JPS626614B2 - - Google Patents
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- JPS626614B2 JPS626614B2 JP21147081A JP21147081A JPS626614B2 JP S626614 B2 JPS626614 B2 JP S626614B2 JP 21147081 A JP21147081 A JP 21147081A JP 21147081 A JP21147081 A JP 21147081A JP S626614 B2 JPS626614 B2 JP S626614B2
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Classifications
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
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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)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
この発明は、変態ひずみや熱ひずみ、すなわち
熱処理ひずみのきわめて少ない肌焼鋼の製造法に
関するものである。 一般に、肌焼鋼としては、JIS規格にSCr415、
SCr420、SCM415、およびSCM420などとして規
定されているＣ含有量が0.13〜0.25％の鋼が多用
されており、通常、これらの鋼を900〜950℃で浸
炭処理した後、850℃近傍から焼入れすることに
よつて製造されている。 しかし、上記従来肌焼鋼の製造においては、浸
炭処理後の芯部焼入れ処理が、浸炭表面部だけで
なく芯部も完全にオーステナイト相からの焼入れ
となるため、焼入れ後の組織はマルテンサイト組
織となり、この結果肌焼鋼に残留する変態ひずみ
は著しく大きなものとなる。このため、変態ひず
みを少なくする目的で、焼入れ処理後の芯部組織
をマルテンサイト組織としないようにすることも
考えられるが、この場合には、特に芯部のＣ含有
量が上記のように0.13〜0.25％と低いために、芯
部硬さが急激に低下し、かつ疲労強度が低下する
るようになることから、機械構造用として実用に
供することができないものとなる。 また、上記従来肌焼鋼の製造に際しては、上記
のように高温からの焼入れを行なうために熱ひず
みの発生も大きなものとなる。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、熱処理ひずみの少ない肌焼鋼を得べく研究を
行なつた結果、オーステナイト領域で浸炭処理を
行なつた後の鋼を、浸炭処理後の冷却過程、また
はA1点以下まで冷却後再加熱して、鋼芯部がオ
ーステナイト＋フエライト相で構成され、かつ鋼
浸炭表面部がオーステナイト相で構成された組織
に調整し、この状態から焼入れすると、鋼の主要
部分を占める芯部のオーステナイト＋フエライト
組織のうちの一部であるオーステナイトがマルテ
ンサイトまたはベーナイトに変態するだけですむ
ので、変態ひずみの発生が、従来のオーステナイ
ト相全体がマルテンサイトに変態する場合に比し
て著しく小さくなり、かつ前記組織状態からの焼
入れは、比較的低温焼入れとなるため熱ひずみの
発生も相対的に小さく、さらに前記芯部における
低温焼入れに伴う硬さ低下は、Ｃ含有量を高める
ことによつて、これを阻止することができるとい
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、Ｃ：0.35〜0.50％、Si：0.25％以
下、Mn：0.3〜1.3％、Cr：0.6〜1.5％、sol.Al：
0.02〜0.06％、Ｎ：0.006〜0.015％を含有し、さ
らに必要に応じてＶ：0.05〜0.5％を含有し、残
りがFeと不可避不純物からなる組成（以上重量
％）を有する鋼を、前記鋼のオーステナイト領域
で浸炭処理した後、浸炭処理後の冷却過程で、あ
るいはA1点以下（通常室温）まで冷却後再加熱
して、前記浸炭処理後の鋼の芯部がオーステナイ
ト＋フエライト相で構成され、かつ同浸炭表面部
