JPS5852418A - 破壊靭性のすぐれた１８％Ｎｉマルエ−ジング鋼の製造方法 - Google Patents
破壊靭性のすぐれた１８％Ｎｉマルエ−ジング鋼の製造方法Info
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- JPS5852418A JPS5852418A JP14972681A JP14972681A JPS5852418A JP S5852418 A JPS5852418 A JP S5852418A JP 14972681 A JP14972681 A JP 14972681A JP 14972681 A JP14972681 A JP 14972681A JP S5852418 A JPS5852418 A JP S5852418A
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- maraging steel
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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
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- 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】
本発明は破壊靭性のすぐれた１ ８ ＊Ｎｉマルエージ
ング鋼の製造方法に関する。
ング鋼の製造方法に関する。
１８１ＧＮｉマルエージング鋼は通常重量比にてＣ：α
０３−以下、Ｓｉ：αｉｏｎ以下、Ｍｎ ：０．１０−
以下、Ｐ：α０１〇−以下、８：０．０１０−以下Ｎｉ
： １７．０〜１９．０ ＊ＳＣｏ ： ７．０〜１１
５、Ｍｏ： １０〜６． Ｏ％、Ｔｉ ：０．２〜１．
５５ＳＡｔ：Ｑ、３−以下を含み、更に必要に応じてＢ
、ＣａおよびＺｒ等を含有する析出硬化鋼であるが、比
較的簡単な熱処理により、高い強度と良好な靭性を併せ
有する丸め、固体燃料ロケットモーターケース、深海潜
水艇およびウラン遠心分離様回転円筒などに用いられて
いる。
０３−以下、Ｓｉ：αｉｏｎ以下、Ｍｎ ：０．１０−
以下、Ｐ：α０１〇−以下、８：０．０１０−以下Ｎｉ
： １７．０〜１９．０ ＊ＳＣｏ ： ７．０〜１１
５、Ｍｏ： １０〜６． Ｏ％、Ｔｉ ：０．２〜１．
５５ＳＡｔ：Ｑ、３−以下を含み、更に必要に応じてＢ
、ＣａおよびＺｒ等を含有する析出硬化鋼であるが、比
較的簡単な熱処理により、高い強度と良好な靭性を併せ
有する丸め、固体燃料ロケットモーターケース、深海潜
水艇およびウラン遠心分離様回転円筒などに用いられて
いる。
通常、木調は、８００〜９００℃の温度範囲に加熱後常
温に冷却する溶体化処理を行い、ついで５００℃前後に
加熱後冷却する時効処理を施したのち使用に供される。
温に冷却する溶体化処理を行い、ついで５００℃前後に
加熱後冷却する時効処理を施したのち使用に供される。
このような熱処理を施した状態の１８ ％Ｎｉマルエー
ジング鋼は１７５〜２４５Ｋｔｆ／−の引張強さと１０
０〜４００Ｋｇｆ／Ｉ！Ｉの破壊靭性値Ｋ １ ｃを有
している。しかしながら、破壊靭ものが、引張強さ２０
０ Ｋｚｆ／−においては２５０〜３００．匂ｆ／：２
、引張強さが２３０Ｋｆｆ／−になると１３０〜１７０
匂ｆ／コまア低下する９このような高強度化に伴う破壊
靭性の低下は上記諸機器に１８％Ｎｉマルエージング鋼
を適用する場合に、信頼性の観点から、強度に上限を設
けることになり、その結果、高い強度が得られるという
木調の最大の特徴を十分発揮することができない。
ジング鋼は１７５〜２４５Ｋｔｆ／−の引張強さと１０
０〜４００Ｋｇｆ／Ｉ！Ｉの破壊靭性値Ｋ １ ｃを有
している。しかしながら、破壊靭ものが、引張強さ２０
０ Ｋｚｆ／−においては２５０〜３００．匂ｆ／：２
、引張強さが２３０Ｋｆｆ／−になると１３０〜１７０
匂ｆ／コまア低下する９このような高強度化に伴う破壊
靭性の低下は上記諸機器に１８％Ｎｉマルエージング鋼
