JPS61288052A - 高強度及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼とその製造方法 - Google Patents
高強度及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼とその製造方法Info
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- JPS61288052A JPS61288052A JP60129909A JP12990985A JPS61288052A JP S61288052 A JPS61288052 A JP S61288052A JP 60129909 A JP60129909 A JP 60129909A JP 12990985 A JP12990985 A JP 12990985A JP S61288052 A JPS61288052 A JP S61288052A
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- precipitation
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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
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
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- Materials Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Hard Magnetic Materials (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】
（産業上の利用分野）
超電導発電機の開発に関連してとくにアウターロータ一
部には超電導コイルによる大きな電磁誘導力のほかに回
転遠心力が加わるので、高い常温、耐力とじん性を有す
る非磁性材料が必要である。
部には超電導コイルによる大きな電磁誘導力のほかに回
転遠心力が加わるので、高い常温、耐力とじん性を有す
る非磁性材料が必要である。
超電導発電機は先端技術分野に属し、これまでに実用機
の製造実績はなく、現在開発試作が各国で行われている
。
の製造実績はなく、現在開発試作が各国で行われている
。
なかでもアウターローター用材料は電磁力と遠心力の双
方に耐えるために高強度（常温で望ましくは８０ＭＰａ
以上の耐力）と相応のしん性（常温で望ましくは３０Ｊ
以上のシャルピー吸収エネルギー）を有し、かつ非磁性
でなければならないだけではなく、フアプリケーション
の上から被削性及び溶接性の良好なことも要求され、そ
して形状と寸法規模から厚肉の鍛鋼品となるところより
別に鍛造性及び製品の均一性がよくなくてはならない。
方に耐えるために高強度（常温で望ましくは８０ＭＰａ
以上の耐力）と相応のしん性（常温で望ましくは３０Ｊ
以上のシャルピー吸収エネルギー）を有し、かつ非磁性
でなければならないだけではなく、フアプリケーション
の上から被削性及び溶接性の良好なことも要求され、そ
して形状と寸法規模から厚肉の鍛鋼品となるところより
別に鍛造性及び製品の均一性がよくなくてはならない。
同時に実用段階を踏まえ低価格であることが前提となる
。
。
（従来の技術）
上記のような要請にマツチする既存の材料は見当らない
。
。
たとえばステンレス鋼の場合、常温耐力がせいぜい４０
０ＭＰａであるから適合しえない。
０ＭＰａであるから適合しえない。
高Ｎｉ鋼（Ａ２８６など）やＴｉ合金は材質的には対応
できる可能性はあるが、高価な材料であり製造性に問題
があるところから歩留りがよくなく、一層コスト高を招
く難点がある。
できる可能性はあるが、高価な材料であり製造性に問題
があるところから歩留りがよくなく、一層コスト高を招
く難点がある。
一方ＲＥＭＳＣａを添加した常温耐力の高い（７０ｋｇ
