JPS5819725B2 - フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
フエライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPS5819725B2 JPS5819725B2 JP3977279A JP3977279A JPS5819725B2 JP S5819725 B2 JPS5819725 B2 JP S5819725B2 JP 3977279 A JP3977279 A JP 3977279A JP 3977279 A JP3977279 A JP 3977279A JP S5819725 B2 JPS5819725 B2 JP S5819725B2
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- stainless steel
- ferritic stainless
- temperature
- steel sheet
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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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
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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 Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は靭性の高いフェライト系ステンレス鋼板の製造
方法に関するものである。
方法に関するものである。
近年、高耐食性フェライト系ステンレス鋼として、クロ
ムを17〜40%、炭素0.01%以下、窒素0.04
%以下を含み、かつ必要に応じて、モリブデン4%以下
、ニッケル4%以下を含む高純度高クロム・フェライト
系ステンレス鋼が開発されて市場に普及しつつある。
ムを17〜40%、炭素0.01%以下、窒素0.04
%以下を含み、かつ必要に応じて、モリブデン4%以下
、ニッケル4%以下を含む高純度高クロム・フェライト
系ステンレス鋼が開発されて市場に普及しつつある。
これらの高純度高クロム・フェライト系ステンレ鋼は、
5US304やSUS 316などのオーステナイト系
ステンレス鋼の最大の弱点である応力腐食割れに強いば
かりでなく、他の一般的な耐食性も優れ、同時に、従来
のフェライト系ステンレス鋼の欠点とされていた靭性、
加工性および溶接性の乏しさもかなり改善されている。
5US304やSUS 316などのオーステナイト系
ステンレス鋼の最大の弱点である応力腐食割れに強いば
かりでなく、他の一般的な耐食性も優れ、同時に、従来
のフェライト系ステンレス鋼の欠点とされていた靭性、
加工性および溶接性の乏しさもかなり改善されている。
以上のような緒特性に応じて、高純度高クロム・フェラ
イト系ステンレス鋼は現在、有機酸およびその誘導体の
製造プラント、石油精製プラント、公害防止関係プラン
ト等で使用され始めている。
イト系ステンレス鋼は現在、有機酸およびその誘導体の
製造プラント、石油精製プラント、公害防止関係プラン
ト等で使用され始めている。
しかしながら、本発明にかかるこの材料を、一般のフェ
ライト系ステンレス鋼に代表される5US430と同様
の製造方法で製造すると、靭性の点で問題がでてくる。
ライト系ステンレス鋼に代表される5US430と同様
の製造方法で製造すると、靭性の点で問題がでてくる。
即ち、この材料は体心立方格子の結晶構造を有するため
に、シャルピー衝撃値において延性−脆性遷移温度(D
BTT)を示すが、一般にこの遷移温度は板厚の増加と
共に上昇する傾向にあって、通常の製造法による6〜1
5m7IL厚さの中厚板では、その遷移温度が常温付近
以上になることが多い。
に、シャルピー衝撃値において延性−脆性遷移温度(D
BTT)を示すが、一般にこの遷移温度は板厚の増加と
共に上昇する傾向にあって、通常の製造法による6〜1
5m7IL厚さの中厚板では、その遷移温度が常温付近
以上になることが多い。
そのため、溶接構造物で靭性を厳しく要求される用途で
は、その使用範囲が著しく制限されている。
は、その使用範囲が著しく制限されている。
本発明者らは、高純度高クロム・フェライト系ステンレ
ス鋼板、特にその中厚板に優れた靭性を付与する目的で
、その製造方法について多くの実験を試みた。
ス鋼板、特にその中厚板に優れた靭性を付与する目的で
、その製造方法について多くの実験を試みた。
その結果、優れた耐食性を損うことなく、かつ靭性の高
い高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼板の新規
な製造方法を見出すに至った。
い高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼板の新規