がオーステナイト相で構成された組織に調整し、
この状態から焼入れすることによつて、所定の芯
部硬さを有し、かつ熱処理ひずみの少ない肌焼鋼
を製造することに特徴を有するものである。 なお、この発明における鋼芯部がオーステナイ
ト＋フエライト相からなり、一方鋼浸炭表面部が
オーステナイト相からなる組織は、浸炭表面部の
平衡変態温度であるAe3点またはAcm点（浸炭表
面部が亜共析または共析の場合にはAe3点、過共
析の場合にはAcm点）以上にして、芯部の平衡
変態温度であるAe3点以下の温度範囲内の所定温
度に20分以上保持することによつて形成すること
ができる。 つぎに、この発明の肌焼鋼の製造法において、
鋼の成分組成を上記の通りに限定した理由を説明
する。 (a) Ｃ Ｃ成分は、鋼芯部硬さを確保するために、通常
の肌焼鋼のＣ含有量：0.13〜0.25％に比して高い
0.35〜0.50％を含有するが、その含有量が0.35％
未満では、通常の肌焼鋼の芯部組織がマルテンサ
イトからなるのに対して、この発明の肌焼鋼の芯
部組織はフエライト＋マルテンサイト（ベイナイ
ト）となることから、所定の硬さを確保すること
ができず、機械構造用鋼に要求される強度を得る
ことが困難となり、一方0.50％を越えて含有させ
ると、切削性、冷間加工性、および靭性が急激に
低下するようになることから、その含有量を0.35
〜0.50％と定めた。 (b) Si Siは溶製時の脱酸用として必須のものである
が、0.25％を越えて含有すると、浸炭性が劣化す
るようになるばかりでなく、浸炭処理中の表面粒
界酸化が助長されるようになることから、その上
限値を0.25％と定めた。 (c) Mn Mnは、溶製時の脱酸脱硫剤として不可欠であ
るばかりでなく、焼入性確保のためにも必要な成
分であるが、その含有量が0.30％未満では、前記
のMn成分のもつ作用が充分に発揮されず、一方
1.3％を越えて含有させると、冷間加工性および
切削性が急激に劣化するようになることから、そ
の含有量を0.30〜1.3％と定めた。 (d) Cr Cr成分には、浸炭表面部の耐摩耗性を高める
と共に、芯部の強度および靭性を向上させる作用
があるが、その含有量が0.6％未満では前記作用
に所望の効果が得られず、一方1.5％を越えて含
有させると、浸炭表面部が過剰浸炭されて耐ピツ
チング性が劣化するようになることから、その含
有量を0.6〜1.5％と定めた。 (e) sol.Al Alは溶製時に脱酸剤として働き、かつＮと結
合してAlNを生成し、もつて浸炭時の結晶粒粗大
化を抑制する作用があるが、その含有量がsol.Al
で0.02％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方同じくsol.Alで0.06％を越えて含有させ
ると、結晶粒に粗大化傾向が表われるようになる
と共に、Al2O3が多量に生成するようになつて、
切削性が劣化することから、その含有量を0.02〜
0.06％と定めた。 (f) Ｎ ＮにはAlと結合してAlNを形成し、浸炭時の結
晶粒粗大化を抑制する作用があるが、その含有量
が0.006％未満では所望の結晶粒粗大化抑制効果
を確保することができず、一方0.015％を越えて
含有すると、冷間加工性が急激に劣化するように
なることから、その含有量を0.006〜0.015％と定
めた。 (g) Ｖ Ｖには、浸炭処理後、芯部をオーステナイト＋
フエライト組織とし、浸炭表面部をオーステナイ
ト組織とするための所定温度に所定時間保持する
工程で、芯部中に微細に分散したＶ炭窒化物とし
て析出し、芯部の硬さを向上させる作用があるの
で、特に芯部に高硬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0.05％未満で
は所望の硬さ向上効果が得られず、一方0.5％を
越えて含有させても、より一層の硬さ向上効果は
現われず、飽和状態となることから、経済性も考
慮して、その含有量を0.05〜0.5％と定めた。 なお、この発明にかかる鋼にCa、Ｐ、および
Ｓの１種以上を含有させると特性が何らそこなわ
れることなく快削性が一段と向上するようにな
る。 つぎに、この発明の方法を実施例により具体的
に説明する。 実施例 通常の溶解法および鋳造法により、それぞれ第
１表に示される成分組成をもつた鋼を製造し、こ