を適用する場合に、信頼性の観点から、強度に上限を設
けることになり、その結果、高い強度が得られるという
木調の最大の特徴を十分発揮することができない。
上記の如き欠点を解消するため、１８ ％Ｎｉマルエー
ジング鋼の靭性改善のこころみか従来次のように数多く
なされており、 （５） 溶体化処理後冷却してマルテンサイト組織とし
次・ものの冷間加工と七れにつづくオーステナイト域へ
の再加熱。
ジング鋼の靭性改善のこころみか従来次のように数多く
なされており、 （５） 溶体化処理後冷却してマルテンサイト組織とし
次・ものの冷間加工と七れにつづくオーステナイト域へ
の再加熱。
の） 再結晶温度以下のオーステナイト域における加工
とそれにつづくオーステナイト域への再加熱。
とそれにつづくオーステナイト域への再加熱。
０ オーステナイト化とマルテンサイト化の繰返し。
の３つに大別されている。
これらは、いずれも、オーステナイト結晶粒の微細化を
通じて主として延性の向上を図るもので、引張試験にお
ける伸びおよび絞シはある程度改善される。しかしなが
ら、近年構造物の設計に取り入れるようになつ九破壊靭
性値ＫｌｃすなわちアメリカのＡＳＴＭ Ｅ３９９に
規定される予亀裂入試片について求めた亀裂進展に必要
な応力拡大係数は、オーステナイト結晶粒径にはほとん
ど依存しないことが認められており、オーステナイト結
晶粒の微細化は破壊靭性値の改善に寄与しない。
通じて主として延性の向上を図るもので、引張試験にお
ける伸びおよび絞シはある程度改善される。しかしなが
ら、近年構造物の設計に取り入れるようになつ九破壊靭
性値ＫｌｃすなわちアメリカのＡＳＴＭ Ｅ３９９に
規定される予亀裂入試片について求めた亀裂進展に必要
な応力拡大係数は、オーステナイト結晶粒径にはほとん
ど依存しないことが認められており、オーステナイト結
晶粒の微細化は破壊靭性値の改善に寄与しない。
更に＾および（Ｂ）については、延性の改善に限ってみ
ても、比較的小型で単純な形状の製品にのみその適用が
限定されるという欠点がある。
ても、比較的小型で単純な形状の製品にのみその適用が
限定されるという欠点がある。
本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決し、破壊靭
性のすぐれた１ ８ ％Ｎｉマルエージング鋼の製造方
法を提供するにある。
性のすぐれた１ ８ ％Ｎｉマルエージング鋼の製造方
法を提供するにある。
本発明の要旨とするところは次のとおりである。
すなわち、１８１Ｎｉマルエージング鋼素材を８５０〜
９５０℃の温度範囲に加熱して溶体化処理後常温に冷却
して組織をマルテンサイト化する工程と８００〜８５０
℃の温度範囲に再加熱し死後常温まで冷却する処理を１
回あるいは２回以上繰返す工程と、を有して成ることを
特徴とする破壊靭性のすぐれた１８１Ｎｉマルエージン
グ鋼の製造方法である。
９５０℃の温度範囲に加熱して溶体化処理後常温に冷却
して組織をマルテンサイト化する工程と８００〜８５０
℃の温度範囲に再加熱し死後常温まで冷却する処理を１
回あるいは２回以上繰返す工程と、を有して成ることを
特徴とする破壊靭性のすぐれた１８１Ｎｉマルエージン
グ鋼の製造方法である。
本発明者らは、１８％Ｎｉマルエージング鋼の破壊靭性
の向上を図るべく研究を重ねた結果、オーステナイトの
再結晶温度以上の比較的高温における溶体化処理と、オ
ーステナイトの再結晶温度以下の比較的低温の溶体化処
理を組合せることＫより、破壊靭性の大幅な向上が得ら
れることを見出だした。
の向上を図るべく研究を重ねた結果、オーステナイトの
再結晶温度以上の比較的高温における溶体化処理と、オ
ーステナイトの再結晶温度以下の比較的低温の溶体化処
理を組合せることＫより、破壊靭性の大幅な向上が得ら
れることを見出だした。
すなわち、本発明においては、まず熱間圧延した１８＊
Ｎ１−ｖルｚ−ジング鋼を８５０〜９５０℃の温度範囲
に加熱後溶体化処理した後常温まで冷却しマルテンサイ
ト組織とする。この処理の目的は十分な温度における加
熱により加工歪を除去し均質、等方向な組織を得るとと
もに１析出相の基地への固溶を十分性わせることＫある
