JPS6014096B2 - 耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼Info
- Publication number
- JPS6014096B2 JPS6014096B2 JP6409881A JP6409881A JPS6014096B2 JP S6014096 B2 JPS6014096 B2 JP S6014096B2 JP 6409881 A JP6409881 A JP 6409881A JP 6409881 A JP6409881 A JP 6409881A JP S6014096 B2 JPS6014096 B2 JP S6014096B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- delayed fracture
- strength
- tensile strength
- fracture resistance
- Prior art date
- 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.)
- Expired
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
この発明は、高強度と、すぐれた耐遅れ破壊性を有し、
例えば高力ボルト用として最適な高張力鋼に関するもの
である。 近年、構造物の大型化にともない高張力鋼板の強度に対
する要求が高まつてきているが、それにともなって、そ
の締結臭としての例えば高張ボルトにも益々高強度化の
きざしが見受けられ、さらに、自動車や建設機械等にお
ける軽量化傾向も、より強力なボルト類の必要性に一層
拍車をかける要素となってきている。 従来、このような要求にこたえるための高力ボルト用鋼
としては、例えば、ＪＩＳ・Ｇ４１０５（１９７９）の
ＳＣＭ４３５たる０．３５％Ｃ−１．０％Ｃて一０．２
％Ｍｏ鋼や、同じくＪＩＳ・Ｇ４１０３（１９７９）の
ＳＮＣＭ４３１たる０．３１％Ｃ−１．８％Ｎｉ−０．
８％Ｃｒ−０．２％Ｍｏ鋼、あるいは０．２％Ｃ−０．
８％Ｃｒ−０．００２％Ｂ鋼（ＪＩＳ規格なし）のよう
なボロン鋼等の、嫌入焼戻された低合金鋼が使用されて
いた。 しかし、これらの低合金鋼を高力ボルトとして用いた場
合、特に引張強さが１２５ｋｇｆ／側２ を越えるもの
は、使用中に遅れ破壊を生じるという問題点があった。 このような問題のために、ＪＩＳ・ＢＩ１８６（１９７
９）の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナット、平座
金のセット」においては、高力ボルト用の区分として、
Ｆ８Ｔ（引張強さ：８０〜１００ｋ９ｆ／側２ ）、Ｆ
ＩＯＴ（引張強さ：１００〜１２０ｋｇｆ／柳２）、お
よびＦｌＩＴ（引張強さ：１１０〜１３０ｋ９ｆ／側２
）の３種類が規定されているものの、ＦｌＩＴは括弧付
で“なるべく使用しないこと”とされている。一方、１
８％Ｎｉマルェーンジング鋼（１８％Ｎｉ−７．５％Ｃ
ｏ−５％Ｍｏ−０．５％Ｔｉ−０．１％Ａそ鋼）は、通
常の低合金鋼よりも耐遅れ破壊性がすぐれており、引張
強さ１５０
例えば高力ボルト用として最適な高張力鋼に関するもの
である。 近年、構造物の大型化にともない高張力鋼板の強度に対
する要求が高まつてきているが、それにともなって、そ
の締結臭としての例えば高張ボルトにも益々高強度化の
きざしが見受けられ、さらに、自動車や建設機械等にお
ける軽量化傾向も、より強力なボルト類の必要性に一層
拍車をかける要素となってきている。 従来、このような要求にこたえるための高力ボルト用鋼
としては、例えば、ＪＩＳ・Ｇ４１０５（１９７９）の
ＳＣＭ４３５たる０．３５％Ｃ−１．０％Ｃて一０．２
％Ｍｏ鋼や、同じくＪＩＳ・Ｇ４１０３（１９７９）の
ＳＮＣＭ４３１たる０．３１％Ｃ−１．８％Ｎｉ−０．
８％Ｃｒ−０．２％Ｍｏ鋼、あるいは０．２％Ｃ−０．
８％Ｃｒ−０．００２％Ｂ鋼（ＪＩＳ規格なし）のよう
なボロン鋼等の、嫌入焼戻された低合金鋼が使用されて
いた。 しかし、これらの低合金鋼を高力ボルトとして用いた場
合、特に引張強さが１２５ｋｇｆ／側２ を越えるもの
は、使用中に遅れ破壊を生じるという問題点があった。 このような問題のために、ＪＩＳ・ＢＩ１８６（１９７
９）の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナット、平座