な製造方法を見出すに至った。
本発明の要旨とするところは、主たる成分、炭素0.0
1%以下、窒素0.04%以下、クロム17〜40%を
含み、かつ必要に応じて、モリブデン4%以下、Ni4
%以下を含むフェライト系ステンレス熱延鋼板を特定の
条件下で製造し、次いで前記熱延鋼板を熱処理すること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法で
ある。
1%以下、窒素0.04%以下、クロム17〜40%を
含み、かつ必要に応じて、モリブデン4%以下、Ni4
%以下を含むフェライト系ステンレス熱延鋼板を特定の
条件下で製造し、次いで前記熱延鋼板を熱処理すること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法で
ある。
高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼の中厚板は
、普通は1000°C近くからの熱間連続圧延で製造さ
れ、その最終パスにおける圧延温度は約800°C以上
である。
、普通は1000°C近くからの熱間連続圧延で製造さ
れ、その最終パスにおける圧延温度は約800°C以上
である。
その後900℃以上で焼鈍が行われている。
高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延
組織は帯状をなしており、そのままでは常温における靭
性は低く、衝撃試験において襞間と層状割れの混合した
破壊挙動を示す。
組織は帯状をなしており、そのままでは常温における靭
性は低く、衝撃試験において襞間と層状割れの混合した
破壊挙動を示す。
従って、熱間圧延上りの板は次の焼鈍処理によって再結
晶をおこさせる必要がある。
晶をおこさせる必要がある。
ところが、高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼
の熱間圧延組織は再結晶に対する抵抗が強く、900℃
以上で熱処理しなければ完全には再結晶しない。
の熱間圧延組織は再結晶に対する抵抗が強く、900℃
以上で熱処理しなければ完全には再結晶しない。
しかし、900°C以上の温度は結晶粒粗大成長温度範
囲でもあるため、結局その熱処理を経た熱延板の結晶粒
はきわめて大きくなる。
囲でもあるため、結局その熱処理を経た熱延板の結晶粒
はきわめて大きくなる。
通常の熱間圧延工程と焼鈍工程を経た中厚板において、
その靭性が余り高くないこと、およびシャルピー衝撃値
における延性−脆性遷移温度が比較的高いことの主要原
因の一つは、上述の様な工程から不可避的に形成される
粗大結晶粒組織にあり、他の原因は板厚の増加と共に焼
鈍後の冷却速度を大きくすることが困難となって、いわ
ゆる475℃脆性の効果が大きくなるためである。
その靭性が余り高くないこと、およびシャルピー衝撃値
における延性−脆性遷移温度が比較的高いことの主要原
因の一つは、上述の様な工程から不可避的に形成される
粗大結晶粒組織にあり、他の原因は板厚の増加と共に焼
鈍後の冷却速度を大きくすることが困難となって、いわ
ゆる475℃脆性の効果が大きくなるためである。
本発明者らは、高純度高クロム・フェライト系ステンレ
ス鋼板、特にその中厚板に優れた靭性を付与するための
最大の条件として、組織を微細化し得る工程に着目した
。
ス鋼板、特にその中厚板に優れた靭性を付与するための
最大の条件として、組織を微細化し得る工程に着目した
。
その原理を次に述べる。
微細結晶粒組織をつくり出すための、必要にして充分な
条件は以下の通りである。
条件は以下の通りである。
(1)加工した材料内に、多数の潜在再結晶核生成点が
ランダムにつくられなければならない。
ランダムにつくられなければならない。
(2)潜在再結晶核の大部分が同時に駆動するように、
充分な熱エネルギーが供給されなければならない。
充分な熱エネルギーが供給されなければならない。
(3)次いでランダムに再結晶させるが、その結晶粒同
志が接触した一意て、結晶粒の成長を停止しなければな
らない。
志が接触した一意て、結晶粒の成長を停止しなければな
らない。
(1)の条件に関して言えば、一般に、多数の潜在核生
成点は低い温度における多量の塑性変形によって導入で
きる。
成点は低い温度における多量の塑性変形によって導入で
きる。
しかしながら、高純度高クロム・フェライト系ステンレ
ス鋼の圧延においては、この条件は最終板厚、材料の変
形抵抗、圧延機の容量および475℃脆性領域等の条件
によって制限をうける。
ス鋼の圧延においては、この条件は最終板厚、材料の変
形抵抗、圧延機の容量および475℃脆性領域等の条件
によって制限をうける。
現実的には、例えば6mm〜15mm厚さの中厚板を最
終製品とする場合には、熱間圧延の開始温度を1000
℃として連続圧延し、その最終パスにおける圧延温度を
500〜750°C1好ましくは500〜700 ’C
,その時の圧下率を20〜80%、好ましくは30〜6
5%にすることによって(1)の条件は大体満fこされ
る。
終製品とする場合には、熱間圧延の開始温度を1000