。
Ｎ１−ｖルｚ−ジング鋼を８５０〜９５０℃の温度範囲
に加熱後溶体化処理した後常温まで冷却しマルテンサイ
ト組織とする。この処理の目的は十分な温度における加
熱により加工歪を除去し均質、等方向な組織を得るとと
もに１析出相の基地への固溶を十分性わせることＫある
。
第１図は２重真空溶解後熱間圧延された厚み１２■ノ１
８ ＊Ｎｉマルエージング鋼を溶体化処理後時効処理し
た場合の圧延方向に平行に採取した試片（ト）と直角に
採取した試片■の機械的性質と溶体化処理温度との関係
を示したものである。試片の具体的処理方法は、溶体化
処理温度に１時間保持後空冷し、４８０℃において５時
間の時効を施したもので、この１８チＮｉマルエージン
グ鋼の化学成−分は第１表の如くである。
８ ＊Ｎｉマルエージング鋼を溶体化処理後時効処理し
た場合の圧延方向に平行に採取した試片（ト）と直角に
採取した試片■の機械的性質と溶体化処理温度との関係
を示したものである。試片の具体的処理方法は、溶体化
処理温度に１時間保持後空冷し、４８０℃において５時
間の時効を施したもので、この１８チＮｉマルエージン
グ鋼の化学成−分は第１表の如くである。
第１表
第１図から明らかなように、溶体化処理温度が８５０℃
未満の場合には、試片採取方向による機械的性質の差が
大きく、特に圧延方向に直角方向の延性が著しく低いの
に対し、８５０℃以上になると試片採取方向による機械
的性質の差はほとんどなくなる。これは１８１Ｎｉマル
エージング鋼のオーステナイト相の再結晶温度が約８・
５０℃であり、８５０℃以上の温度における溶体化によ
りはじめて、熱延伸長組織が消滅し、均質、等方向なオ
ーステナイト相となり、常温への冷却時に生成するマル
テンサイト相も均質、等方向なものになる之めである。
未満の場合には、試片採取方向による機械的性質の差が
大きく、特に圧延方向に直角方向の延性が著しく低いの
に対し、８５０℃以上になると試片採取方向による機械
的性質の差はほとんどなくなる。これは１８１Ｎｉマル
エージング鋼のオーステナイト相の再結晶温度が約８・
５０℃であり、８５０℃以上の温度における溶体化によ
りはじめて、熱延伸長組織が消滅し、均質、等方向なオ
ーステナイト相となり、常温への冷却時に生成するマル
テンサイト相も均質、等方向なものになる之めである。
上記の如く均質、等方的なマルテンサイト組織とそれに
伴う機械的性質の等方性を確保するには本発明の限定の
如く８５０℃以上における溶体化処理が必要である。な
お上限温度を９５０℃に限定したのは、本処理の目的で
ある均質、等方的なマルテンサイト組織を得るためには
８５０℃以上の温度における溶体化で十分であり、必要
以上に高い温度における溶体化処理はコスト高の要因に
なり又オーステナイト結晶粒の粗大化をまねくためであ
る。
伴う機械的性質の等方性を確保するには本発明の限定の
如く８５０℃以上における溶体化処理が必要である。な
お上限温度を９５０℃に限定したのは、本処理の目的で
ある均質、等方的なマルテンサイト組織を得るためには
８５０℃以上の温度における溶体化で十分であり、必要
以上に高い温度における溶体化処理はコスト高の要因に
なり又オーステナイト結晶粒の粗大化をまねくためであ
る。
本発明は、上記の如き溶体化処理によって得られた均質
、等方的なマルテンサイト組織を有する１８１１ＩＮｉ
マルエージング鋼板を８００〜８５０℃間の温度に再加
熱したのち常温に冷却してマルテンサイト化する工程を
１回あるいは２回以上繰返す熱処理を施すが、これは本
発明の要件の一つである。この処理の必要性および効果
について本発明者らが実施した実験結果によって説明す
る。すなわち第２図は第１図において説明したと同一の
１８（Ｎｉマルエージング鋼熱延板を８９０℃において
１時間溶体化処理した後、常温に冷却してマルテンサイ
ト化後穐々の温度で再加熱し常温に冷却し、次いで４８
０℃において５時間時効した場合の圧延方向に平行に採
取した試片（ト）と直角に採取した試片■の機械的性質
と再加熱温度との関係を示した線図である。
、等方的なマルテンサイト組織を有する１８１１ＩＮｉ
マルエージング鋼板を８００〜８５０℃間の温度に再加