／ｍｍ２以上）高Ｍｎ鋼（特願昭５９−０３５２２８号
）もあるが、これとて鍛造性にかなり難点があってコス
トアップを招くほか、材料の均質性も必ずしも十分とは
いえなかった。
／ｍｍ２以上）高Ｍｎ鋼（特願昭５９−０３５２２８号
）もあるが、これとて鍛造性にかなり難点があってコス
トアップを招くほか、材料の均質性も必ずしも十分とは
いえなかった。
（発明が解決しようとする問題点）
超電導発電機とくにアウターローター用材料における諸
要請つまり （１）常温耐力を冷間加工によらず（ローター形状から
冷間加工の適用は不可）して、８００ＭＰａ以上に安定
的に保つこと、 （２） ８００ＭＰａ以上の耐力を有する材料のシャル
ピー吸収エネルギーを３０Ｊ以上にすること、（３）上
記のような高強度材の被削性を実加工可能の程度以上に
すること、 （４） （１）〜（３） を満たすべきオーステナイト
系の非磁性材料は本来高溶接割れを起こしやすいが、こ
の難点を伴わない溶接が可能なこと、（５）厚肉鍛造品
の製造性（＃Ｒ造性）を良好ならしめ、実用大型部材の
製造を可能にすること、その際の歩留りもよくして低コ
スト化を計ること、をあわせ充足する、非磁性鋼を与え
、かつその存利な製造法を確立することが、この開発研
究の目的である。
要請つまり （１）常温耐力を冷間加工によらず（ローター形状から
冷間加工の適用は不可）して、８００ＭＰａ以上に安定
的に保つこと、 （２） ８００ＭＰａ以上の耐力を有する材料のシャル
ピー吸収エネルギーを３０Ｊ以上にすること、（３）上
記のような高強度材の被削性を実加工可能の程度以上に
すること、 （４） （１）〜（３） を満たすべきオーステナイト
系の非磁性材料は本来高溶接割れを起こしやすいが、こ
の難点を伴わない溶接が可能なこと、（５）厚肉鍛造品
の製造性（＃Ｒ造性）を良好ならしめ、実用大型部材の
製造を可能にすること、その際の歩留りもよくして低コ
スト化を計ること、をあわせ充足する、非磁性鋼を与え
、かつその存利な製造法を確立することが、この開発研
究の目的である。
（問題点を解決するための手段）
上記の目的は、次の事項によって達成される。
Ｃ： ０．２〜０．６ｗｔ％、Ｍｎ：２６〜３０ｗｔ％
、Ｃｒ：６〜８ｗｔ％、Ｖ ： １． Ｏ〜２．０ｗｔ
％、Ｎ ： ０．０２ｗｔ％未満、０：０、００５ｗｔ
％以下、を含有し、残部は０．０１５％以下に抑制した
Ｐ、０．０１０％以下に抑制したＳｌその他不可避に混
入する不純物ならびにＦｅの組成になることを特徴とす
る、高強度及び高じん性を有する析出硬化高Ｍｎ非磁性
鋼（第１発明）ならびにＣ：０．２〜０．６ｗｔ％、Ｍ
ｎ：２６〜３０ｗｔ％、Ｃｒ：６〜８ｗｔ％、Ｖ：１．
０〜２．０ＩＩｌｔ％、Ｎ ： ０．０２ｗｔ％未満、
Ｏ：０．００５ｗｔ％以下、を含有し、残部は０．０１
５％以下に抑制したＰ、０．０１０％以下に抑制したＳ
ｌその他不可避に７混入する不純物ならびにＦｅの組成
になる鋼を、１０５０〜１１００℃、０．５〜３時間に
て容体化処理し、次いで６２５〜６７５℃、５〜８０時
間の範囲で析出硬化処理を行うことを特徴とする高強度
、及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼の製
造法（第２発明）。
、Ｃｒ：６〜８ｗｔ％、Ｖ ： １． Ｏ〜２．０ｗｔ
％、Ｎ ： ０．０２ｗｔ％未満、０：０、００５ｗｔ
％以下、を含有し、残部は０．０１５％以下に抑制した
Ｐ、０．０１０％以下に抑制したＳｌその他不可避に混
入する不純物ならびにＦｅの組成になることを特徴とす
る、高強度及び高じん性を有する析出硬化高Ｍｎ非磁性
鋼（第１発明）ならびにＣ：０．２〜０．６ｗｔ％、Ｍ
ｎ：２６〜３０ｗｔ％、Ｃｒ：６〜８ｗｔ％、Ｖ：１．
０〜２．０ＩＩｌｔ％、Ｎ ： ０．０２ｗｔ％未満、
Ｏ：０．００５ｗｔ％以下、を含有し、残部は０．０１
５％以下に抑制したＰ、０．０１０％以下に抑制したＳ
ｌその他不可避に７混入する不純物ならびにＦｅの組成
になる鋼を、１０５０〜１１００℃、０．５〜３時間に
て容体化処理し、次いで６２５〜６７５℃、５〜８０時
間の範囲で析出硬化処理を行うことを特徴とする高強度
