熱し０．２℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却
すると、室温におけるオーステナイト量が８０％以上と
なることが明らかとなった。加熱温度が１１００℃未満
では、固溶Ｃ量が低いためにＭｓ点が高くなり、冷却過
程でマルテンサイト変態が生じ室温でのオーステナイト
量が８０％未満となる。また、加熱温度が１１００℃以
上であっても冷却速度が０．２℃／Ｓ未満では、−旦固
溶したＣが炭化物として再析出し固溶Ｃ量が減少するた
め、Ｍｓ点が高くなりマルテンサイト変態によってオー
ステナイト量が８０％未満となる。
おける加熱温度と冷却速度に密接に関連している。第１
図は、Ｃｒ含有量：１７重量％、Ｃ含有量：０．７重量
％、Ｎ含有量二０．２重量％の高炭素窒素ステンレス鋼
の常温におけるオーステナイト量に及ぼす溶体化処理の
加熱温度および冷却速度の影響を示した図である。１１
００℃以上に加熱し０．２℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却
すると、室温におけるオーステナイト量が８０％以上と
なることが明らかとなった。加熱温度が１１００℃未満
では、固溶Ｃ量が低いためにＭｓ点が高くなり、冷却過
程でマルテンサイト変態が生じ室温でのオーステナイト
量が８０％未満となる。また、加熱温度が１１００℃以
上であっても冷却速度が０．２℃／Ｓ未満では、−旦固
溶したＣが炭化物として再析出し固溶Ｃ量が減少するた
め、Ｍｓ点が高くなりマルテンサイト変態によってオー
ステナイト量が８０％未満となる。
第２図は、準安定オーステナイト状態となったＣｒ含有
量：１７重量％、０含有量：０．７重量％の高炭素ステ
ンレス鋼の全伸び挙動に及ぼすＮ含有量の影響を示して
いる。この結果から、Ｎ含有量が０．１重量％以上とな
るこ々によって、室温付近の全伸びが著しく向上するこ
とが認められる。この延性向上機構は、Ｎ添加による粒
界マルテンサイトの生成抑制によるものである。
量：１７重量％、０含有量：０．７重量％の高炭素ステ
ンレス鋼の全伸び挙動に及ぼすＮ含有量の影響を示して
いる。この結果から、Ｎ含有量が０．１重量％以上とな
るこ々によって、室温付近の全伸びが著しく向上するこ
とが認められる。この延性向上機構は、Ｎ添加による粒
界マルテンサイトの生成抑制によるものである。
第３図は、Ｃｒ含有ｉ１：１７重量％、Ｃ含有量：０．
７重量％の高炭素窒素ステンレス鋼の焼入れ硬化曲線で
ある。Ｎ含有量が高い本発明対象鋼（図中のΔ印）は、
従来の低Ｎ鋼（○印）と同様に最高焼入れ硬さＨ，Ｃ６
０以上の優れた焼入れ硬化能を有する。
７重量％の高炭素窒素ステンレス鋼の焼入れ硬化曲線で
ある。Ｎ含有量が高い本発明対象鋼（図中のΔ印）は、
従来の低Ｎ鋼（○印）と同様に最高焼入れ硬さＨ，Ｃ６
０以上の優れた焼入れ硬化能を有する。
以上の知見から、高炭素ステンレス鋼に従来以上の多量
Ｎを添加することによって室温付近の延性が大幅に改善
され、高強度高延性を有し焼入れ処理が可能なステンレ
ス鋼の製造が可能となった。
Ｎを添加することによって室温付近の延性が大幅に改善
され、高強度高延性を有し焼入れ処理が可能なステンレ
ス鋼の製造が可能となった。
次いで本発明の限定理由を説明する。
Ｃｒ含有量は、ステンレス鋼として必要な耐食性を得る
に必要最小限度の１０重量％を下限とした。
に必要最小限度の１０重量％を下限とした。
しかし、２０重量％を越えると巨大炭化物および粒界炭
化物が生成しやすくなり延性が著しく低下するため、２
０重重量を上限とした。
化物が生成しやすくなり延性が著しく低下するため、２
０重重量を上限とした。
Ｃ含有量は、高温溶体化処理によってＭｓ点を室温付近
まで低下させ、準安定オーステナイト量を８０％以上に
するために必要最小限度の０．３重量％を下限とした。
まで低下させ、準安定オーステナイト量を８０％以上に
するために必要最小限度の０．３重量％を下限とした。
しかし、１．５重量％を越えると巨大な炭化物が生成す
ることや炭化物の粒界析出量が増えることによって延性
が著しく低下するため、１．５重量％を上限とした。
ることや炭化物の粒界析出量が増えることによって延性
が著しく低下するため、１．５重量％を上限とした。
Ｎ含有量は、室温における延性を改善するのに必要最小