れらの鋼より第１図ａに正面図で、同ｂに側面図
で示される形状をもつた外径：55mmφ×内径：35
mmφ×厚さ：10mm×切欠き開口部幅：６mmのＣリ
ング試片を切出し、ついでこれら試片をガス浸炭
炉中に装入し、炉温：930℃、カーボンポテンシ
ヤル：0.75％、処理時間：６時間の条件で浸炭処
理を施し、浸炭処理後の冷却過程で、あるいは一
旦A1点以下に冷却後再加熱して、同じく第１表
に示される温度および時間の条件にて組織調整
し、直ちに60℃の油中に焼入れることによつて、
本発明肌焼鋼１〜13、比較肌焼鋼１〜４、および
従来肌焼鋼１，２をそれぞれ製造した。 なお、比較肌焼鋼１，２は、本発明肌焼鋼４と
同一の成分組成をもつが、組織調整時の温度が著
しく高い条件で製造されたものであり、また比較
肌焼鋼３は、同じく本発明肌焼鋼４と同一の成分
組成をもつが、組織調整時の保持時間が短かい条
件で製造されたものであり、したがつていずれの
比較肌焼鋼もこの発明に定める組織をもたない状
態で焼入れ処理が施されたものである。さらに、
比較肌焼鋼４は、Ｃ含有量がこの発明の範囲から
外れて低い組成をもつものである。 また、従来肌焼鋼１，２は、それぞれJIS・
SCr420および同SCM420に相当する組成をもつも
のである。 つぎに、この結果得られた各種肌焼鋼試片にお
ける切欠き開口部の変位量を測定し、第１表に合
せて示した。また第１表には前記試片の肉厚部芯
部のビツカース硬さも示した。 第１表に示される結果から明らかなように、製
造条件がこの発明の範囲から外れた比較肌焼鋼１
〜４および従来肌焼鋼１，２は、変位量および硬
さのうちいずれかの特性が劣るのに対して、本発
熱処理ひずみのきわめて少ない肌焼鋼の製造法に
関するものである。 一般に、肌焼鋼としては、JIS規格にSCr415、
SCr420、SCM415、およびSCM420などとして規
定されているＣ含有量が0.13〜0.25％の鋼が多用
されており、通常、これらの鋼を900〜950℃で浸
炭処理した後、850℃近傍から焼入れすることに
よつて製造されている。 しかし、上記従来肌焼鋼の製造においては、浸
炭処理後の芯部焼入れ処理が、浸炭表面部だけで
なく芯部も完全にオーステナイト相からの焼入れ
となるため、焼入れ後の組織はマルテンサイト組
織となり、この結果肌焼鋼に残留する変態ひずみ
は著しく大きなものとなる。このため、変態ひず
みを少なくする目的で、焼入れ処理後の芯部組織
をマルテンサイト組織としないようにすることも
考えられるが、この場合には、特に芯部のＣ含有
量が上記のように0.13〜0.25％と低いために、芯
部硬さが急激に低下し、かつ疲労強度が低下する
るようになることから、機械構造用として実用に
供することができないものとなる。 また、上記従来肌焼鋼の製造に際しては、上記
のように高温からの焼入れを行なうために熱ひず
みの発生も大きなものとなる。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、熱処理ひずみの少ない肌焼鋼を得べく研究を
行なつた結果、オーステナイト領域で浸炭処理を
行なつた後の鋼を、浸炭処理後の冷却過程、また
はA1点以下まで冷却後再加熱して、鋼芯部がオ
ーステナイト＋フエライト相で構成され、かつ鋼
浸炭表面部がオーステナイト相で構成された組織
に調整し、この状態から焼入れすると、鋼の主要
部分を占める芯部のオーステナイト＋フエライト
組織のうちの一部であるオーステナイトがマルテ
ンサイトまたはベーナイトに変態するだけですむ
ので、変態ひずみの発生が、従来のオーステナイ
ト相全体がマルテンサイトに変態する場合に比し
て著しく小さくなり、かつ前記組織状態からの焼
入れは、比較的低温焼入れとなるため熱ひずみの
発生も相対的に小さく、さらに前記芯部における
低温焼入れに伴う硬さ低下は、Ｃ含有量を高める
ことによつて、これを阻止することができるとい
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、Ｃ：0.35〜0.50％、Si：0.25％以
下、Mn：0.3〜1.3％、Cr：0.6〜1.5％、sol.Al：
0.02〜0.06％、Ｎ：0.006〜0.015％を含有し、さ
らに必要に応じてＶ：0.05〜0.5％を含有し、残