、及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼の製
造法（第２発明）。
上掲した■添加系の高Ｍｎ非磁性鋼の成分組成、そして
さらに熱処理の特定化した組合せによって、従来技術で
達成できなかった問題解決の実現に成功したものである
。
さらに熱処理の特定化した組合せによって、従来技術で
達成できなかった問題解決の実現に成功したものである
。
すなわちＣと■の範囲規制とＮ及びＯの上限規定、それ
に容体化及び■−Ｃ化合物の析出熱処理条件の範囲規定
とその組合せの下でＡＩやＲＥＭ 。
に容体化及び■−Ｃ化合物の析出熱処理条件の範囲規定
とその組合せの下でＡＩやＲＥＭ 。
Ｃａなどの使用を要せずして、とくに耐力、シャルピー
吸収エネルギーのバランスが良好となり、鍛造性とその
均質性にもすぐれるところに特徴づけられる。
吸収エネルギーのバランスが良好となり、鍛造性とその
均質性にもすぐれるところに特徴づけられる。
発明者らは、次の点に着目して検討と実験を進めた。
（１〉 磁性の点から２６〜３０％程度の高Ｍｎ鋼に■
添加による析出硬化を利用することにより耐力≧８００
ＭＰａの可能性があること、 （２）シャルピー吸収エネルギーを高めるためにＣ，Ｎ
、および０量を規制すること、 （３）溶体化温度及び時効温度が耐力とシャルピー吸収
エネルギーにシビアに効くこと、（４）Ｃ，Ｎおよび０
量はまた、被削性、溶接性、鍛造性にとくに関与してい
ること、つまり超伝導発電機のアウターローターのよう
な高強度を要する中空円筒体用非磁性材料としては、高
Ｎｉ鋼やＴｉ合金などがまず考えられるが、これに対し
磁気的安定性、耐力アップの可能性、経済性等の観点か
ら、高Ｍｎ鋼について種々検討した結果、Ｃと■の含有
を骨子とした合金とその製造技術を確立し、上掲各発明
の成功を導くに至った。
添加による析出硬化を利用することにより耐力≧８００
ＭＰａの可能性があること、 （２）シャルピー吸収エネルギーを高めるためにＣ，Ｎ
、および０量を規制すること、 （３）溶体化温度及び時効温度が耐力とシャルピー吸収
エネルギーにシビアに効くこと、（４）Ｃ，Ｎおよび０
量はまた、被削性、溶接性、鍛造性にとくに関与してい
ること、つまり超伝導発電機のアウターローターのよう
な高強度を要する中空円筒体用非磁性材料としては、高
Ｎｉ鋼やＴｉ合金などがまず考えられるが、これに対し
磁気的安定性、耐力アップの可能性、経済性等の観点か
ら、高Ｍｎ鋼について種々検討した結果、Ｃと■の含有
を骨子とした合金とその製造技術を確立し、上掲各発明
の成功を導くに至った。
さて高Ｍｎ鋼の常温強度（耐力）を高める方法として、
■成分の固溶硬化を利用する。
■炭化物、窒化物、金属間化合物などの析出硬化を利用
する。
する。
■加工ひずみを利用する。
などの手段が考えられるところ■については製品が大寸
の中空円筒状になるところから現実には不可能である。
の中空円筒状になるところから現実には不可能である。
そこで■、■の可能性を種々検討した結果、主として■
の析出硬化を利用すること、さらに具体的には■とＣの
含有割合と熱処理条件の適正化、それにＣ規制に加えて
Ｎや０の上限規制によるしん性の確保、被削性、溶接性
、鍛造性の具備、により初期の目的を達成しうろことが
知見されたのである。
の析出硬化を利用すること、さらに具体的には■とＣの
含有割合と熱処理条件の適正化、それにＣ規制に加えて
Ｎや０の上限規制によるしん性の確保、被削性、溶接性
、鍛造性の具備、により初期の目的を達成しうろことが
知見されたのである。
この際、ＡＩ添加による固溶硬化、あるいはＲＥＶやＣ
ａ添加による被削性のアップなどは、いずれも鍛造性及
びじん性の点で好ましくない。
ａ添加による被削性のアップなどは、いずれも鍛造性及
びじん性の点で好ましくない。
そこで基本的には、Ｍｎ：２６〜３ｈｔ％、Ｃｒ：６〜
８賀ｔ％、Ｎ ： ０．０２ｗｔ％未満、Ｏ：０．Ｏ０
５智ｔ％以下の条件を満たした上で常温耐力≧８００Ｍ
Ｐａ、常温シャルピー吸収エネルギー≧３０Ｊを同時に
満足しろる、Ｃと■の成分範囲及び溶体化温度と析出処
