JPS58113322A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS58113322A JPS58113322A JP21455881A JP21455881A JPS58113322A JP S58113322 A JPS58113322 A JP S58113322A JP 21455881 A JP21455881 A JP 21455881A JP 21455881 A JP21455881 A JP 21455881A JP S58113322 A JPS58113322 A JP S58113322A
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- 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)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- 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】
本発明は、共晶炭化物の少なり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。
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っ
た。しかしこれは生産性の低下を伴うことになる。
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っ
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ｔｃｒｔ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、これと大気からの酸素の
供給とがプラスされて粒界に酸化物フィルムを生成する
というＢｕｒｎｉｎｇ現象によって、機械的性質が極度
に低下し、分塊圧延不能といっ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１−１しかもこれらに押湯部で表面
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又
いる。
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ｔｃｒｔ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、これと大気からの酸素の
供給とがプラスされて粒界に酸化物フィルムを生成する
というＢｕｒｎｉｎｇ現象によって、機械的性質が極度
に低下し、分塊圧延不能といっ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１−１しかもこれらに押湯部で表面
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又
いる。
一方、連鋳法によっ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
クショ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に比較にならない程
、大きなものとなる。この共晶炭化物全以後の工程で分
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。
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
クショ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に比較にならない程
、大きなものとなる。この共晶炭化物全以後の工程で分
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、共晶炭化物め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。
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、Ｂｕ
ｒｎｉｎｇ現象を回避しながら共晶炭化物を低ルチンサ
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、連続鋳造設備によってマ
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って、かつ １．５４ ） ｌｏｇ ｔ ） ５９２０／ （θ＋２
７５） −２，８７−’−（１）ただし、ｔは保持時間
（ｈｒｌ、θはスラブ温度（ｔＺ’ｌの式を満足する温
度と時間の条件のもとて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、これによって、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。
ｒｎｉｎｇ現象を回避しながら共晶炭化物を低ルチンサ
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、連続鋳造設備によってマ
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って、かつ １．５４ ） ｌｏｇ ｔ ） ５９２０／ （θ＋２
７５） −２，８７−’−（１）ただし、ｔは保持時間
（ｈｒｌ、θはスラブ温度（ｔＺ’ｌの式を満足する温
度と時間の条件のもとて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、これによって、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％Ｃｒステン
レス鋼では１２２０ ｔＺ”、 １７チＣｒステンレ
ス鋼では１２４０Ｃ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； ０．１６〜１．２０ ｗｔ％、Ｓｉ ； １ ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ ； １．２５ ｗｔ％以下、Ｏｒ；
１１．５〜１８ｗｔチ、を含む鋼であって、さらに必要
に応じてこれにＶ、Ｍｏｈるいはレアメタル等を適量含
有する鋼である。
成における共晶開始温度を意味する。この％Ｃｒステン
レス鋼では１２２０ ｔＺ”、 １７チＣｒステンレ
ス鋼では１２４０Ｃ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； ０．１６〜１．２０ ｗｔ％、Ｓｉ ； １ ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ ； １．２５ ｗｔ％以下、Ｏｒ；
１１．５〜１８ｗｔチ、を含む鋼であって、さらに必要
に応じてこれにＶ、Ｍｏｈ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。従って、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。スラブ厚き方
向の変形量は８０ｍ、以下に抑えられねばならない。本
発明者らは幾度かの失敗を重ねた結果、スラブを平坦な
ベット上にスラブ幅広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匡お