りがFeと不可避不純物からなる組成（以上重量
％）を有する鋼を、前記鋼のオーステナイト領域
で浸炭処理した後、浸炭処理後の冷却過程で、あ
るいはA1点以下（通常室温）まで冷却後再加熱
して、前記浸炭処理後の鋼の芯部がオーステナイ
ト＋フエライト相で構成され、かつ同浸炭表面部
がオーステナイト相で構成された組織に調整し、
この状態から焼入れすることによつて、所定の芯
部硬さを有し、かつ熱処理ひずみの少ない肌焼鋼
を製造することに特徴を有するものである。 なお、この発明における鋼芯部がオーステナイ
ト＋フエライト相からなり、一方鋼浸炭表面部が
オーステナイト相からなる組織は、浸炭表面部の
平衡変態温度であるAe3点またはAcm点（浸炭表
面部が亜共析または共析の場合にはAe3点、過共
析の場合にはAcm点）以上にして、芯部の平衡
変態温度であるAe3点以下の温度範囲内の所定温
度に20分以上保持することによつて形成すること
ができる。 つぎに、この発明の肌焼鋼の製造法において、
鋼の成分組成を上記の通りに限定した理由を説明
する。 (a) Ｃ Ｃ成分は、鋼芯部硬さを確保するために、通常
の肌焼鋼のＣ含有量：0.13〜0.25％に比して高い
0.35〜0.50％を含有するが、その含有量が0.35％
未満では、通常の肌焼鋼の芯部組織がマルテンサ
イトからなるのに対して、この発明の肌焼鋼の芯
部組織はフエライト＋マルテンサイト（ベイナイ
ト）となることから、所定の硬さを確保すること
ができず、機械構造用鋼に要求される強度を得る
ことが困難となり、一方0.50％を越えて含有させ
ると、切削性、冷間加工性、および靭性が急激に
低下するようになることから、その含有量を0.35
〜0.50％と定めた。 (b) Si Siは溶製時の脱酸用として必須のものである
が、0.25％を越えて含有すると、浸炭性が劣化す
るようになるばかりでなく、浸炭処理中の表面粒
界酸化が助長されるようになることから、その上
限値を0.25％と定めた。 (c) Mn Mnは、溶製時の脱酸脱硫剤として不可欠であ
るばかりでなく、焼入性確保のためにも必要な成
分であるが、その含有量が0.30％未満では、前記
のMn成分のもつ作用が充分に発揮されず、一方
1.3％を越えて含有させると、冷間加工性および
切削性が急激に劣化するようになることから、そ
の含有量を0.30〜1.3％と定めた。 (d) Cr Cr成分には、浸炭表面部の耐摩耗性を高める
と共に、芯部の強度および靭性を向上させる作用
があるが、その含有量が0.6％未満では前記作用
に所望の効果が得られず、一方1.5％を越えて含
有させると、浸炭表面部が過剰浸炭されて耐ピツ
チング性が劣化するようになることから、その含
有量を0.6〜1.5％と定めた。 (e) sol.Al Alは溶製時に脱酸剤として働き、かつＮと結
合してAlNを生成し、もつて浸炭時の結晶粒粗大
化を抑制する作用があるが、その含有量がsol.Al
で0.02％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方同じくsol.Alで0.06％を越えて含有させ
ると、結晶粒に粗大化傾向が表われるようになる
と共に、Al2O3が多量に生成するようになつて、
切削性が劣化することから、その含有量を0.02〜
0.06％と定めた。 (f) Ｎ ＮにはAlと結合してAlNを形成し、浸炭時の結
晶粒粗大化を抑制する作用があるが、その含有量
が0.006％未満では所望の結晶粒粗大化抑制効果
を確保することができず、一方0.015％を越えて
含有すると、冷間加工性が急激に劣化するように
なることから、その含有量を0.006〜0.015％と定
めた。 (g) Ｖ Ｖには、浸炭処理後、芯部をオーステナイト＋
フエライト組織とし、浸炭表面部をオーステナイ
ト組織とするための所定温度に所定時間保持する
工程で、芯部中に微細に分散したＶ炭窒化物とし
て析出し、芯部の硬さを向上させる作用があるの
で、特に芯部に高硬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0.05％未満で
は所望の硬さ向上効果が得られず、一方0.5％を
越えて含有させても、より一層の硬さ向上効果は
現われず、飽和状態となることから、経済性も考
慮して、その含有量を0.05〜0.5％と定めた。 なお、この発明にかかる鋼にCa、Ｐ、および
