JPS6047891B2 - 耐中間温度脆性にすぐれた耐食性Ｎｉ基合金 - Google Patents
耐中間温度脆性にすぐれた耐食性Ｎｉ基合金Info
- Publication number
- JPS6047891B2 JPS6047891B2 JP13252281A JP13252281A JPS6047891B2 JP S6047891 B2 JPS6047891 B2 JP S6047891B2 JP 13252281 A JP13252281 A JP 13252281A JP 13252281 A JP13252281 A JP 13252281A JP S6047891 B2 JPS6047891 B2 JP S6047891B2
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- Japan
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- resistant
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- based alloy
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、冷間加工後または溶接施工後の焼鈍にお
いて、いわゆる焼鈍割れを起しにくい、耐中間温度脆性
にすぐれた耐食性Ｎｉ基合金に関するものである。
いて、いわゆる焼鈍割れを起しにくい、耐中間温度脆性
にすぐれた耐食性Ｎｉ基合金に関するものである。
一般に、合金成分としてＭｏを含有するＮｉ−Ｍｏ基
合金は、還元性の腐食雰囲気ですぐれた耐食性を示すこ
とから、これらの雰囲気で使用するのに最適な耐食性合
金であり、特に非酸化性の酸、なかでも塩酸に対しては
、すぐれた耐食性を示すことから、石油化学関係の塔や
槽、さらには熱交換器の製造に用いられ、また配管材料
としても広く使用されている。
合金は、還元性の腐食雰囲気ですぐれた耐食性を示すこ
とから、これらの雰囲気で使用するのに最適な耐食性合
金であり、特に非酸化性の酸、なかでも塩酸に対しては
、すぐれた耐食性を示すことから、石油化学関係の塔や
槽、さらには熱交換器の製造に用いられ、また配管材料
としても広く使用されている。
通常、これらの用途には、曲げ や伸管などの冷間加工
や溶接施工などの操作が伴 うが、これらの操作によつ
て発生した残留歪みや残留応力は加工後あるいは中間工
程において焼鈍を施すことによつて除去され、その後再
び加工されるか、あるいはそのまま最終製品として供さ
れている。通常、前記の焼鈍は、１１００〜１２００℃
の温度範囲に数１紛間保持の条件で行なわれているが、
前記Ｎｉ−Ｍｏ基合金が昇温時において、７００〜８０
０℃の温度範囲を通過する時に、著しく脆化（中間温度
脆性）するため、特に強度な冷間加工を施した部材にお
いては、高い引張残留応力によつて割れが発生すること
が知られている。この焼鈍時の割れは、上記Ｎｉ−Ｍｏ
基合金が７００〜８００℃の温度に加熱されると粒界の
結合力が低下し、かつ、丁度この温度域にノーズ（Ｎｏ
ｓｅ）をもつ金属間化合物Ｎｉ、Ｍｏの析出により粒内
強度が高くな り、この結果硬さも高くなつて伸びが著
しく低下する作用と、冷間加工時の高い引張残留応力と
の相互作用によつて生ずることから、従来、この焼フ鈍
脆化割れの発生を防止する手段としては、（１）７００
〜８００℃の温度範囲に、おい、て金属間化合物Ｎｉ、
Ｍｏが析出するのを抑制し、硬さを低くおさえることに
よつて、粒界に応力が集中するのを緩和する方法、（２
）金属間化合物の析出には、ある程度の時間を要するこ
とから、焼鈍温度への加熱昇温速度を速くする、すなわ
ち脆化温度領域を急速に通過させることによつて金属間
化合物の析出が起る前に残留歪みおよび残留応力を除去
してしまう方法、（３）冷間加工時に残留歪みや残留応
力が発生しないようにするか、あるいはこれを圧縮残留
応力とする方法などの方法が検討されている。しかし、
上記（１）方法は、ＭＯ含有量を低くするなどの手段に
より可能となるが、Ｎｉ−ＭＯ基合金のもつすぐれた耐