理温度のそれぞれのコンビネーションが重要である。
８賀ｔ％、Ｎ ： ０．０２ｗｔ％未満、Ｏ：０．Ｏ０
５智ｔ％以下の条件を満たした上で常温耐力≧８００Ｍ
Ｐａ、常温シャルピー吸収エネルギー≧３０Ｊを同時に
満足しろる、Ｃと■の成分範囲及び溶体化温度と析出処
理温度のそれぞれのコンビネーションが重要である。
これらの点については実験の結果第１図、第２図に示す
ように■とＣの成分範囲ならびに溶体化、析出処温度範
囲の相互関係を規定すべきことが知見された。ここに析
出硬化が■炭化物の粒内微細析出によってもたらされる
ことも確かめられている。
ように■とＣの成分範囲ならびに溶体化、析出処温度範
囲の相互関係を規定すべきことが知見された。ここに析
出硬化が■炭化物の粒内微細析出によってもたらされる
ことも確かめられている。
（作 用）
次に各成分範囲及び熱処理条件の限定理由を述べる。
Ｃ：浸入型の固溶元素で固溶硬化の効果が期待されると
同時に■と化合して析出硬化を生ずる。
同時に■と化合して析出硬化を生ずる。
このために少くとも０．２％以上の含有を必要とするが
、０．６％を越えると鍛造性、被削性、溶接性などを阻
害するので、０．２〜０．６％の範囲とする。
、０．６％を越えると鍛造性、被削性、溶接性などを阻
害するので、０．２〜０．６％の範囲とする。
■：発明鋼を特徴づける元素であり、析出熱処理による
炭化物の析出によって所要の常温強度を確保するのに必
須である。そのためには第１図に示すように少なくとも
１．０％以上含有されなければならない。しかし、２．
０％を越えるとじん性の低下、溶接性の劣化が大きく、
他の手段で回避しきれなくなる。
炭化物の析出によって所要の常温強度を確保するのに必
須である。そのためには第１図に示すように少なくとも
１．０％以上含有されなければならない。しかし、２．
０％を越えるとじん性の低下、溶接性の劣化が大きく、
他の手段で回避しきれなくなる。
Ｍｎ：Ｍｎは発明鋼を特徴づける元素であり、磁気的安
定性及び加工性確保のため２６％以上必要であるが、３
０％を越えると溶接性が劣化するので２６〜３０％とす
る。
定性及び加工性確保のため２６％以上必要であるが、３
０％を越えると溶接性が劣化するので２６〜３０％とす
る。
Ｃｒ：Ｃｒは固溶強化とある程度の耐食性確保のために
６％以上必要であるが経済性の観点から８％に限定する
。
６％以上必要であるが経済性の観点から８％に限定する
。
Ｎ１０：窒化物や酸化物の発生を抑制して延性及びじん
性の向上を計るために、それぞれ０．０２％未満、０．
００５％以下とする。これにより溶接性の向上も期待で
きる。
性の向上を計るために、それぞれ０．０２％未満、０．
００５％以下とする。これにより溶接性の向上も期待で
きる。
な右この高Ｍｎ非磁性鋼の鋼中不純物は代表的にはＰお
よびＳでそれぞれ０．０１５ｗｔ％以下、０．０１０％
以下に抑制されるを要するがその他の不純物についても
、通常混入が不可避とされている程度であれば許容され
る。
よびＳでそれぞれ０．０１５ｗｔ％以下、０．０１０％
以下に抑制されるを要するがその他の不純物についても
、通常混入が不可避とされている程度であれば許容され
る。
次に溶体化処理温度は、１０５０℃未満のとき、析出処
理温度の如何にかかわらず耐力８００ＭＰａ以上が得ら
れず一方１１００℃をこえると、吸収エネルギ−３０Ｊ
以上を期待し得ない。
理温度の如何にかかわらず耐力８００ＭＰａ以上が得ら
れず一方１１００℃をこえると、吸収エネルギ−３０Ｊ
以上を期待し得ない。
また析出処理温度については、６２５℃未満ではやはり
耐力８ＱＯＭＰａ以上が、そして６７５℃をこえると吸
収エネルギ−３０Ｊ以上が何れも充足されない。
耐力８ＱＯＭＰａ以上が、そして６７５℃をこえると吸
収エネルギ−３０Ｊ以上が何れも充足されない。
従って溶体化処理は１０５０〜１１００℃、また析出処
理温度は６２５〜６７５℃の範囲に限定される。
理温度は６２５〜６７５℃の範囲に限定される。
（実施例）
表１にこの発明に従う数種の実施例を従来例ならびに参
考例とともに示した。
考例とともに示した。
これらの供試鋼は通常の転炉で溶製したのち、炉外真空