金のセット」においては、高力ボルト用の区分として、
Ｆ８Ｔ（引張強さ：８０〜１００ｋ９ｆ／側２ ）、Ｆ
ＩＯＴ（引張強さ：１００〜１２０ｋｇｆ／柳２）、お
よびＦｌＩＴ（引張強さ：１１０〜１３０ｋ９ｆ／側２
）の３種類が規定されているものの、ＦｌＩＴは括弧付
で“なるべく使用しないこと”とされている。一方、１
８％Ｎｉマルェーンジング鋼（１８％Ｎｉ−７．５％Ｃ
ｏ−５％Ｍｏ−０．５％Ｔｉ−０．１％Ａそ鋼）は、通
常の低合金鋼よりも耐遅れ破壊性がすぐれており、引張
強さ１５０
【９１／肋２程度まで使用できるが、これは
極めて高価な鋼であり、一般の±木津築用高力ボルトや
機械構造用高力ボルト（自動車や建設機械等）として使
用することのできないものであった。 本発明者等は、上述のような観点から、１２５ｋ９ｆ／
協以上の引張強さを有しているとともに、耐遅れ破壊性
が従釆の低合金鋼よりもすぐれており、かつ、安価で実
用的な高張力材料を得るべく研究を行なった結果、以下
ａおよびｂに示すような知見を得たのである。 ａ 遅れ破壊は、静荷重下におけれた鋼がある時間経過
後、突然脆性的に彼断する現象であり、外部環境から鋼
中に侵入した水素による一種の水素脆性とされているも
のであるが、鋼中に逆変態オーステナィトが存在すると
、外部環境から鋼中に侵入する水素がオーステナィト相
にトラップされて、このために遅れ破壊が生じにくくな
ること。 ｂ 特に、特定成分の、０．２％Ｃ−９％Ｎｉ−２％Ｍ
ｏ系鋼を油焼入れ等によって急冷した後、特定の温度範
囲で暁戻すと、鋼は、Ｍｏ等による析出強化がなされる
とともに、熱的に安定な逆変態オーステナィトを１０〜
２咳容量％の割合で生じ、引張強さが１２５ｋ９ｆ／肋
２以上で、かつ耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼材とな
ること。 したがって、この発明は上記知見にもとづいてなされた
もので、高張力鋼を、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２
５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５〜０．９％、 Ｎｉ：８．０〜１０．０％、 Ｍｏ：１．０〜２．５％、 Ｆｅおよび不可避不純物：残り、 の成分組成で構成するか、あるいはさらに、Ｖ：０．１
０〜０．２５％、を含有せしめて構成するとともに、そ
の組織を焼民マルテンサィトと逆変態オーステナィトの
２相組織として、１２５ｋ９ｆ／側２以上の引張強ごと
、すぐれた耐遅れ破壊性を付与せしめたことに特徴を有
するものである。 ついで、この発明の耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼に
おいて、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＭｏおよびＶ成分の成
分組成範囲、ならぴに熱処理条件を上述のように限定し
た理由を説明する。｛ａ】Ｃ Ｃ成分には、鋼に必要な強度を付与する作用があるが、
その含有量が０．１５重量％禾満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方０．２５重量％を越えて含有させ
ると、他の合金元素との関連で耐遅れ破壊性を損ない、
かつ轍性をも劣化するようになることから、その含有量
を０．１５〜０．２５重量％と限定した。 ‘ｂ’Ｓｉ Ｓｉ成分は、鋼の脱酸のために必要な元素であるが、０
．５重量％を越えて含有させると腕化が著しくなるので
、その含有量を０．５重量％以下と限定した。 ‘ｃ’ Ｍｎ Ｍｎ成分は、鋼の脱酸および脱硫に必要な元素であり、
その含有物が０．５重量％未満では脱酸・脱硫作用に所
望の効果が得られず、一方、０．９重量％を越えて含有
させると鋼の加工性を劣化させるようになることから、
その含有量を０．５〜０．９重量％と限定した。 風 Ｎｉ Ｎｉ成分は、鋼のオーステナィト安定化に有効な元素で
あり、Ａ，点やＡ３点はいずれもＮｉの増量とともに低
下する。 そして、本発明高張力鋼の構成成分であるＭｏやＶの析
出強化が利用できる暁戻温度範囲で、熱的に安定なオー
ステナィトを生成せしめるためには８．の雲量％以上の
Ｎｉ成分が必要であるが、１０．の重量％を越えて含有
させると鋼の強度の低下が著しくなることから、その含
有量を８．０〜１０．の重量％と限定した。‘ｅ｝ Ｍ