塩酸性がそこなわれてしまうという問題があり、また上
記（２）方法は、部材形状が大きくなつた場合、その実
施が工業上きわめて困難であり、さらに上記（３）方法
は、現実の問題として部材のあらゆる部位の残留応力（
歪み）を予知することは難しく、かつこれを測定する手
段も限られて，いる一方、引張残留応力を残さない加工
方法の開発も非常に困難であることから、実施がきわめ
て難しいものである。本発明者等は、上述のような観点
から、高い引張残留応力を保持した冷間加工部材を、ゆ
つくり２とした昇温速度て昇温し、１０００′Ｃ以上の
温度で焼鈍した場合においても焼鈍割れの発生がない耐
中間温度脆性にすぐれた耐食性Ｎｉ−ＭＯ基合金を得べ
く研究を行なつた結果、ＭＯ：２６〜３０％、Ｆｅ：４
〜６％、■、Ｔｉ，．ＺｒｌおよびＮｂのうちの１種２
または２種以上：０．０５〜１％、Ｂ：０．００１〜０
．０１％を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる
組成（以上重量％、以下％の表示はすべて重量％を示す
）を有し、かつ不可避不純物としてのＣｒ、Ｍｎ，．Ｃ
Ｏ．．Ｓｉ．．Ｃ，．ＰｌおよびＳの含有量を、そ３ｒ
れぞれＣｒ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、ＣＯ：２．５
％以下、Ｓｊ：１％以下、Ｃ：０．０５％以下、Ｐ：０
．０２５％以下、およびＳ：０．０３％以下とした耐食
性Ｎｉ基合金は、特にＢの含有によつて、これが焼鈍加
熱時に７００〜８００℃の温度域を通過しても粒３！界
の結合力の低下がなく、したがつて割れ発生が皆無とな
るという知見を得たのである。
や溶接施工などの操作が伴 うが、これらの操作によつ
て発生した残留歪みや残留応力は加工後あるいは中間工
程において焼鈍を施すことによつて除去され、その後再
び加工されるか、あるいはそのまま最終製品として供さ
れている。通常、前記の焼鈍は、１１００〜１２００℃
の温度範囲に数１紛間保持の条件で行なわれているが、
前記Ｎｉ−Ｍｏ基合金が昇温時において、７００〜８０
０℃の温度範囲を通過する時に、著しく脆化（中間温度
脆性）するため、特に強度な冷間加工を施した部材にお
いては、高い引張残留応力によつて割れが発生すること
が知られている。この焼鈍時の割れは、上記Ｎｉ−Ｍｏ
基合金が７００〜８００℃の温度に加熱されると粒界の
結合力が低下し、かつ、丁度この温度域にノーズ（Ｎｏ
ｓｅ）をもつ金属間化合物Ｎｉ、Ｍｏの析出により粒内
強度が高くな り、この結果硬さも高くなつて伸びが著
しく低下する作用と、冷間加工時の高い引張残留応力と
の相互作用によつて生ずることから、従来、この焼フ鈍
脆化割れの発生を防止する手段としては、（１）７００
〜８００℃の温度範囲に、おい、て金属間化合物Ｎｉ、
Ｍｏが析出するのを抑制し、硬さを低くおさえることに
よつて、粒界に応力が集中するのを緩和する方法、（２
）金属間化合物の析出には、ある程度の時間を要するこ
とから、焼鈍温度への加熱昇温速度を速くする、すなわ
ち脆化温度領域を急速に通過させることによつて金属間
化合物の析出が起る前に残留歪みおよび残留応力を除去
してしまう方法、（３）冷間加工時に残留歪みや残留応
力が発生しないようにするか、あるいはこれを圧縮残留
応力とする方法などの方法が検討されている。しかし、
上記（１）方法は、ＭＯ含有量を低くするなどの手段に
より可能となるが、Ｎｉ−ＭＯ基合金のもつすぐれた耐
塩酸性がそこなわれてしまうという問題があり、また上
記（２）方法は、部材形状が大きくなつた場合、その実
施が工業上きわめて困難であり、さらに上記（３）方法
は、現実の問題として部材のあらゆる部位の残留応力（
歪み）を予知することは難しく、かつこれを測定する手
段も限られて，いる一方、引張残留応力を残さない加工
方法の開発も非常に困難であることから、実施がきわめ
て難しいものである。本発明者等は、上述のような観点
から、高い引張残留応力を保持した冷間加工部材を、ゆ
つくり２とした昇温速度て昇温し、１０００′Ｃ以上の
温度で焼鈍した場合においても焼鈍割れの発生がない耐