熱したのち常温に冷却してマルテンサイト化する工程を
１回あるいは２回以上繰返す熱処理を施すが、これは本
発明の要件の一つである。この処理の必要性および効果
について本発明者らが実施した実験結果によって説明す
る。すなわち第２図は第１図において説明したと同一の
１８（Ｎｉマルエージング鋼熱延板を８９０℃において
１時間溶体化処理した後、常温に冷却してマルテンサイ
ト化後穐々の温度で再加熱し常温に冷却し、次いで４８
０℃において５時間時効した場合の圧延方向に平行に採
取した試片（ト）と直角に採取した試片■の機械的性質
と再加熱温度との関係を示した線図である。
第２図から明らかなように本発明において限定し１ｓｏ
ｏ〜８５０℃の再加熱によって等方的で、しかも高い破
壊靭性Ｋｌｃが得られるが、８５０℃より高い温度にお
ける再加熱によって破壊靭性は劣化する。この理由は明
確ではないが下記の如く推定される。マルテンサイト組
織を有する１８チＮｉマルエージング鋼を再加熱すると
約６８０℃からオーステナイト相への逆変態を開始し、
約７８０’Ｃでこの変態を完了しオーステナイト単相と
なる。
ｏ〜８５０℃の再加熱によって等方的で、しかも高い破
壊靭性Ｋｌｃが得られるが、８５０℃より高い温度にお
ける再加熱によって破壊靭性は劣化する。この理由は明
確ではないが下記の如く推定される。マルテンサイト組
織を有する１８チＮｉマルエージング鋼を再加熱すると
約６８０℃からオーステナイト相への逆変態を開始し、
約７８０’Ｃでこの変態を完了しオーステナイト単相と
なる。
このオーステナイト相への逆変態は主として無拡散機構
によシ進行し、これにょシ生成されるオーステナイト相
は約８５００に至って再結晶する。
によシ進行し、これにょシ生成されるオーステナイト相
は約８５００に至って再結晶する。
この再結晶オーステナイト相を常温まで冷却して得られ
るマルテンサイト相は再結晶し々いオーステナイト相か
らのそれに較べてラスサイズが微細である。このことが
本発明に限定する１８００〜８５０℃間の温度範囲にお
ける再加熱によるすぐれた破壊靭性をもたらすものと推
定される。また再加熱の温度の下限を８００℃に限定し
たのは、８００℃未満の再加熱では上記の再結晶が不十
分で良好な等方性が得られないからである。
るマルテンサイト相は再結晶し々いオーステナイト相か
らのそれに較べてラスサイズが微細である。このことが
本発明に限定する１８００〜８５０℃間の温度範囲にお
ける再加熱によるすぐれた破壊靭性をもたらすものと推
定される。また再加熱の温度の下限を８００℃に限定し
たのは、８００℃未満の再加熱では上記の再結晶が不十
分で良好な等方性が得られないからである。
第３図は第１図において説明したと同一の１８％Ｎｉマ
ルエージング鋼熱延鋼板を８９０℃において溶体化処理
し常温に冷却後 ８３０℃に再加熱し、常温に冷却後４
８０℃において５時間時効した試片の組織を示す。
ルエージング鋼熱延鋼板を８９０℃において溶体化処理
し常温に冷却後 ８３０℃に再加熱し、常温に冷却後４
８０℃において５時間時効した試片の組織を示す。
第４図は再加熱温度を８６０℃とした以外は第３図の試
片と同一の熱処理を加えた試片の組織を示す。
片と同一の熱処理を加えた試片の組織を示す。
第３図にて示す本発明の８００〜８５０℃の温度範囲の
再加熱によｐマルテンサイトを構成するラスサイズは第
４図に示す８６０℃に再加熱したものに比較して微細化
されていることが明らかである。
再加熱によｐマルテンサイトを構成するラスサイズは第
４図に示す８６０℃に再加熱したものに比較して微細化
されていることが明らかである。
第５図は第１図において説明したと同一の１８％Ｎｉマ
ルエージング鋼熱延板を８３０℃において１時間溶体化
し、常温に冷却してマルテンサイト化後、徨々の温度で
再加熱し常温に冷却し、４８０℃５時間の時効をした場
合の圧延方向に平行（Ｌ）と直角のに採取した試片の機
械的性質と再加熱温度との関係を示した線図である。第
５図から本発明の限定温度８５０〜９５０℃よりも低い
温度で溶体化した場合には、本発明の限定温度８００〜
