JPS5953327B2 - 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
- Publication number
- JPS5953327B2 JPS5953327B2 JP14972681A JP14972681A JPS5953327B2 JP S5953327 B2 JPS5953327 B2 JP S5953327B2 JP 14972681 A JP14972681 A JP 14972681A JP 14972681 A JP14972681 A JP 14972681A JP S5953327 B2 JPS5953327 B2 JP S5953327B2
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- JP
- Japan
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- temperature
- fracture toughness
- maraging steel
- room temperature
- reheating
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- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
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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)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は破壊靭性のすぐれた１８％Ｎｉマルエージング
鋼の製造方法に関する。
鋼の製造方法に関する。
１８％Ｎｉマルエージング鋼は通常重量比にてＣ■００
０３％以下 Ｓｉ■００１０％以下、Ｍｎ■ ０、１０
％以下、Ｐ ■ ０００１０％以下、Ｓ■０、０１０％
以下Ｎｉ■ １７、０〜１９００％、Ｃｏ■ ７、０〜
１２０５、Ｍｏ■ ３、０〜６６０％、Ｔｉ■ ０、２
〜１０５％、Ａｌ■０．３％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
を併せ有するため、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機回転円筒などに用い
られている。
０３％以下 Ｓｉ■００１０％以下、Ｍｎ■ ０、１０
％以下、Ｐ ■ ０００１０％以下、Ｓ■０、０１０％
以下Ｎｉ■ １７、０〜１９００％、Ｃｏ■ ７、０〜
１２０５、Ｍｏ■ ３、０〜６６０％、Ｔｉ■ ０、２
〜１０５％、Ａｌ■０．３％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
を併せ有するため、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機回転円筒などに用い
られている。
通常、本鋼は、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１７５〜２４５ｋｇｆ／ｒｍｌの引張強さと１
００〜４００ｋｇｆ／Ｊの破壊靭性値に１Ｃを有してい
る。しかしながら、破壊靭性値は引張強さが高くなるに
つれて低下し、引張強さ１７５ｋｇｆ／一で３８０〜４
５０ｋｇｆ／ｍ￥Ｊ）つたものが、引張強さ２００ｋｇ
ｆ／一においては２５０〜３００ｋｇｆ／Ｊ、引張強さ
が２３０ｋｇｆ／ｄになると１３０〜１７０ｋｇｆ／ｖ
ｔｍまで低下する。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本鋼
の最大の特徴を十分発揮することができない。
ング鋼は１７５〜２４５ｋｇｆ／ｒｍｌの引張強さと１
００〜４００ｋｇｆ／Ｊの破壊靭性値に１Ｃを有してい
る。しかしながら、破壊靭性値は引張強さが高くなるに
つれて低下し、引張強さ１７５ｋｇｆ／一で３８０〜４
５０ｋｇｆ／ｍ￥Ｊ）つたものが、引張強さ２００ｋｇ
ｆ／一においては２５０〜３００ｋｇｆ／Ｊ、引張強さ
が２３０ｋｇｆ／ｄになると１３０〜１７０ｋｇｆ／ｖ
ｔｍまで低下する。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本鋼
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、（Ａ）溶体化処理後冷却してマルテンサイ
ト組織としたものの冷間加工とそれにつづくオーステナ
イト域への再加熱。
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、（Ａ）溶体化処理後冷却してマルテンサイ
ト組織としたものの冷間加工とそれにつづくオーステナ
イト域への再加熱。
（Ｂ）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。
（Ｃ）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
ける伸びおよび絞りはある程度改善される。
通じて主として延性の向上を図るもので、引張試験にお
ける伸びおよび絞り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
った破壊靭性値ＫｒｃすなわちアメリカのＡＳＴＭＥ３
９９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（Ａ）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。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１８％
Ｎｉマルエージング鋼の製造方法を提供するにある。
った破壊靭性値ＫｒｃすなわちアメリカのＡＳＴＭＥ３
９９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（Ａ）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。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１８％
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、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８００〜８５０
℃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１８％Ｎｉ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件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により、破壊
靭件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％Ｎｉマ
ルエージング鋼を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。
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１８％Ｎｉ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件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により、破壊
靭件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％Ｎｉマ
ルエージング鋼を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、等方的な組織を得るとともに、析出相の
基地への固溶を十分行わせることにある。第１図は２重
真空溶解後熱間圧延された厚み１２ｍｍの１８％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Ｌと直角に採取した試片Ｔ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。
を除去し均質、等方的な組織を得るとともに、析出相の
基地への固溶を十分行わせることにある。第１図は２重
真空溶解後熱間圧延された厚み１２ｍｍの１８％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Ｌと直角に採取した試片Ｔ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％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。
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％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１８％Ｎｉ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８５０℃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、等方的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、等方的なもの
になるためである。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＜８５０℃以上における溶体化処
理が必要である。
の再結晶温度が約８５０℃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、等方的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、等方的なもの