ｏ Ｍｏ成分は、析出硬化により鋼の強度を上昇させる作用
を有しているが、その含有量が１．の重量％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方２．５重量％を越
えて含有せしめても含有量の増加による強度上昇が少な
く、経済性を損なうようになることから、その含有量を
１．０〜２．５重量％と限定した。 ‘Ｏ Ｖ Ｖ成分には、Ｍｏ成分と同様に析出強化のために有効な
作用があるので、より高強度が要求される場合に必要に
応じて含有されるが、その含有量が０．１重量％未満で
は前記作用に所望の効果が発揮されず、一方０．２５重
量％を越えて含有させると鋼の轍性が劣化するようにな
ることから、その含有量を０．１〜０．２５重量％と限
定した。 なお、この発明に係る２相組織高張力鋼を製造するには
、前記成分組成に調整した鋼を急冷しマルテンサィト組
織にした後、５７０〜６２５００の比較的狭い温度範囲
内で暁戻すことは重要なことである。つまり、５７０〜
６２ｙｏの間で焼戻すことにより、ＭｏやＶによる析出
強化を利用し、かつ熱的に安定な逆変態オーステナィト
を１０〜２庇容量％の．割合で生ぜしめることが可能と
なるのである。５７０ｏｏ未満の暁房温度では充分な析
出強化が得られず、また逆変態オーステナィト量も少な
く、強度、耐遅れ破壊性のいずれも良好でない。 一方、焼房温度が６２５００を越えると、焼戻し中に生
じる逆変態オーステナィトが熱的に不安定となり、焼戻
し後の冷却で再びマルテンサィト化するため、鞠性およ
び耐遅れ破壊性が劣化する。つぎに、この発明を実施例
により比較例と対比しながら説明する。 実施例 まず、第１表に示す成分組成をもった本発明鋼Ａ〜Ｇ、
比較鋼Ｈ〜Ｌ｛構成成分のうち、いずれかの成分含有量
（第１表には※印で表示）がこの発明の範囲から外れた
もの｝、および従来鋼Ｍ〜○をそれぞれ溶製し、ついで
熱間鍛造により直径が２２肋の榛鋼にした。 その後、袷間鍛造および冷間転造によってＭ２２ボルト
に成形した後、本発明鋼Ａ〜Ｇおよび比較鋼Ｈ〜Ｌにつ
いては、温度：９５０ｏｏに３０分保持後油焼入れの焼
入れ処理と、５５０℃、５７５ｑ０、６００ｑ０、６２
５ｏ０、および６５０００のそれぞれの温度に１時間保
持後油冷の焼戻し処理からなる熱処理を施し、また従来
鋼ＭおよびＮ‘こついては、温度：８５０ｑ０に３０分
保持後油焼入れの焼入れ処理と、４２５℃および５００
ｏｏの温度にそれぞれ１時間保持後油冷の焼戻し処理か
らなる熱処理を、さらに従来鋼０については、温度：９
００００に３０分保持後水焼入れの焼入れ処理と、３２
５００および３７６０の温度のそれぞれ１時間保持後油
冷の焼戻し処理からなる熱処理をそれぞれ施し、これら
のボルト船船から、平行部８．５肌ぐの引張試験片を切
出し、常温で引張式験を行なった。 また、各鋼種、各熱処理条件について、２０本ずつのボ
ルトを５０肌厚の欧鋼板に導入軸力３０トン（続付引張
応力１００ｋ９ｆ／柵２）で締付けた。 そしてこの綿付体を工業地帯自然大気中に曝露し、８年
間観測を続けて遅れ破壊による破断の有無を調べた。こ
のようにして調べた引張強さと破断本数もまとめて第１
表に示した。第１表からは、本発明で規定した成分組成
通りの鋼Ａ〜Ｇのすべてのものにおいて引張強ごが１２
５ｋ９ｆ／側２以上となっており、しかも５７０〜６２
５ｏ０で競戻したもの（焼房マルテンサィトと逆変態オ
ーステナイトの２相組織鋼となっていることが確認され
た）は遅れ破壊による被断本数が０であることが明白で
あり、特に、引張強さが１５０ｋｇｆ／側２ レベルの
ものでも遅れ破壊を生じておらず、強度および耐遅れ破
壊性のバランスが極めて良好な高力ボルト用に最適の高
張力鋼が得られることがわかる。
極めて高価な鋼であり、一般の±木津築用高力ボルトや
機械構造用高力ボルト（自動車や建設機械等）として使
用することのできないものであった。 本発明者等は、上述のような観点から、１２５ｋ９ｆ／
協以上の引張強さを有しているとともに、耐遅れ破壊性
が従釆の低合金鋼よりもすぐれており、かつ、安価で実
用的な高張力材料を得るべく研究を行なった結果、以下
ａおよびｂに示すような知見を得たのである。 ａ 遅れ破壊は、静荷重下におけれた鋼がある時間経過
後、突然脆性的に彼断する現象であり、外部環境から鋼
中に侵入した水素による一種の水素脆性とされているも
のであるが、鋼中に逆変態オーステナィトが存在すると
、外部環境から鋼中に侵入する水素がオーステナィト相