Ｓの１種以上を含有させると特性が何らそこなわ
れることなく快削性が一段と向上するようにな
る。 つぎに、この発明の方法を実施例により具体的
に説明する。 実施例 通常の溶解法および鋳造法により、それぞれ第
１表に示される成分組成をもつた鋼を製造し、こ
れらの鋼より第１図ａに正面図で、同ｂに側面図
で示される形状をもつた外径：55mmφ×内径：35
mmφ×厚さ：10mm×切欠き開口部幅：６mmのＣリ
ング試片を切出し、ついでこれら試片をガス浸炭
炉中に装入し、炉温：930℃、カーボンポテンシ
ヤル：0.75％、処理時間：６時間の条件で浸炭処
理を施し、浸炭処理後の冷却過程で、あるいは一
旦A1点以下に冷却後再加熱して、同じく第１表
に示される温度および時間の条件にて組織調整
し、直ちに60℃の油中に焼入れることによつて、
本発明肌焼鋼１〜13、比較肌焼鋼１〜４、および
従来肌焼鋼１，２をそれぞれ製造した。 なお、比較肌焼鋼１，２は、本発明肌焼鋼４と
同一の成分組成をもつが、組織調整時の温度が著
しく高い条件で製造されたものであり、また比較
肌焼鋼３は、同じく本発明肌焼鋼４と同一の成分
組成をもつが、組織調整時の保持時間が短かい条
件で製造されたものであり、したがつていずれの
比較肌焼鋼もこの発明に定める組織をもたない状
態で焼入れ処理が施されたものである。さらに、
比較肌焼鋼４は、Ｃ含有量がこの発明の範囲から
外れて低い組成をもつものである。 また、従来肌焼鋼１，２は、それぞれJIS・
SCr420および同SCM420に相当する組成をもつも
のである。 つぎに、この結果得られた各種肌焼鋼試片にお
ける切欠き開口部の変位量を測定し、第１表に合
せて示した。また第１表には前記試片の肉厚部芯
部のビツカース硬さも示した。 第１表に示される結果から明らかなように、製
造条件がこの発明の範囲から外れた比較肌焼鋼１
〜４および従来肌焼鋼１，２は、変位量および硬
さのうちいずれかの特性が劣るのに対して、本発
【表】
明肌焼鋼１〜１３は、いずれも変位量が小さく、
熱処理ひずみの少ないものであるばかりでなく、
320以上のビツカース硬さを示し、機械構造用と
して充分に実用に供せられるものであることがわ
かる。 また、第２図には、本発明肌焼鋼４について、
焼入れ温度となる組織調整時の温度を種々変化さ
せた場合の変位量と硬さの変化を示した。なお、
第２図における浸炭表面部の硬さは表面より0.05
mm深さ位置のものである。 第２図に示されるように、焼入れ温度となる組
織調整時の温度を、浸炭表面部のAe3点と芯部の
Ae3点の範囲内の温度とした場合に、浸炭表面部
がオーステナイト相で、芯部がオーステナイト＋
フエライト相で構成された組織となることから、
相対的に熱ひずみが少ない状態で、機械構造用と
して十分実用に供せられる硬さを確保できること
が明らかである。 上述のように、この発明によれば、熱処理ひず
みがきわめて小さく、かつ機械構造用として十分
実用に供される浸炭表面部硬さおよび芯部硬さを
もつた肌焼鋼を製造することができるのである。
熱処理ひずみの少ないものであるばかりでなく、
320以上のビツカース硬さを示し、機械構造用と
して充分に実用に供せられるものであることがわ
かる。 また、第２図には、本発明肌焼鋼４について、
焼入れ温度となる組織調整時の温度を種々変化さ
せた場合の変位量と硬さの変化を示した。なお、
第２図における浸炭表面部の硬さは表面より0.05
mm深さ位置のものである。 第２図に示されるように、焼入れ温度となる組
織調整時の温度を、浸炭表面部のAe3点と芯部の
Ae3点の範囲内の温度とした場合に、浸炭表面部
がオーステナイト相で、芯部がオーステナイト＋
フエライト相で構成された組織となることから、
相対的に熱ひずみが少ない状態で、機械構造用と
して十分実用に供せられる硬さを確保できること
が明らかである。 上述のように、この発明によれば、熱処理ひず
みがきわめて小さく、かつ機械構造用として十分
実用に供される浸炭表面部硬さおよび芯部硬さを
もつた肌焼鋼を製造することができるのである。
第１図はＣリング試片を示し、同ａは正面図、
同ｂは側面図、第２図は焼入れ温度と、Ｃリング
試片の開口部変位量および同硬さとの関係を示し
た図である。
同ｂは側面図、第２図は焼入れ温度と、Ｃリング