になるためである。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＜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１８％Ｎ
ｉマルエージング鋼板を８００〜８５０℃間ノ温度に再
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。
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１８％Ｎ
ｉマルエージング鋼板を８００〜８５０℃間ノ温度に再
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種々の温度で再加熱
し常温に冷却し、次いで４８０℃において５時間時効し
た場合の圧延方向に採取した試片Ｌと直角に採取した試
片Ｔ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
た８００〜８５０℃の再加熱によって等方的で、しかも
高い破壊靭性ＫＩＣ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。
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種々の温度で再加熱
し常温に冷却し、次いで４８０℃において５時間時効し
た場合の圧延方向に採取した試片Ｌと直角に採取した試
片Ｔ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
た８００〜８５０℃の再加熱によって等方的で、しかも
高い破壊靭性ＫＩＣ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％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℃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り進行し、これにより生成される
オーステナイト相は約８５０℃に至って再結晶する。こ
の再結晶しない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たオーステナイト相
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８００〜８５０℃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４８０℃にお
いて５時間時効した試片の組織を示す。
テンサイト組織を有する１８％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℃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り進行し、これにより生成される
オーステナイト相は約８５０℃に至って再結晶する。こ
の再結晶しない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たオーステナイト相
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８００〜８５０℃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４８０℃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
再加熱により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。
再加熱により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、種々の温度で
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Ｔ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８００〜８５
０℃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
％Ｎｉマルエージング鋼熱延鋼板供試材Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ
をそれぞれ第２表の如く処理した場合の圧延方向に平行
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。
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、種々の温度で
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Ｔ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８００〜８５
０℃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
％Ｎｉマルエージング鋼熱延鋼板供試材Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ
をそれぞれ第２表の如く処理した場合の圧延方向に平行
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。実
施例 第３表に示す組成の１８％Ｎｉマルエージング鋼を真空
誘導炉で溶製し、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１１ｍｍの板とし
た。
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１８％Ｎｉマルエージング鋼を真空
誘導炉で溶製し、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１１ｍｍの板とし
た。
この板から切出した試片を第４表に示す種々の熱処理を
加えた後、引張試験および破壊靭性試験、を行った。
加えた後、引張試験および破壊靭性試験、を行った。
破壊靭性はＡＳＴＭＥ３９９に従い３点曲げ試験により
求めた。
求めた。
なお比較例の供試材Ａ７および７１６．９は溶体化温度
が本発明の限定範囲外であり、またＡ７およびＡ８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表から明らかなように本発明法により
製造された１８％Ｎｉマルエージング鋼はすぐれた破壊
靭性を有している。
が本発明の限定範囲外であり、またＡ７およびＡ８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表から明らかなように本発明法により
製造された１８％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％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
の関係を示す線図、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写真、第４図
は同熱延板を８９０℃で溶体化処理後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６図は同熱延板を
８９０℃で溶体化処理後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。
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
の関係を示す線図、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写真、第４図
は同熱延板を８９０℃で溶体化処理後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６図は同熱延板を
８９０℃で溶体化処理後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。
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、８００〜８５０℃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
るいか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１８％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 JPS5852418A (ja) | 1983-03-28 |
| JPS5953327B2 true 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) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0789710B2 (ja) * | 1988-09-27 | 1995-09-27 | 日立電線株式会社 | 大地電位物体の送電線異常接近検知装置 |
| JP5606453B2 (ja) * | 2009-12-25 | 2014-10-15 | 本田技研工業株式会社 | マルエージング鋼の窒化処理方法 |
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| JPWO2024070839A1 (ja) * | 2022-09-30 | 2024-04-04 |
-
1981
- 1981-09-22 JP JP14972681A patent/JPS5953327B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5852418A (ja) | 1983-03-28 |
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