精錬炉にて精錬し、造塊、加熱、鍛造処理を注意深く行
い、析出硬化処理を経て５０ｍｍ厚の鍛造製品とした。
精錬炉にて精錬し、造塊、加熱、鍛造処理を注意深く行
い、析出硬化処理を経て５０ｍｍ厚の鍛造製品とした。
そして常温での材質を調査するとともに、鍛造性、均質
性、被削性及び溶接性も調べた。
性、被削性及び溶接性も調べた。
鍛造性は、１０トン鋼塊の鍛造試験を実際に行って評価
し、均質性は、鋼塊相当位置の成分、機械的性質の比較
にて判断し被削性は、旋削性およびドリルによる穴あけ
加工性にて評価し、溶接性については開先つきＴＩＧ肉
盛溶接にて判定した。
し、均質性は、鋼塊相当位置の成分、機械的性質の比較
にて判断し被削性は、旋削性およびドリルによる穴あけ
加工性にて評価し、溶接性については開先つきＴＩＧ肉
盛溶接にて判定した。
表１から分るとおり、従来例の常温耐力は、ステンレス
鋼やＡ１合金では５００ＭＰａ以下であって目標とした
８００ＭＰａにはるかに及ばない。
鋼やＡ１合金では５００ＭＰａ以下であって目標とした
８００ＭＰａにはるかに及ばない。
高Ｎｉ （たとえばＡ２８６ ）やＴｉ合金の場合は目
標をある程度クリヤできるが、両材料とも構造材料とし
て多量に使うには高価であり、また鍛造性や溶接性もよ
くない。Ｔｉ合金は８００ＭＰａ以上の常温耐力を有す
るものの延性（伸び）とじん性（シャルピー衝撃値）が
劣る。
標をある程度クリヤできるが、両材料とも構造材料とし
て多量に使うには高価であり、また鍛造性や溶接性もよ
くない。Ｔｉ合金は８００ＭＰａ以上の常温耐力を有す
るものの延性（伸び）とじん性（シャルピー衝撃値）が
劣る。
これに対し、発明鋼のすべては８００ＭＰａ以上の常温
耐力と３０Ｊ以上の常温シャルピー吸収エネルギーを有
し、かつ延性、鍛造性、均質性、被削性、溶接性なども
良好であって透磁率も極めて低い値を示している。
耐力と３０Ｊ以上の常温シャルピー吸収エネルギーを有
し、かつ延性、鍛造性、均質性、被削性、溶接性なども
良好であって透磁率も極めて低い値を示している。
参考例のうちＮ００７は熱処理条件不適でじん性不良、
Ｎｏ、８はＣ含有量過多でじん性不良、Ｎ００９はＣ含
有量過少で強度不足、ＮＯ，１０は■含有量過多でじん
性不良、Ｎｏ、 １１はＣ含有量過多と熱処理条件不適
でじん性及び鍛造性不良、Ｎ００１２はＡＩ含有鋼で強
度とじん性のバランスはよいが鍛造性と均質性が不良の
ケースである。
Ｎｏ、８はＣ含有量過多でじん性不良、Ｎ００９はＣ含
有量過少で強度不足、ＮＯ，１０は■含有量過多でじん
性不良、Ｎｏ、 １１はＣ含有量過多と熱処理条件不適
でじん性及び鍛造性不良、Ｎ００１２はＡＩ含有鋼で強
度とじん性のバランスはよいが鍛造性と均質性が不良の
ケースである。
（発明の効果）
第１発明は超電導発電機のアウターローターのごとき著
大な常温強度と良好な延性とじん性、鍛造性、被削性、
溶接性を有することが要請される非磁性材料として必要
性能をコストアップの要因を内在することなく、有利に
満足することができ、第２発明は、該非磁性材料の有利
な製造方法に適合する。
大な常温強度と良好な延性とじん性、鍛造性、被削性、
溶接性を有することが要請される非磁性材料として必要
性能をコストアップの要因を内在することなく、有利に
満足することができ、第２発明は、該非磁性材料の有利
な製造方法に適合する。
第１図はＣ及び■含有量で層別した常温の耐力とシャル
ピー吸収エネルギーの区分図であり、第２図は溶体化処
理温度と析出処理温度で層別した常温の耐力とシャルピ
ー吸収エネルギーの区分図である。
ピー吸収エネルギーの区分図であり、第２図は溶体化処
理温度と析出処理温度で層別した常温の耐力とシャルピ
ー吸収エネルギーの区分図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．２〜０．６ｗｔ％、 Ｍｎ：２６〜３０ｗｔ％、 Ｃｒ：６〜８ｗｔ％、 Ｖ：１．０〜２．０ｗｔ％、 Ｎ：０．０２ｗｔ％未満、 Ｏ：０．００５ｗｔ％以下、 を含有し、残部は０．０１５％以下に抑制したＰ、０．
０１０％以下に抑制したＳ、その他不可避に混入する不