試片の開口部変位量および同硬さとの関係を示し
た図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.35〜0.5％、Si：0.25％以下、 Mn：0.3〜1.3％、Cr：0.6〜1.5％、 sol.Al：0.02〜0.06％、 Ｎ：0.006〜0.015％、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以上重量％）を有する鋼を、前記鋼のオース
テナイト領域で浸炭処理した後、鋼浸炭表面部組
織をオーステナイト相に、かつ鋼芯部組織をオー
ステナイト＋フエライト相に組織調整し、この状
態から焼入れすることを特徴とする熱処理ひずみ
の少ない肌焼鋼の製造法。 ２ Ｃ：0.35〜0.5％、Si：0.25％以下、 Mn：0.3〜1.3％、Cr：0.6〜1.5％、 sol.Al：0.02〜0.06％、 Ｎ：0.006〜0.015％、 を含有し、さらに、 Ｖ：0.05〜0.5％、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以上重量％）を有する鋼を、前記鋼のオース
テナイト領域で浸炭処理した後、鋼浸炭表面部組
織をオーステナイト相に、かつ鋼芯部組織をオー
ステナイト＋フエライト相に組織調整し、この状
態から焼入れすることを特徴とする熱処理ひずみ
の少ない肌焼鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21147081A JPS58113316A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 熱処理ひずみの少ない肌焼鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21147081A JPS58113316A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 熱処理ひずみの少ない肌焼鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58113316A JPS58113316A (ja) | 1983-07-06 |
| JPS626614B2 true JPS626614B2 (ja) | 1987-02-12 |
Family
ID=16606468
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21147081A Granted JPS58113316A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 熱処理ひずみの少ない肌焼鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58113316A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170543A (ja) * | 1985-01-23 | 1986-08-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐摩耗性窒化用鋼 |
| JPS61210154A (ja) * | 1985-03-13 | 1986-09-18 | Kobe Steel Ltd | 低歪浸炭用鋼 |
| JPS6365053A (ja) * | 1986-09-04 | 1988-03-23 | Kobe Steel Ltd | 高温ガス浸炭用二相鋼 |
| KR101617985B1 (ko) | 2012-01-26 | 2016-05-03 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열처리 변형이 작은 표면 경화 강재 |
-
1981
- 1981-12-25 JP JP21147081A patent/JPS58113316A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58113316A (ja) | 1983-07-06 |
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