℃として連続圧延し、その最終パスにおける圧延温度を
500〜750°C1好ましくは500〜700 ’C
,その時の圧下率を20〜80%、好ましくは30〜6
5%にすることによって(1)の条件は大体満fこされ
る。
圧延温度が500°C未満だと本発明のステンレスの鋼
では圧延が困難であり、また475°C脆性の問題が生
じる。
では圧延が困難であり、また475°C脆性の問題が生
じる。
一方750°Cを越えることは潜在再結晶核生成の点か
ら避けなければならない。
ら避けなければならない。
また熱間圧延最終パスの圧下率が20%未満では多数の
潜在核生成点を均一に得ることができず結晶微細化の効
果が期待できない。
潜在核生成点を均一に得ることができず結晶微細化の効
果が期待できない。
しかし80%以上の圧下を前記温度範囲の最終パスで加
えることは工業的な圧延設備の能力上困難である。
えることは工業的な圧延設備の能力上困難である。
(2)の条件については上述のような工程の熱間圧延に
よって形成された熱間圧延組織は、前述のような通常の
工程による熱間圧延組織に比べて熱的安定性が低いので
、750〜900°Cの熱処理(焼鈍)によって充分に
多数の潜在再結晶核を同時に駆動させることができる。
よって形成された熱間圧延組織は、前述のような通常の
工程による熱間圧延組織に比べて熱的安定性が低いので
、750〜900°Cの熱処理(焼鈍)によって充分に
多数の潜在再結晶核を同時に駆動させることができる。
この条件を充分に満1こすためには普通の大気中におけ
る再結晶処理におけるような緩慢な昇温速度は余り適当
ではなく、大容量の炉又は塩浴炉の使用がのぞましい。
る再結晶処理におけるような緩慢な昇温速度は余り適当
ではなく、大容量の炉又は塩浴炉の使用がのぞましい。
(3)の条件は上記駆動の熱処理をそのまま保持すれば
よい。
よい。
この場合、750〜900°C温度範囲では粒成長はあ
まり急速ではないので60分以内なら結晶粒同志が接触
する以上に成長することはない。
まり急速ではないので60分以内なら結晶粒同志が接触
する以上に成長することはない。
ま1こ再結晶のため最低5分間程度は保持する必要があ
る。
る。
以上の処理によって、ASTM結晶粒度番号で8〜9程
度の微細粒を得ることが可能であり、その結果、シャル
ピー衝撃値における延性−脆性遷移温度は、普通の製造
工程を経たものよりも50℃以上低くなる。
度の微細粒を得ることが可能であり、その結果、シャル
ピー衝撃値における延性−脆性遷移温度は、普通の製造
工程を経たものよりも50℃以上低くなる。
本発明の第1項特定発明は以上の熱延鋼板製造工程と熱
処理工程とに特徴を有するものであるが、さらに衝撃試
験の結果から見て750〜900°Cの熱処理に続いて
900〜1000℃で、5〜10分程度の軟化熱処理を
行なうことが望ましい場合がある。
処理工程とに特徴を有するものであるが、さらに衝撃試
験の結果から見て750〜900°Cの熱処理に続いて
900〜1000℃で、5〜10分程度の軟化熱処理を
行なうことが望ましい場合がある。
これを第2の発明とする。第2の発明が適するのは特に
鋼板の衝撃特性のよいものを必要とする場合、例えば圧
力容器、常温又はそれ以下で使用する目的の装置材料等
に用いる場合である。
鋼板の衝撃特性のよいものを必要とする場合、例えば圧
力容器、常温又はそれ以下で使用する目的の装置材料等
に用いる場合である。
熱処理後の冷却速度はできるだけ大きい方がよく、10
℃/秒(鋼板各部の平均)以上が望ましい。
℃/秒(鋼板各部の平均)以上が望ましい。
しかし、組織の微細化に伴なって475℃脆性に対する
感受性が減退するので、板厚が小さいもの、例えば10
mrIL以下のようなものは空冷によって10℃/秒以
下とすることも可能である。
感受性が減退するので、板厚が小さいもの、例えば10
mrIL以下のようなものは空冷によって10℃/秒以
下とすることも可能である。
本発明のステンレス鋼の組成はCr17〜40%、C0
,01%以下、NO,Q4%以下望ましくは0.01%
以下で、かつ必要に応じてMo4%以下、Ni4%以下
を含み、さらにこれらの鋼にC,Nの固定化剤として通
常使用されるTa、Nb、Ti等を少量含有させること
もでき、残部はFeおよび不可避的不純物からなるもの
である。
,01%以下、NO,Q4%以下望ましくは0.01%
以下で、かつ必要に応じてMo4%以下、Ni4%以下
を含み、さらにこれらの鋼にC,Nの固定化剤として通
常使用されるTa、Nb、Ti等を少量含有させること
もでき、残部はFeおよび不可避的不純物からなるもの
である。
本発明のステンレス鋼板の製造に当り、その溶鋼は真空
炉、アルゴン又は真空脱ガス装置中にて精錬され、その
際Ca等の脱酸剤が使用されることもあるが、その結果
残存する脱酸生成物は0.1%以下であることが望まし
い。
炉、アルゴン又は真空脱ガス装置中にて精錬され、その
際Ca等の脱酸剤が使用されることもあるが、その結果
残存する脱酸生成物は0.1%以下であることが望まし
い。
精錬後は鋼塊あるいは鋼片等に鋳造し、必要により熱間