限の０．１重量％を下限とした。しかし、０．５０重量
％を越えると熱間加工性が著しく低下するため、０．５
０！ｉｆ％を上限とした。
限の０．１重量％を下限とした。しかし、０．５０重量
％を越えると熱間加工性が著しく低下するため、０．５
０！ｉｆ％を上限とした。
本発明の溶体化加熱温度あるいは熱延後捲取り温度を１
１００℃以上としたのは、鋼中のＣおよびＮの固溶量を
増大することによってＭｓ点を室温付近まで低下させ、
準安定オーステナイト量を８０％以上にするのに必要な
最低温度であるためである。しかし、固相線温度を超え
ると融液化してしまうため上限を固相線温度とした。
１００℃以上としたのは、鋼中のＣおよびＮの固溶量を
増大することによってＭｓ点を室温付近まで低下させ、
準安定オーステナイト量を８０％以上にするのに必要な
最低温度であるためである。しかし、固相線温度を超え
ると融液化してしまうため上限を固相線温度とした。
さらに溶体化後あるいは熱延捲取り後の冷却速度を０．
２℃／ ｓ以上にするのは、これ未満では冷却途中でＣ
およびＮがＣｒ炭窒化物として再析出しＣおよびＮの固
溶量が低下するため、Ｍｓ点が高くなり多量のマルテン
サイト相を生成し延性が著しく低下するためである。
２℃／ ｓ以上にするのは、これ未満では冷却途中でＣ
およびＮがＣｒ炭窒化物として再析出しＣおよびＮの固
溶量が低下するため、Ｍｓ点が高くなり多量のマルテン
サイト相を生成し延性が著しく低下するためである。
（＊）実施例
第１表に示す成分の綱を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製
後、熱延および球状化処理を行ない板厚１．５ｍ（至）
に冷延した綱板に、第２表に示す種々の条件で熱処理を
施した。これらの材料からＪＩＳ１３号Ｂの試験片を採
取し、室温（２０℃）で引張試験を行ない、引張強さお
よび全伸びを調べた。
後、熱延および球状化処理を行ない板厚１．５ｍ（至）
に冷延した綱板に、第２表に示す種々の条件で熱処理を
施した。これらの材料からＪＩＳ１３号Ｂの試験片を採
取し、室温（２０℃）で引張試験を行ない、引張強さお
よび全伸びを調べた。
その結果、第２表に見られるように本発明である試料ｋ
ｌ〜９は、室温（２０℃）で引張強さ９０ｋｇｆ／ａｍ
”以上、全伸び３０％以上の良好な強度−延性バランス
を有するとともに、破断後の破面も延性破面を示す。こ
れに対し試料ｌ１４［ｌｌＯ〜１１は、溶体化処理条件
は同じであるものの、Ｎ含有量が低くオーステナイト粒
界にマルテンサイト相が生成するため、全伸びが低く粒
界破面を呈する。また、試料随１２〜１３およびＮａ１
５〜１６は溶体化加熱温度が低（、従ってＣおよびＮの
固溶量が、少なくＭｓ点が高くなるため、冷却中に多量
のマルテンサイト相が生成し、全伸びが著しく低い。
ｌ〜９は、室温（２０℃）で引張強さ９０ｋｇｆ／ａｍ
”以上、全伸び３０％以上の良好な強度−延性バランス
を有するとともに、破断後の破面も延性破面を示す。こ
れに対し試料ｌ１４［ｌｌＯ〜１１は、溶体化処理条件
は同じであるものの、Ｎ含有量が低くオーステナイト粒
界にマルテンサイト相が生成するため、全伸びが低く粒
界破面を呈する。また、試料随１２〜１３およびＮａ１
５〜１６は溶体化加熱温度が低（、従ってＣおよびＮの
固溶量が、少なくＭｓ点が高くなるため、冷却中に多量
のマルテンサイト相が生成し、全伸びが著しく低い。
また、試料ｋ１４は冷却速度が遅いため、冷却中にフェ
ライト相が析出し、引張強さおよび全伸びが低い。
ライト相が析出し、引張強さおよび全伸びが低い。
次に、第１表に示す成分の鋼を溶製し熱間圧延でφ６ｍ
線材コイルに仕上げた後、第３表に示す条件で捲取り、
加熱あるいは冷却−を行なった。また従来の熱延条件で
捲取り、７５０℃Ｘ５ｈの球状化処理を施した後、第３
表に示す条件で溶体化処理を施した。これらの試料から
試験片を採取し、室温（２０℃）で引張試験および圧縮
試験を行ない、全伸びおよび冷間鍛造性を調べた。冷間
鍛造性は、φ５．０■−Ｘ ７．５ ｗｍの試験片で据
込率６０％の圧縮試験を行なった時の割れ発生の有無で
評価した。０印は割れが発生しなかったこと、Ｘ印は割
れが発生したことを示す。
線材コイルに仕上げた後、第３表に示す条件で捲取り、
加熱あるいは冷却−を行なった。また従来の熱延条件で
捲取り、７５０℃Ｘ５ｈの球状化処理を施した後、第３