にトラップされて、このために遅れ破壊が生じにくくな
ること。 ｂ 特に、特定成分の、０．２％Ｃ−９％Ｎｉ−２％Ｍ
ｏ系鋼を油焼入れ等によって急冷した後、特定の温度範
囲で暁戻すと、鋼は、Ｍｏ等による析出強化がなされる
とともに、熱的に安定な逆変態オーステナィトを１０〜
２咳容量％の割合で生じ、引張強さが１２５ｋ９ｆ／肋
２以上で、かつ耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼材とな
ること。 したがって、この発明は上記知見にもとづいてなされた
もので、高張力鋼を、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２
５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５〜０．９％、 Ｎｉ：８．０〜１０．０％、 Ｍｏ：１．０〜２．５％、 Ｆｅおよび不可避不純物：残り、 の成分組成で構成するか、あるいはさらに、Ｖ：０．１
０〜０．２５％、を含有せしめて構成するとともに、そ
の組織を焼民マルテンサィトと逆変態オーステナィトの
２相組織として、１２５ｋ９ｆ／側２以上の引張強ごと
、すぐれた耐遅れ破壊性を付与せしめたことに特徴を有
するものである。 ついで、この発明の耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼に
おいて、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＭｏおよびＶ成分の成
分組成範囲、ならぴに熱処理条件を上述のように限定し
た理由を説明する。｛ａ】Ｃ Ｃ成分には、鋼に必要な強度を付与する作用があるが、
その含有量が０．１５重量％禾満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方０．２５重量％を越えて含有させ
ると、他の合金元素との関連で耐遅れ破壊性を損ない、
かつ轍性をも劣化するようになることから、その含有量
を０．１５〜０．２５重量％と限定した。 ‘ｂ’Ｓｉ Ｓｉ成分は、鋼の脱酸のために必要な元素であるが、０
．５重量％を越えて含有させると腕化が著しくなるので
、その含有量を０．５重量％以下と限定した。 ‘ｃ’ Ｍｎ Ｍｎ成分は、鋼の脱酸および脱硫に必要な元素であり、
その含有物が０．５重量％未満では脱酸・脱硫作用に所
望の効果が得られず、一方、０．９重量％を越えて含有
させると鋼の加工性を劣化させるようになることから、
その含有量を０．５〜０．９重量％と限定した。 風 Ｎｉ Ｎｉ成分は、鋼のオーステナィト安定化に有効な元素で
あり、Ａ，点やＡ３点はいずれもＮｉの増量とともに低
下する。 そして、本発明高張力鋼の構成成分であるＭｏやＶの析
出強化が利用できる暁戻温度範囲で、熱的に安定なオー
ステナィトを生成せしめるためには８．の雲量％以上の
Ｎｉ成分が必要であるが、１０．の重量％を越えて含有
させると鋼の強度の低下が著しくなることから、その含
有量を８．０〜１０．の重量％と限定した。‘ｅ｝ Ｍ
ｏ Ｍｏ成分は、析出硬化により鋼の強度を上昇させる作用
を有しているが、その含有量が１．の重量％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方２．５重量％を越
えて含有せしめても含有量の増加による強度上昇が少な
く、経済性を損なうようになることから、その含有量を
１．０〜２．５重量％と限定した。 ‘Ｏ Ｖ Ｖ成分には、Ｍｏ成分と同様に析出強化のために有効な
作用があるので、より高強度が要求される場合に必要に
応じて含有されるが、その含有量が０．１重量％未満で
は前記作用に所望の効果が発揮されず、一方０．２５重
量％を越えて含有させると鋼の轍性が劣化するようにな
ることから、その含有量を０．１〜０．２５重量％と限
定した。 なお、この発明に係る２相組織高張力鋼を製造するには
、前記成分組成に調整した鋼を急冷しマルテンサィト組
織にした後、５７０〜６２５００の比較的狭い温度範囲
内で暁戻すことは重要なことである。つまり、５７０〜
６２ｙｏの間で焼戻すことにより、ＭｏやＶによる析出
強化を利用し、かつ熱的に安定な逆変態オーステナィト
を１０〜２庇容量％の．割合で生ぜしめることが可能と
なるのである。５７０ｏｏ未満の暁房温度では充分な析
出強化が得られず、また逆変態オーステナィト量も少な
く、強度、耐遅れ破壊性のいずれも良好でない。 一方、焼房温度が６２５００を越えると、焼戻し中に生