純物ならびにＦｅの組成になることを特徴とする、高強
度及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼。 ２、Ｃ：０．２〜０．６ｗｔ％、 Ｍｎ：２６〜３０ｗｔ％、 Ｃｒ：６〜８ｗｔ％、 Ｖ：１．０〜２．０ｗｔ％、 Ｎ：０．０２ｗｔ％未満、 Ｏ：０．００５ｗｔ％以下、 を含有し、残部は０．０１５％以下に抑制したＰ、０．
０１０％以下に抑制したＳ、その他不可避に混入する不
純物ならびにＦｅの組成になる鋼を、１０５０〜１１０
０℃、０．５〜３時間にて溶体化処理し、次いで６２５
〜６７５℃、５〜８０時間の範囲で析出硬化処理を行う
ことを特徴とする高強度、及び高じん性を有する析出硬
化型高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60129909A JPS61288052A (ja) | 1985-06-17 | 1985-06-17 | 高強度及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60129909A JPS61288052A (ja) | 1985-06-17 | 1985-06-17 | 高強度及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61288052A true JPS61288052A (ja) | 1986-12-18 |
| JPH0561342B2 JPH0561342B2 (ja) | 1993-09-06 |
Family
ID=15021387
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60129909A Granted JPS61288052A (ja) | 1985-06-17 | 1985-06-17 | 高強度及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61288052A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62271308A (ja) * | 1986-05-19 | 1987-11-25 | 日本原子力研究所 | 超電導ケ−ブル導体 |
| US5431753A (en) * | 1991-12-30 | 1995-07-11 | Pohang Iron & Steel Co. Ltd. | Manufacturing process for austenitic high manganese steel having superior formability, strengths and weldability |
-
1985
- 1985-06-17 JP JP60129909A patent/JPS61288052A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62271308A (ja) * | 1986-05-19 | 1987-11-25 | 日本原子力研究所 | 超電導ケ−ブル導体 |
| JPH0570887B2 (ja) * | 1986-05-19 | 1993-10-06 | Japan Atomic Energy Res Inst | |
| US5431753A (en) * | 1991-12-30 | 1995-07-11 | Pohang Iron & Steel Co. Ltd. | Manufacturing process for austenitic high manganese steel having superior formability, strengths and weldability |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0561342B2 (ja) | 1993-09-06 |
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