鍛造等を施す。
鍛造等を施す。
これから前記しfこ本発明の方法に従ってステンレス鋼
板が製造される。
板が製造される。
次に本発明鋼の組成を限定した理由を述べる。
(1)クロム17〜40%;
クロムは耐食性を高める上に必須の元素であり、かかる
点からはクロムが多いほど好ましい。
点からはクロムが多いほど好ましい。
しかしクロムが40%を越えると熱間および斤量加工性
を損い、同時にクロム17%未満では耐食性の向上を望
めないばかりでなく、フェライト系ステンレス鋼として
の特性も失うので、クロムは17%を下限とした。
を損い、同時にクロム17%未満では耐食性の向上を望
めないばかりでなく、フェライト系ステンレス鋼として
の特性も失うので、クロムは17%を下限とした。
(2)炭素0.01%以下;
炭素はその製造過程において混入する元素であり、同時
にフェライト系ステンレス鋼では耐食性を損い好ましく
ない。
にフェライト系ステンレス鋼では耐食性を損い好ましく
ない。
しかし炭素が0.01%程度であれば、耐応力腐食割れ
も損うことがない。
も損うことがない。
(3)窒素0.04%以下;
窒素も炭素と同様、耐食性および靭性を劣化させる元素
であり、その含有量は少ないほど望ましいが、炭素はど
その悪影響は顕著に現われず、良好な耐食性と結晶粒微
細化による靭性の向上を期す1こめ窒素含量を0.04
%以下好ましくは0.01%以下とした。
であり、その含有量は少ないほど望ましいが、炭素はど
その悪影響は顕著に現われず、良好な耐食性と結晶粒微
細化による靭性の向上を期す1こめ窒素含量を0.04
%以下好ましくは0.01%以下とした。
(4)モリブデン4%以下:
モリブデンは耐食性を向上する元素であると共に、フェ
ライト形成能を有するため必要に応じて添加する。
ライト形成能を有するため必要に応じて添加する。
モリブデンの上限を4%としたのは、耐食性、加工性の
上からこれ以上必要ではなく、同時にモリブデンは高価
の1こめに、その上限を4%とした。
上からこれ以上必要ではなく、同時にモリブデンは高価
の1こめに、その上限を4%とした。
(5)ニッケ/l/4%以下;
ニッケルは主として厚板における低温の衝撃靭性向上の
1こめに添加する。
1こめに添加する。
しかしニッケルは高価であると共に強力なオーステナイ
ト形成元素であり、あまりニッケルが多いことはフェラ
イト鋼としての特性も損うので、ニッケルの上限は4%
とし1こ。
ト形成元素であり、あまりニッケルが多いことはフェラ
イト鋼としての特性も損うので、ニッケルの上限は4%
とし1こ。
次に本発明の実施例を以下に示す。
第1表は実施例の代表的な化学成分である。
夫々の試料は、高純度の低炭素フェロクロムを主原料と
し、真空誘導溶解炉を使用し、精錬されたものである。
し、真空誘導溶解炉を使用し、精錬されたものである。
1トンインゴツトを熱間鍛造し、厚さ35mmの鍛造ビ
レットから出発して、本発明による方法と従来法とによ
って処理し、組織および機械的性質の比較を行つ1こ。
レットから出発して、本発明による方法と従来法とによ
って処理し、組織および機械的性質の比較を行つ1こ。
第1図は、供試材Iについての熱間圧延工程、熱処理(
焼鈍)工程および冷却工程を示す。
焼鈍)工程および冷却工程を示す。
図においてA、Bは従来法によるもの、D、Eは本発明
によるもの、Cは比較法によるものである。
によるもの、Cは比較法によるものである。
第1図で1,2,3は圧延工程を示し、4,5.−6は
熱処理工程を示す。
熱処理工程を示す。
これらの条件の詳細は次の第2表に示されている。
第2表はこれらの処理条件と結晶粒度および硬度を示し
1こものである。
1こものである。
なお、第2表で記号F〜Hは供試材■についてのもので
Fが従来法、G。
Fが従来法、G。
Hが本発明の方法によるものである。
第2表から明らかなように供試材Iおよび■とも従来法
によるものA、B、Fおよび比較法Cは、粗大な結晶粒
をもっているのに対し、本発明のり、E、G。
によるものA、B、Fおよび比較法Cは、粗大な結晶粒
をもっているのに対し、本発明のり、E、G。
Hでは微細な組織になっている。
第1図の工程を経て製造した供試材Iについて、厚さ7
龍の板から厚さ6mmのシャルピー試験片を作成し、そ
れを各温度で衝撃試験し1こ結果を第2図に示す。
龍の板から厚さ6mmのシャルピー試験片を作成し、そ
れを各温度で衝撃試験し1こ結果を第2図に示す。
第2図で記号A、B等は第2表のIに対応するものであ
る。
る。
ま1こA、B、D、Eは多数の試験結果の上限を示し、
A’、 B’、 I)’、 B’はその下限を示す。
A’、 B’、 I)’、 B’はその下限を示す。
第2図から明らかなように本発明による製造方法を採用
し1こ場合には従来法に比してシャルフ・エネルギーお
よび延性−脆性遷移温度の点で著しい改善の結果が得ら
れている。
し1こ場合には従来法に比してシャルフ・エネルギーお
よび延性−脆性遷移温度の点で著しい改善の結果が得ら
れている。
第2図には本発明の供試材Iのみについて衝撃試験結果
を示したが、■についても本発明の場合と従来法の場合