表に示す条件で溶体化処理を施した。これらの試料から
試験片を採取し、室温（２０℃）で引張試験および圧縮
試験を行ない、全伸びおよび冷間鍛造性を調べた。冷間
鍛造性は、φ５．０■−Ｘ ７．５ ｗｍの試験片で据
込率６０％の圧縮試験を行なった時の割れ発生の有無で
評価した。０印は割れが発生しなかったこと、Ｘ印は割
れが発生したことを示す。
その結果、第３表に見られるように本発明対象鋼および
本発明方法である試料Ｎａｌ〜１４は、いずれも全伸び
が３０％以上の良好な延性を示し、冷間鍛造性にも優れ
ることが明らかである。これに対し、試料Ｎｔ１１５〜
１日はＮ含有量が低いため、オーステナイト粒界にマル
テンサイト相を生成し、全伸びが２０％以下と低くなる
。また試料Ｎａ１９〜２０は捲取り温度あるいは溶体化
処理温度が低いため、はぼ全面マルテンサイト相になり
、全伸びが１．２〜１．５％と低く冷間鍛造性に著しく
劣る。
本発明方法である試料Ｎａｌ〜１４は、いずれも全伸び
が３０％以上の良好な延性を示し、冷間鍛造性にも優れ
ることが明らかである。これに対し、試料Ｎｔ１１５〜
１日はＮ含有量が低いため、オーステナイト粒界にマル
テンサイト相を生成し、全伸びが２０％以下と低くなる
。また試料Ｎａ１９〜２０は捲取り温度あるいは溶体化
処理温度が低いため、はぼ全面マルテンサイト相になり
、全伸びが１．２〜１．５％と低く冷間鍛造性に著しく
劣る。
さらに、試料Ｎａ２１は捲取り後の冷却速度が遅いため
、フェライト＋マルテンサイト＋Ｃｒ炭化物の複合組織
となり、伸びが低く鍛造性にも劣る。
、フェライト＋マルテンサイト＋Ｃｒ炭化物の複合組織
となり、伸びが低く鍛造性にも劣る。
以上の実施例から、本発明は成分および熱処理条件が密
接に関連して極めて効果的に作用し、優れた強度−延性
バランスを有することが明らかである。
接に関連して極めて効果的に作用し、優れた強度−延性
バランスを有することが明らかである。
（へ）発明の効果
以上の実施例からも明らかなように、本発明によって室
温の全伸びが３０％以上、かっ引張強度９０）ｃｇｆ／
−以上の高強度−高延性ステンレス鋼の製造が可能とな
った。さらに、この鋼は、加工成形後加工誘起マルテン
サイトの生成によって高い強度が得られ、しかも焼入れ
処理あるいはサブゼロ処理による硬化も可能である。こ
の技術によって、浴槽、厨房用シンクをはじめとする大
型のプレス成形品や各種ボルトｉなど冷間で強加工を施
す強度部材の製造が可能となり、産業上の寄与は極めて
大きい。
温の全伸びが３０％以上、かっ引張強度９０）ｃｇｆ／
−以上の高強度−高延性ステンレス鋼の製造が可能とな
った。さらに、この鋼は、加工成形後加工誘起マルテン
サイトの生成によって高い強度が得られ、しかも焼入れ
処理あるいはサブゼロ処理による硬化も可能である。こ
の技術によって、浴槽、厨房用シンクをはじめとする大
型のプレス成形品や各種ボルトｉなど冷間で強加工を施
す強度部材の製造が可能となり、産業上の寄与は極めて
大きい。
第１図は、Ｃｒ含有Ｉ：１７重量％、Ｃ含有量＝０．７
重量％、Ｎ含有量８０．２重量％の高炭素窒素ステンレ
ス鋼における溶体化処理の加熱温度および冷却速度とオ
ーステナイト量との関係を示した図である。 第２図は、Ｃｒ含有量：１７重量％、Ｃ含有量：０．７
重量％の高炭素ステンレス鋼の準安定オーステナイト状
態のおける全伸びとＮ含有量の関係を示した図である。 第３図は、Ｃｒ含有量：１７重量％、Ｃ含有量＝０．７
重量％、Ｎ含有量；０．２重量％の高炭素窒素ステンレ
ス鋼の焼入れ硬化曲線である。 ２ ４ ０．６ Ｎ＠壱量 ＣｗｔＺ） 第１図 （で／５ｅｃ） 第３図 ０００ 〃θ０ 〃ｒ 溶体化処理ｉｆ（’Ｃ）
重量％、Ｎ含有量８０．２重量％の高炭素窒素ステンレ
ス鋼における溶体化処理の加熱温度および冷却速度とオ
ーステナイト量との関係を示した図である。 第２図は、Ｃｒ含有量：１７重量％、Ｃ含有量：０．７
重量％の高炭素ステンレス鋼の準安定オーステナイト状
態のおける全伸びとＮ含有量の関係を示した図である。 第３図は、Ｃｒ含有量：１７重量％、Ｃ含有量＝０．７
重量％、Ｎ含有量；０．２重量％の高炭素窒素ステンレ
ス鋼の焼入れ硬化曲線である。 ２ ４ ０．６ Ｎ＠壱量 ＣｗｔＺ） 第１図 （で／５ｅｃ） 第３図 ０００ 〃θ０ 〃ｒ 溶体化処理ｉｆ（’Ｃ）
Claims (4)