じる逆変態オーステナィトが熱的に不安定となり、焼戻
し後の冷却で再びマルテンサィト化するため、鞠性およ
び耐遅れ破壊性が劣化する。つぎに、この発明を実施例
により比較例と対比しながら説明する。 実施例 まず、第１表に示す成分組成をもった本発明鋼Ａ〜Ｇ、
比較鋼Ｈ〜Ｌ｛構成成分のうち、いずれかの成分含有量
（第１表には※印で表示）がこの発明の範囲から外れた
もの｝、および従来鋼Ｍ〜○をそれぞれ溶製し、ついで
熱間鍛造により直径が２２肋の榛鋼にした。 その後、袷間鍛造および冷間転造によってＭ２２ボルト
に成形した後、本発明鋼Ａ〜Ｇおよび比較鋼Ｈ〜Ｌにつ
いては、温度：９５０ｏｏに３０分保持後油焼入れの焼
入れ処理と、５５０℃、５７５ｑ０、６００ｑ０、６２
５ｏ０、および６５０００のそれぞれの温度に１時間保
持後油冷の焼戻し処理からなる熱処理を施し、また従来
鋼ＭおよびＮ‘こついては、温度：８５０ｑ０に３０分
保持後油焼入れの焼入れ処理と、４２５℃および５００
ｏｏの温度にそれぞれ１時間保持後油冷の焼戻し処理か
らなる熱処理を、さらに従来鋼０については、温度：９
００００に３０分保持後水焼入れの焼入れ処理と、３２
５００および３７６０の温度のそれぞれ１時間保持後油
冷の焼戻し処理からなる熱処理をそれぞれ施し、これら
のボルト船船から、平行部８．５肌ぐの引張試験片を切
出し、常温で引張式験を行なった。 また、各鋼種、各熱処理条件について、２０本ずつのボ
ルトを５０肌厚の欧鋼板に導入軸力３０トン（続付引張
応力１００ｋ９ｆ／柵２）で締付けた。 そしてこの綿付体を工業地帯自然大気中に曝露し、８年
間観測を続けて遅れ破壊による破断の有無を調べた。こ
のようにして調べた引張強さと破断本数もまとめて第１
表に示した。第１表からは、本発明で規定した成分組成
通りの鋼Ａ〜Ｇのすべてのものにおいて引張強ごが１２
５ｋ９ｆ／側２以上となっており、しかも５７０〜６２
５ｏ０で競戻したもの（焼房マルテンサィトと逆変態オ
ーステナイトの２相組織鋼となっていることが確認され
た）は遅れ破壊による被断本数が０であることが明白で
あり、特に、引張強さが１５０ｋｇｆ／側２ レベルの
ものでも遅れ破壊を生じておらず、強度および耐遅れ破
壊性のバランスが極めて良好な高力ボルト用に最適の高
張力鋼が得られることがわかる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．１５％〜０．２５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５〜０．９％、 Ｎｉ：８．０〜１０．０％、 Ｍｏ：１．０〜２．５％、 Ｆｅおよび不可避不純物：残り、 （以上重量％）からなる組成を有するとともに、焼戻マ
ルテンサイトと逆変態オーステナイトの２相組織を有し
ていることを特徴とする耐遅れ破壊性のすぐれた高張力
鋼。 ２ Ｃ：０．１５％〜０．２５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５〜０．９％、 Ｎｉ：８．０〜１０．０％、 Ｍｏ：１．０〜２．５％、 Ｖ：０．１０〜０．２５％、 Ｆｅおよび不可避不純物：残り、 （以上重量％）からなる組成を有するとともに、焼戻マ
ルテンサイトと逆変態オーステナイトの２相組織を有し
ていることを特徴とする耐遅れ破壊性のすぐれた高張力
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6409881A JPS6014096B2 (ja) | 1981-04-30 | 1981-04-30 | 耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6409881A JPS6014096B2 (ja) | 1981-04-30 | 1981-04-30 | 耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57181366A JPS57181366A (en) | 1982-11-08 |
| JPS6014096B2 true JPS6014096B2 (ja) | 1985-04-11 |
Family
ID=13248254