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（例えばスキッドにて）したので（１、変形を起こ
し失敗に終る。
である。従って、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。スラブ厚き方
向の変形量は８０ｍ、以下に抑えられねばならない。本
発明者らは幾度かの失敗を重ねた結果、スラブを平坦な
ベット上にスラブ幅広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匡お
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（例えばスキッドにて）したので（１、変形を起こ
し失敗に終る。
前掲の（１）式は一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（の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＋８０１：： ）とする
のがよい。
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（の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＋８０１：： ）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、さらに好遣Ｖｃ
は、 １ｊ４ ） ｌｏｇ ｔ ） ５９２０／ （θ＋２７
５１−２．８７ ・・・（１１（その鋼の共晶温度＋
８０）〉θ） １２７０ ・・・（２）（１）、
（２１式をともに満足する範囲で処理するのが望まし
い。
能な限り高温で処理するのが望ましく、さらに好遣Ｖｃ
は、 １ｊ４ ） ｌｏｇ ｔ ） ５９２０／ （θ＋２７
５１−２．８７ ・・・（１１（その鋼の共晶温度＋
８０）〉θ） １２７０ ・・・（２）（１）、
（２１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。この連続鋳造に工って製造されたフルテンサイ
１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５０１
ｉＩ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ＶＣハ両短辺から（スラブ浮
石）７２以上内側によった内部位置において、いわゆる
中心偏析によっ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
物域にパウダー力ツテングにより生成した組織でカバー
されていら 正常な連鋳マノン状態のもとでマルチ乙サイト系ステン
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。
とする。この連続鋳造に工って製造されたフルテンサイ
１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５０１
ｉＩ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ＶＣハ両短辺から（スラブ浮
石）７２以上内側によった内部位置において、いわゆる
中心偏析によっ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
物域にパウダー力ツテングにより生成した組織でカバー
されていら 正常な連鋳マノン状態のもとでマルチ乙サイト系ステン
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、１〜２朋径の塊状組織内に共晶炭化物が密集］
−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っ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
面がらする上で重要な役割を果たす。すなわち、仮に１
部の溶融し几含共晶訴化物域が酸化されることがあって
も、それが孤立していれば内部に伝播しないことになる
からである−０ 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、
中心偏析によっ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って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。
−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っ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
面がらする上で重要な役割を果たす。すなわち、仮に１
部の溶融し几含共晶訴化物域が酸化されることがあって
も、それが孤立していれば内部に伝播しないことになる
からである−０ 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、
中心偏析によっ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って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。
て説明する。
表１ｖｃ示した化学晟分値（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５０朋の立方状のサンプルを切出し、電気
炉内でＡｒ雰−気下（１ａｔｍ ）で均熱試験を行なつ
几。この均熱試験における温度は１１６ＤＣ，１２２０
Ｃ，１２８０Ｃとしまた保持時間はそれぞ謔亀度におい
て５ ｈｒ、 １０ ｈｒ、 １５ ｈｒ’の５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ＶＣＪ：つて測定し、その結果を表２に示した
。表２において、○印な処理前に比べて共晶炭化物面積
率が５０チ以上減少したもの、×印Ｖｉ５０％未満のも
のである。なお、この供試鋼の共晶温度は１２２０Ｃ付
近である。
（ａｓ ｃａｓｔ ）と分塊後スラブから、中心偏析部
分を含む１辺５０朋の立方状のサンプルを切出し、電気
炉内でＡｒ雰−気下（１ａｔｍ ）で均熱試験を行なつ
几。この均熱試験における温度は１１６ＤＣ，１２２０
Ｃ，１２８０Ｃとしまた保持時間はそれぞ謔亀度におい
て５ ｈｒ、 １０ ｈｒ、 １５ ｈｒ’の５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ＶＣＪ：つて測定し、その結果を表２に示した
。表２において、○印な処理前に比べて共晶炭化物面積
率が５０チ以上減少したもの、×印Ｖｉ５０％未満のも
のである。なお、この供試鋼の共晶温度は１２２０Ｃ付
近である。
表１
Ｑ；共晶炭化物面積率の低減率４５０％Ｘ；共晶旋化物
面積率の低減率と５０％この試験結果から、前述の（１
１弐条件を満足する温度と時間のもとて均熱することが
、共晶炭化物のＣの所定の拡散程度を得る上で重要であ
ることがわかった。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ＫＨｌある値以
上の拡散常数と保持時間が必要となるが、これＶＣは（
１）式の条件を満たすようにすればよいことになる。