の差異は第2図と同様の傾向を示し1こ。
を示したが、■についても本発明の場合と従来法の場合
の差異は第2図と同様の傾向を示し1こ。
上記の通り、本発明の方法による場合は従来法によるも
のと比較して、格段に高い靭性をもつ高純度高クロムフ
ェライト系ステンレス鋼の中厚板を得ることができた。
のと比較して、格段に高い靭性をもつ高純度高クロムフ
ェライト系ステンレス鋼の中厚板を得ることができた。
第1図はフェライト系ステンレス鋼板の圧延及び熱処理
工程を示す。 図でA、Bは従来法、Cは比較法、D、Eは本発明の方
法で、1,2.3が圧延工程、4,5.6が熱処理工程
である。 第2図は本発明方法および従来法について温度とシャル
ピー衝撃値の関係を示す図である。
工程を示す。 図でA、Bは従来法、Cは比較法、D、Eは本発明の方
法で、1,2.3が圧延工程、4,5.6が熱処理工程
である。 第2図は本発明方法および従来法について温度とシャル
ピー衝撃値の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 Cr17〜40%、C0,01%以下、NO,04
%以下、かつ必要に応じてMo4%以下、Ni4%以下
、C,Nの固定化Ml 、ThしてTa、Nb。 Tiの少なくきも1種を少量含むフェライト系ステンレ
ス鋼を最終パスの温度500〜750°C1圧下率20
〜80%の条件下で圧延し、次いで得られた鋼板を75
0〜900°Cの温度で熱処理することを特徴とするフ
ェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 2 Cr17〜40%、C0,01%以下、NO,04
%以下、かつ必要に応じてMo4%以下、N i 4%
以下、C,Nの固定化剤としてTa 、 Nb 。 Tiの少なくとも1種を少量含むフェライト系ステンレ
ス鋼を最終パスの温度500〜750°C1圧下率20
〜80%の条件下で圧延し、次いで得られた鋼板を75
0〜900°Cの温度で熱処理し。 さらに該熱処理を経た鋼板を900〜1000°Cの温
度で軟化熱処理することを特徴とするフェライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3977279A JPS5819725B2 (ja) | 1979-04-04 | 1979-04-04 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3977279A JPS5819725B2 (ja) | 1979-04-04 | 1979-04-04 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24085383A Division JPS59177319A (ja) | 1983-12-22 | 1983-12-22 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS55134131A JPS55134131A (en) | 1980-10-18 |
JPS5819725B2 true JPS5819725B2 (ja) | 1983-04-19 |
Family
ID=12562215
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3977279A Expired JPS5819725B2 (ja) | 1979-04-04 | 1979-04-04 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5819725B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5873726A (ja) * | 1981-10-26 | 1983-05-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接構造用フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
CN1044388C (zh) * | 1994-01-26 | 1999-07-28 | 川崎制铁株式会社 | 耐腐蚀性极好的不锈钢板的生产方法 |
JP4693349B2 (ja) * | 2003-12-25 | 2011-06-01 | Jfeスチール株式会社 | ハイドロフォーム加工後の耐割れ性に優れるCr含有フェライト系鋼板 |
CN113549743B (zh) * | 2021-06-25 | 2022-08-16 | 鞍钢股份有限公司 | 一种控制高碳铁素体不锈钢特厚板晶粒度的方法 |
-
1979
- 1979-04-04 JP JP3977279A patent/JPS5819725B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS55134131A (en) | 1980-10-18 |
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