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6409881A Expired JPS6014096B2 (ja) | 1981-04-30 | 1981-04-30 | 耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6014096B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112662954A (zh) * | 2020-12-18 | 2021-04-16 | 上海交通大学 | 一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5925548B2 (ja) * | 2011-07-19 | 2016-05-25 | 濱中ナット株式会社 | ねじ節鉄筋の製造方法 |
-
1981
- 1981-04-30 JP JP6409881A patent/JPS6014096B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112662954A (zh) * | 2020-12-18 | 2021-04-16 | 上海交通大学 | 一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57181366A (en) | 1982-11-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0691416B1 (en) | Heat resisting steels | |
| JPS6036649A (ja) | 靭性に優れたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼 | |
| US3726723A (en) | Hot-rolled low alloy steels | |
| JPH0545660B2 (ja) | ||
| US3278298A (en) | Chromium-nickel-aluminum steel and method | |
| JP3546421B2 (ja) | 高強度・高耐食含窒素オーステナイ ト系ステンレス鋼 | |
| EP0124348B1 (en) | Heat resisting steels | |
| JPS6318038A (ja) | クリ−プ特性および耐水素侵食特性の優れた低合金鋼 | |
| US3132938A (en) | Aged steel | |
| US3389991A (en) | Stainless steel and method | |
| EP0998591B1 (en) | Linepipe and structural steel produced by high speed continuous casting | |
| JPS6014096B2 (ja) | 耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼 | |
| US2986463A (en) | High strength heat resistant alloy steel | |
| JPH0468374B2 (ja) | ||
| US3373015A (en) | Stainless steel and product | |
| JPS602653A (ja) | 析出強化型ニツケル基合金の製造法 | |
| JP3281685B2 (ja) | 蒸気タービン用高温ボルト材 | |
| JPH1136043A (ja) | 耐クリープ脆性及び耐再熱割れ性に優れた高温高圧容器用鋼 | |
| JPH0737649B2 (ja) | 降伏比の低い建築用耐火鋼板の製造法 | |
| JP3397508B2 (ja) | 耐熱鋼 | |
| JPH04120249A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造法 | |
| JPS62228455A (ja) | 疲労特性にすぐれるマルエ−ジング鋼 | |
| JPS61223155A (ja) | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 | |
| JP3338241B2 (ja) | 焼入れ性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 | |
| US3170824A (en) | Iron alloy |