- （１）Ｃｒ：１０．０〜２０．０重量％、Ｃ：０．３〜
１．５重量％、Ｎ：０．１０〜０．５０重量％を含み常
温で８０％以上のオーステナイト相を有することを特徴
とする高強度高延性を有する高炭素窒素ステンレス鋼。 - （２）Ｃｒ：１０．０〜２０．０重量％、Ｃ：０．３〜
１．５重量％、Ｎ：０．１０〜０．５０重量％を含む高
炭素窒素ステンレス鋼を１１００℃以上固相線温度以下
に溶体化加熱した後、冷却速度０．２℃／ｓ以上で冷却
することを特徴とする高強度高延性を有する高炭素窒素
ステンレス鋼の製造方法。 - （３）Ｃｒ：１０．０〜２０．０重量％、Ｃ：０．３〜
１．５重量％、Ｎ：０．１０〜０．５０重量％を含む高
炭素窒素ステンレス鋼を熱間圧延した後、１１００℃以
上固相線温度以下で捲取り冷却速度０．２℃／ｓ以上で
冷却することを特徴とする高強度高延性を有する高炭素
窒素ステンレス鋼の製造方法。 - （４）Ｃｒ：１０．０〜２０．０重量％、Ｃ：０．３〜
１．５重量％、Ｎ：０．１０〜０．５０重量％を含む高
炭素窒素ステンレス鋼を熱間圧延した後、１１００℃以
上固相線温度以下に溶体化加熱し冷却速度０．２℃／ｓ
以上で冷却することを特徴とする高強度高延性を有する
高炭素窒素ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1144059A JPH0310051A (ja) | 1989-06-08 | 1989-06-08 | 高強度高延性を有する高炭素窒素ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1144059A JPH0310051A (ja) | 1989-06-08 | 1989-06-08 | 高強度高延性を有する高炭素窒素ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0310051A true JPH0310051A (ja) | 1991-01-17 |
Family
ID=15353355
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1144059A Pending JPH0310051A (ja) | 1989-06-08 | 1989-06-08 | 高強度高延性を有する高炭素窒素ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0310051A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010024486A (ja) * | 2008-07-17 | 2010-02-04 | Daido Steel Co Ltd | 高窒素マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| JP2014077172A (ja) * | 2012-10-10 | 2014-05-01 | Tokyo Gakugei Univ | ステンレス鋼の製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS484694B1 (ja) * | 1969-08-01 | 1973-02-10 |
-
1989
- 1989-06-08 JP JP1144059A patent/JPH0310051A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS484694B1 (ja) * | 1969-08-01 | 1973-02-10 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010024486A (ja) * | 2008-07-17 | 2010-02-04 | Daido Steel Co Ltd | 高窒素マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| JP2014077172A (ja) * | 2012-10-10 | 2014-05-01 | Tokyo Gakugei Univ | ステンレス鋼の製造方法 |
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