中間温度脆性にすぐれた耐食性Ｎｉ−ＭＯ基合金を得べ
く研究を行なつた結果、ＭＯ：２６〜３０％、Ｆｅ：４
〜６％、■、Ｔｉ，．ＺｒｌおよびＮｂのうちの１種２
または２種以上：０．０５〜１％、Ｂ：０．００１〜０
．０１％を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる
組成（以上重量％、以下％の表示はすべて重量％を示す
）を有し、かつ不可避不純物としてのＣｒ、Ｍｎ，．Ｃ
Ｏ．．Ｓｉ．．Ｃ，．ＰｌおよびＳの含有量を、そ３ｒ
れぞれＣｒ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、ＣＯ：２．５
％以下、Ｓｊ：１％以下、Ｃ：０．０５％以下、Ｐ：０
．０２５％以下、およびＳ：０．０３％以下とした耐食
性Ｎｉ基合金は、特にＢの含有によつて、これが焼鈍加
熱時に７００〜８００℃の温度域を通過しても粒３！界
の結合力の低下がなく、したがつて割れ発生が皆無とな
るという知見を得たのである。
この発明は上記知見にもとづいてなされたものであつて
、以下に成分組成範囲を上記の通りに限定した理由を説
明する。
、以下に成分組成範囲を上記の通りに限定した理由を説
明する。
４Ｃ（ａ）ＭＯＭＯ成分には、
素地に固溶して合金の耐食性、特に耐塩酸性を向上させ
る作用があるが、その含有量が２６％未満では所望のす
ぐれた耐食性を確保することができず、一方３０％を越
えて含有させると合金の熱間加工性および常温での機械
的性質が低下するようになることから、その含有量を２
６〜３０％と定めた。
素地に固溶して合金の耐食性、特に耐塩酸性を向上させ
る作用があるが、その含有量が２６％未満では所望のす
ぐれた耐食性を確保することができず、一方３０％を越
えて含有させると合金の熱間加工性および常温での機械
的性質が低下するようになることから、その含有量を２
６〜３０％と定めた。
（ｂ）Ｆｅ
Ｆｅ成分には、合金の熱間加工性および常温の機械的性
質を向上させる作用があるが、その含有量が４％未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、一方６％を越えて
含有させると、耐食性が劣化するようになることから、
その含有量を４〜６％と定めた。
質を向上させる作用があるが、その含有量が４％未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、一方６％を越えて
含有させると、耐食性が劣化するようになることから、
その含有量を４〜６％と定めた。
（ｃ）Ｖ．．Ｔｉ．．ＺｒｌおよびＮｂ
これらの成分には、合金の溶解および鋳造過程で安定な
炭化物を形成し、もつて実質的に合金中のＦｆｅｅＣを
低減することによつて、いわゆる鋭敏化による粒界腐食
に対する抵抗性を飛躍的に向上させる均等的作用がある
が、その含有量が０．０５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方１％を越えて含有させると、合金
の加工性および溶接性が劣化するようになることから、
その含有量を０．０５〜１％と定めた。
炭化物を形成し、もつて実質的に合金中のＦｆｅｅＣを
低減することによつて、いわゆる鋭敏化による粒界腐食
に対する抵抗性を飛躍的に向上させる均等的作用がある
が、その含有量が０．０５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方１％を越えて含有させると、合金
の加工性および溶接性が劣化するようになることから、
その含有量を０．０５〜１％と定めた。
゜ｄ）ＢＢ成分には、結晶粒界に偏析する傾向があり、
したがつて、これによつて合金の結晶粒界が強化される
ようになるため、焼鈍時の粒界割れの発生および割れ伝
播が阻止されるようになるが、その含有量が０．００１
％未満では前記の含有効果が十分現われず、一方０．０
１％を越えて含有すると、粒界の耐食性が劣化するよう
になるほか、溶接性にも悪影響を及ぼすようになること
から、その含有量を０．００１〜０．０１％と定めた。