面積率の低減率と５０％この試験結果から、前述の（１
１弐条件を満足する温度と時間のもとて均熱することが
、共晶炭化物のＣの所定の拡散程度を得る上で重要であ
ることがわかった。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ＫＨｌある値以
上の拡散常数と保持時間が必要となるが、これＶＣ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、１１６０ｔＴ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。
化物が安定であり長時間保持しても消え難い。
１２２０Ｃ以上の温度でも保持時間が短いと、共晶炭化
物が面積率としてハ姻千減少するものの、個々の共晶炭
化物の集合粗大化を招き好ましくない。
物が面積率としてハ姻千減少するものの、個々の共晶炭
化物の集合粗大化を招き好ましくない。
１２２０Ｃで１５ ｈｒ 、 １２８０ Ｃで１０ｈ
ｒ以上保持した場合は、−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τいる。
ｒ以上保持した場合は、−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τ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ｒｉＣ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。したがっ
て、スラブ中の共晶炭化物ノ〕低減を図る場合には、共
晶温度以上であっても、（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大化を招く
だけであり、本発明の目的が達成できない。
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ｒｉＣ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。したがっ
て、スラブ中の共晶炭化物ノ〕低減を図る場合には、共
晶温度以上であっても、（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大化を招く
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、戟ハ、バルジングや凝固収縮に伴
うサクションにより生成したキャビティ内に濃化溶鋼が
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
晶炭化物とに比較にならないほど高い、従って、より長
時間の加熱をしなければ、かえっ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、１
５５ ＨＸ ７５０ 朋Ｘ ５０１ＪＯｇのスラブを製
造した。この鋼の共晶温度ハ１２２０Ｃ付近である。
うサクションにより生成したキャビティ内に濃化溶鋼が
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
晶炭化物とに比較にならないほど高い、従って、より長
時間の加熱をしなければ、かえっ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、１
５５ ＨＸ ７５０ 朋Ｘ ５０１ＪＯｇのスラブを製
造した。この鋼の共晶温度ハ１２２０Ｃ付近である。
このスラブを均熱炉に入れて１２８０ Ｃ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σ）平坦なベン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
らないほど小さかった。
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σ）平坦なベン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
らないほど小さかった。
均熱前と後のスラブの中心偏析該当部の共晶炭化物面積
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Ｈｏ、ｏｓ％であった。
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Ｈｏ、ｏｓ％であった。
この均熱後のスラブは疵取り後に再加熱され５ｍｍ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
全なホットコイルが得られた２、出願人 日新製鋼株
式会社 代理人 和 １）憲 治
で熱延されたが、破断等の製造上のトラブルはなく、健
全なホットコイルが得られた２、出願人 日新製鋼株
式会社 代理人 和 １）憲 治
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 連続鋳造設備によってマルテンサイト系ステンレス鋼の
スラブヲ製造し、得られたスラブをその鋼の共晶温度以
上であって、かつ １．５４ 〉ｌｏｇ ｔ ） ５９２０／ （θ＋２７
５） −２，８７ただし、ｔは保持時間（ｈｒ） 、θ
はスラブ温度（Ｃ）の式を満足する温度と時間の条件の
もとて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 true JPS58113322A (ja) | 1983-07-06 |
| JPH0114967B2 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 (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6213843B1 (en) | 1997-10-14 | 2001-04-10 | Agathon Ag Maschinenfabrik | Method for grinding surfaces of workpieces |
| JP2002363640A (ja) * | 2001-06-04 | 2002-12-18 | Daido Steel Co Ltd | マルテンサイト系耐熱鋼の製造方法 |
Families Citing this family (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 |
-
1981
- 1981-12-25 JP JP21455881A patent/JPS58113322A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6213843B1 (en) | 1997-10-14 | 2001-04-10 | Agathon Ag Maschinenfabrik | Method for grinding surfaces of workpieces |
| JP2002363640A (ja) * | 2001-06-04 | 2002-12-18 | Daido Steel Co Ltd | マルテンサイト系耐熱鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0114967B2 (ja) | 1989-03-15 |
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