８５０℃において再加熱しても、等方的なすぐれた破壊
靭性を持つ１８％Ｎｉマルエージング鋼が得られないこ
とがわかる。
ルエージング鋼熱延板を８３０℃において１時間溶体化
し、常温に冷却してマルテンサイト化後、徨々の温度で
再加熱し常温に冷却し、４８０℃５時間の時効をした場
合の圧延方向に平行（Ｌ）と直角のに採取した試片の機
械的性質と再加熱温度との関係を示した線図である。第
５図から本発明の限定温度８５０〜９５０℃よりも低い
温度で溶体化した場合には、本発明の限定温度８００〜
８５０℃において再加熱しても、等方的なすぐれた破壊
靭性を持つ１８％Ｎｉマルエージング鋼が得られないこ
とがわかる。
第６図は第１図において説明したと同一の１８に平行に
採取した試片について機械的性質を測定した結果を示す
。第６図から８００〜８５０℃の温度範囲への再加熱と
常温への冷却の繰返しにより破壊靭性の改善が得られる
が、その結果は３回でほとんど飽和することがわかる。
採取した試片について機械的性質を測定した結果を示す
。第６図から８００〜８５０℃の温度範囲への再加熱と
常温への冷却の繰返しにより破壊靭性の改善が得られる
が、その結果は３回でほとんど飽和することがわかる。
実施例
第３表に示す組成の１８１Ｎｉマルエージンク鋼を真空
霞導炉で溶製し、コンセルアーク炉で真空再溶解後、通
常の方法で熱間鍛造、熱間圧延し厚さ１１−の板とした
。
霞導炉で溶製し、コンセルアーク炉で真空再溶解後、通
常の方法で熱間鍛造、熱間圧延し厚さ１１−の板とした
。
熱処理を加えた後、引張試験および破壊転性試験を行つ
九。
九。
破壊靭性はＡＳＴＭＥ３９９１Ｃ従い３点曲げ試験によ
シ求めた。な□お比較例の供試材４７およびＡ９は溶体
化温度が本発明の限定範囲外であり、ま九Ａ７および墓
８は本発明の再加熱処理が実施されていない。試験結果
を第５表に示した。
シ求めた。な□お比較例の供試材４７およびＡ９は溶体
化温度が本発明の限定範囲外であり、ま九Ａ７および墓
８は本発明の再加熱処理が実施されていない。試験結果
を第５表に示した。
第５表から明らかように本発明法により製造された１
８ ％Ｎｉマルエージング鋼はすぐれた破壊靭性を有し
ている。
８ ％Ｎｉマルエージング鋼はすぐれた破壊靭性を有し
ている。
上記の実施例からも明らかな如く、本発明は１８−Ｎｉ
マルエージング鋼を８５０〜９５０℃の温度範囲に溶体
化処理し常温に冷却し、ついで８００〜８５０℃の温度
範囲に再加熱した後冷却処理をすることによって破壊靭
性のすぐれた１８＊Ｎｉマルエージング鋼を製造するこ
とができた。
マルエージング鋼を８５０〜９５０℃の温度範囲に溶体
化処理し常温に冷却し、ついで８００〜８５０℃の温度
範囲に再加熱した後冷却処理をすることによって破壊靭
性のすぐれた１８＊Ｎｉマルエージング鋼を製造するこ
とができた。
第１図は１８チＮｉマルエージング鋼熱延板を溶体化処
理後時効処理したときの溶体化処理温度と機械的性質と
の関係を示す縮図、第２図は同熱延板を８９０℃で溶体
化処理後再加熱し常温に冷却した後、時効処理した場合
の再加熱温度と機械的性質との関係を示す線図、第３図
同熱延板を８９０℃で溶体化処理後８３０℃に再加熱し
常温に冷却後時効した場合の組織の顕微鏡３眞、第４図
は同熱延板を８９０℃で溶体後処理後８６０℃に再加熱
し、常温に冷却後、時効した場合の組織の顕微鏡写真、
第５図は同熱延板を８３０℃において溶体化処理後再加
熱し、常温に冷却し死後時効処理した場合の再加熱温度
と機械的性質との関メを示す線図、第６図は同熱延板を
８９０℃で溶体化地理後８３０℃への再加熱と常温への
冷却を３回まで繰返したのち時効処理した場合の再加熱
繰返し数と機械的性質との関係を示す線図である。 代理人 中 路 武 雄 第１図 第２図 内刀口奉町温３− （＋ｈイ呆待序灸空Ａ）、・Ｃ−
第３図 第５図 再カロ書へ二昆序 （１ｈ（呆持イ麦空ソン）、・Ｃ第
６図
理後時効処理したときの溶体化処理温度と機械的性質と
の関係を示す縮図、第２図は同熱延板を８９０℃で溶体
化処理後再加熱し常温に冷却した後、時効処理した場合
の再加熱温度と機械的性質との関係を示す線図、第３図