したがつて、これによつて合金の結晶粒界が強化される
ようになるため、焼鈍時の粒界割れの発生および割れ伝
播が阻止されるようになるが、その含有量が０．００１
％未満では前記の含有効果が十分現われず、一方０．０
１％を越えて含有すると、粒界の耐食性が劣化するよう
になるほか、溶接性にも悪影響を及ぼすようになること
から、その含有量を０．００１〜０．０１％と定めた。
ｃ）Ｃ
不可避不純物としてのＣは、溶接熱影響部において、粒
界にＭＯの炭化物を形成して、この部分の粒界の耐食性
を劣化させ、粒界腐食の原因となる成分であることから
、その含有量は少なければ少ないほどよいが、０．０５
％まで含有しても前記の粒界耐食性劣化作用は現われな
いことから、その上限値を０．０５％と定めた。
界にＭＯの炭化物を形成して、この部分の粒界の耐食性
を劣化させ、粒界腐食の原因となる成分であることから
、その含有量は少なければ少ないほどよいが、０．０５
％まで含有しても前記の粒界耐食性劣化作用は現われな
いことから、その上限値を０．０５％と定めた。
）Ｃｒ．．Ｍｎ．．ＣＯ．．Ｓｉ．．ＰｌおよびＳ通常
、合金製造に際して、不可避不純物としてＣｒ．．Ｍｎ
．．ＣＯ．．ＳｉＮｐｌおよびＳの含有を避けることが
できないが、それぞれＣｒ：１％、Ｍｎ：１％、ＣＯ：
２．５％、Ｓｉ：１％、Ｐ：０．０２５％、およびＳ：
０．０３％を越えて含有するようになると、合金の耐食
性、延性、溶接性、および加工法に悪影響を及ぼし、こ
れら特性が劣化するようになることから、これら不可避
不純物のそれぞれの上限値を、Ｃｒ：１％、Ｍｎ：１％
、ＣＯ：２．５％、Ｓｉ：１％、Ｐ：０．０２５％、お
よびＳ：０．０３％と定めた。つぎに、この発明のＮｉ
基合金を実施例により比較例と対比しながら説明する。
、合金製造に際して、不可避不純物としてＣｒ．．Ｍｎ
．．ＣＯ．．ＳｉＮｐｌおよびＳの含有を避けることが
できないが、それぞれＣｒ：１％、Ｍｎ：１％、ＣＯ：
２．５％、Ｓｉ：１％、Ｐ：０．０２５％、およびＳ：
０．０３％を越えて含有するようになると、合金の耐食
性、延性、溶接性、および加工法に悪影響を及ぼし、こ
れら特性が劣化するようになることから、これら不可避
不純物のそれぞれの上限値を、Ｃｒ：１％、Ｍｎ：１％
、ＣＯ：２．５％、Ｓｉ：１％、Ｐ：０．０２５％、お
よびＳ：０．０３％と定めた。つぎに、この発明のＮｉ
基合金を実施例により比較例と対比しながら説明する。
実施例 国
それぞれ第１表に示される成分組成をもつた本発明Ｎｉ
基合金１〜１３および比較Ｎｉ基合金１〜５を通常の溶
解法にて溶製し、鋳造し、熱間鍛造し、熱間圧延し、つ
いで焼なまし処理し、最終的に２０％の冷間圧延を施す
ことによつて板厚：２Ｔｆ０ｎを有する本発明Ｎｉ基合
金１〜１３および比較Ｎｉ基合金１〜５の板をそれぞれ
製造した。
基合金１〜１３および比較Ｎｉ基合金１〜５を通常の溶
解法にて溶製し、鋳造し、熱間鍛造し、熱間圧延し、つ
いで焼なまし処理し、最終的に２０％の冷間圧延を施す
ことによつて板厚：２Ｔｆ０ｎを有する本発明Ｎｉ基合
金１〜１３および比較Ｎｉ基合金１〜５の板をそれぞれ
製造した。
なお、比較Ｎｉ基合金板材１〜５は、いずれも構成成分
のうちのいずれかの成分含有量（第１表には×印を付し
て表示）がこの発明の範囲から外れた組成をもつもので
ある。ついで、この結果得られた各種の板材より、厚さ
：２咽×平行部長さ：４師×幅：１１醜の寸法をもつた
板状引張試験片を切出し、この試験片に、それぞれ１０
、２５Ｎ３＼４５、および６０ｋｇＩｄの荷重を付加し
た状態で、それぞれ６００゜Ｃ，７００゜Ｃ，および８
００゜Ｃに加熱して１分間保持した後、室温まで冷却し
、冷却後の試験片の中央部における割れ発生状況を観察
する高温荷重割れ試験を行なつた。
のうちのいずれかの成分含有量（第１表には×印を付し
て表示）がこの発明の範囲から外れた組成をもつもので
ある。ついで、この結果得られた各種の板材より、厚さ
：２咽×平行部長さ：４師×幅：１１醜の寸法をもつた
板状引張試験片を切出し、この試験片に、それぞれ１０
、２５Ｎ３＼４５、および６０ｋｇＩｄの荷重を付加し
た状態で、それぞれ６００゜Ｃ，７００゜Ｃ，および８
００゜Ｃに加熱して１分間保持した後、室温まで冷却し
、冷却後の試験片の中央部における割れ発生状況を観察
する高温荷重割れ試験を行なつた。
この試験結果を第２表に示したが、第２表においてＯ印
が割れ発生のない場合、×印が割れ発生のある場合を示
す。第２表において、比較Ｎｉ基合金４に見られるよう
に、Ｂの含有量がこの発明の範囲から外れて低いと、割
れが比較的低温一低荷重で発生するのに対して、本発明
Ｎｉ基合金１〜１３および比較Ｎｉ基合金１〜３および
５に見られるように、Ｂを所定量以上含有すると、割れ
発生開始が高温一高荷重側に移り、すぐれた耐中間温度
脆性をもつようになることが明らかである。
が割れ発生のない場合、×印が割れ発生のある場合を示
す。第２表において、比較Ｎｉ基合金４に見られるよう
に、Ｂの含有量がこの発明の範囲から外れて低いと、割
れが比較的低温一低荷重で発生するのに対して、本発明
Ｎｉ基合金１〜１３および比較Ｎｉ基合金１〜３および
５に見られるように、Ｂを所定量以上含有すると、割れ
発生開始が高温一高荷重側に移り、すぐれた耐中間温度
脆性をもつようになることが明らかである。
また、上記各種の板材から耐食性試験片を３個づつ切出
し、この試験片を用いて２０％ＨＣｌの沸騰溶液中に３
周間浸漬の条件で耐食性試験を行ない、腐食速度（年換
算値）および最大粒界腐食深さを測定した。
し、この試験片を用いて２０％ＨＣｌの沸騰溶液中に３
周間浸漬の条件で耐食性試験を行ない、腐食速度（年換
算値）および最大粒界腐食深さを測定した。
この測定結果を３個の試験片の平均値にて第２表に合せ
て示した。第２表に示される結果から、本発明Ｎｉ基合
金１〜１３は、いずれもすぐれた耐食性を示すのに対し
て、比較Ｎ】基合金１、２、３および５に見られるよう
に、ＭＯおよび■については、その含有量がこの発明の
範囲から低い方に、またＦｅおよびＢについて高い方に
それぞれ外れると耐食性が著しく劣化するようになるこ
とが明らかである。さらに、本発明Ｎｉ基合金２および
比較Ｎｉ基合金４、５について、トランスバレストレン
法によ・る溶接試験を行なつた。すなわち、板状の試験
片の片側を曲げブロック上に固定した後、試験片の表面
上に直流正極性のＴＩＧによりビードオンプレート溶接
を行ない、ＴＩＧのトーチが試験片の中央に移動した時
、曲げブロックに沿つて、溶接方向と曲げ歪み方向とが
互いに直角になるように試験片を瞬間的に曲げて、試験
片表面ビード部に所定の曲げ歪みを付与し、この時ビー
ド中央部に発生・する割れ長さを測定することにより溶
接性を評価した。この試験結果を第１図に示した。第１
図に示される結果から、Ｂの含有量がこの発明の範囲か
ら高い方に外れると溶接性が劣化することがわかる。上
述のように、この発明のＮｉ基合金は、すぐれた耐食性
および溶接性を具備するほか、特にすぐれた耐中間温度
脆性を有しているので、冷間加工後、または溶接施工後
の焼鈍に際して、残留応力について何ら考慮することな
く、すなわち、仮に高い引張残留応力状態にあつても、
これを低減したり、圧縮残留応力に変えたりする必要な
く、そのままの状態で、また昇温速度も特に早める必要
もなく、通常の焼鈍炉において焼鈍を行なうことができ
るのである。
て示した。第２表に示される結果から、本発明Ｎｉ基合
金１〜１３は、いずれもすぐれた耐食性を示すのに対し
て、比較Ｎ】基合金１、２、３および５に見られるよう
に、ＭＯおよび■については、その含有量がこの発明の
範囲から低い方に、またＦｅおよびＢについて高い方に
それぞれ外れると耐食性が著しく劣化するようになるこ
とが明らかである。さらに、本発明Ｎｉ基合金２および
比較Ｎｉ基合金４、５について、トランスバレストレン
法によ・る溶接試験を行なつた。すなわち、板状の試験
片の片側を曲げブロック上に固定した後、試験片の表面
上に直流正極性のＴＩＧによりビードオンプレート溶接
を行ない、ＴＩＧのトーチが試験片の中央に移動した時
、曲げブロックに沿つて、溶接方向と曲げ歪み方向とが
互いに直角になるように試験片を瞬間的に曲げて、試験
片表面ビード部に所定の曲げ歪みを付与し、この時ビー