同熱延板を８９０℃で溶体化処理後８３０℃に再加熱し
常温に冷却後時効した場合の組織の顕微鏡３眞、第４図
は同熱延板を８９０℃で溶体後処理後８６０℃に再加熱
し、常温に冷却後、時効した場合の組織の顕微鏡写真、
第５図は同熱延板を８３０℃において溶体化処理後再加
熱し、常温に冷却し死後時効処理した場合の再加熱温度
と機械的性質との関メを示す線図、第６図は同熱延板を
８９０℃で溶体化地理後８３０℃への再加熱と常温への
冷却を３回まで繰返したのち時効処理した場合の再加熱
繰返し数と機械的性質との関係を示す線図である。 代理人 中 路 武 雄 第１図 第２図 内刀口奉町温３− （＋ｈイ呆待序灸空Ａ）、・Ｃ−
第３図 第５図 再カロ書へ二昆序 （１ｈ（呆持イ麦空ソン）、・Ｃ第
６図
Claims (1)
- （１） １８ ％Ｎｉマルエージング鋼素材を８５０
〜９５０℃の温度範囲に加熱して溶体化処理後常温に冷
却して組織をマルテンサイト化する工程と、８００〜８
５０℃の温度範囲に再加熱した後常温まで冷却する処理
を１回あるいは２回以上繰返す工程と、を有して成るこ
とを特徴とする破壊靭性のすぐれた１ ８ ％Ｎｉマル
エージング鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14972681A JPS5953327B2 (ja) | 1981-09-22 | 1981-09-22 | 破壊靭性のすぐれた１８％Ｎｉマルエ−ジング鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14972681A JPS5953327B2 (ja) | 1981-09-22 | 1981-09-22 | 破壊靭性のすぐれた１８％Ｎｉマルエ−ジング鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5852418A true JPS5852418A (ja) | 1983-03-28 |
| JPS5953327B2 JPS5953327B2 (ja) | 1984-12-24 |
Family
ID=15481463
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14972681A Expired JPS5953327B2 (ja) | 1981-09-22 | 1981-09-22 | 破壊靭性のすぐれた１８％Ｎｉマルエ−ジング鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5953327B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0295130A (ja) * | 1988-09-27 | 1990-04-05 | Hitachi Cable Ltd | 大地電位物体の送電線異常接近検知装置 |
| US20120241050A1 (en) * | 2009-12-25 | 2012-09-27 | Honda Motor Co., Ltd. | Nitriding process for maraging steel |
| CN106687608A (zh) * | 2014-09-29 | 2017-05-17 | 日立金属株式会社 | 马氏体系析出强化型不锈钢的制造方法 |
| WO2024070839A1 (ja) * | 2022-09-30 | 2024-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | マルエージング鋼、部材およびそれらの製造方法 |
-
1981
- 1981-09-22 JP JP14972681A patent/JPS5953327B2/ja not_active Expired
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5953327B2 (ja) | 1984-12-24 |
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