ド中央部に発生・する割れ長さを測定することにより溶
接性を評価した。この試験結果を第１図に示した。第１
図に示される結果から、Ｂの含有量がこの発明の範囲か
ら高い方に外れると溶接性が劣化することがわかる。上
述のように、この発明のＮｉ基合金は、すぐれた耐食性
および溶接性を具備するほか、特にすぐれた耐中間温度
脆性を有しているので、冷間加工後、または溶接施工後
の焼鈍に際して、残留応力について何ら考慮することな
く、すなわち、仮に高い引張残留応力状態にあつても、
これを低減したり、圧縮残留応力に変えたりする必要な
く、そのままの状態で、また昇温速度も特に早める必要
もなく、通常の焼鈍炉において焼鈍を行なうことができ
るのである。
第１図は３種のＮｊ基合金の溶接試験結果を示した曲線
図である。
図である。
Claims (1)
- １ Ｍｏ：２６〜３０％、Ｆｅ：４〜６％、Ｖ、Ｔｉ、
ＺｒおよびＮｂのうちの１種または２種以上：０．０５
〜１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％を含有し、残りが
Ｎｉと不可避不純物からなる組成を有し、かつ不可避不
純物としてのＣｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ、および
Ｓの含有量を、それぞれＣｒ：１％以下、Ｍｎ：１％以
下、Ｃｏ：２．５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｃ：０．０
５％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０３％以下
（以上重量％）としたことを特徴とする耐中間温度脆性
にすぐれた耐食性Ｎｉ基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13252281A JPS6047891B2 (ja) | 1981-08-24 | 1981-08-24 | 耐中間温度脆性にすぐれた耐食性Ｎｉ基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13252281A JPS6047891B2 (ja) | 1981-08-24 | 1981-08-24 | 耐中間温度脆性にすぐれた耐食性Ｎｉ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5834155A JPS5834155A (ja) | 1983-02-28 |
| JPS6047891B2 true JPS6047891B2 (ja) | 1985-10-24 |
Family
ID=15083271
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13252281A Expired JPS6047891B2 (ja) | 1981-08-24 | 1981-08-24 | 耐中間温度脆性にすぐれた耐食性Ｎｉ基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6047891B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6040742U (ja) * | 1983-08-29 | 1985-03-22 | 光洋機械産業株式会社 | 鋼製足場板 |
| US6610119B2 (en) | 1994-07-01 | 2003-08-26 | Haynes International, Inc. | Nickel-molybdenum alloys |
-
1981
- 1981-08-24 JP JP13252281A patent/JPS6047891B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5834155A (ja) | 1983-02-28 |
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