JPS5929649B2 - 延性靭性の著しくすぐれた超高張力鋼素管の製造方法 - Google Patents
延性靭性の著しくすぐれた超高張力鋼素管の製造方法Info
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- JPS5929649B2 JPS5929649B2 JP51104568A JP10456876A JPS5929649B2 JP S5929649 B2 JPS5929649 B2 JP S5929649B2 JP 51104568 A JP51104568 A JP 51104568A JP 10456876 A JP10456876 A JP 10456876A JP S5929649 B2 JPS5929649 B2 JP S5929649B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
- C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
-
- 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
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
- C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
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- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は延性、靭性の著しくすぐれた超高張力鋼管に関
するものである。
するものである。
現在市販されている超高張力鋼索管としては引張強さが
２１０〜２３０ ｋｇ １ｍｒ１級のマルエージ鋼管が
ある。
２１０〜２３０ ｋｇ １ｍｒ１級のマルエージ鋼管が
ある。
しかしながら最近要求性能が高くなり引張強さが２５５
ｋｇ／−以上で、かつ延性、靭性にすぐれた超高張力鋼
管が求められるようになった。
ｋｇ／−以上で、かつ延性、靭性にすぐれた超高張力鋼
管が求められるようになった。
現在知られている引張強さが２５５ｋｇ／ｍ４以上のマ
ルエー肩には例えば米国特許第３３５９０９４号に示さ
れた１３％Ｎｉ−１５１ＣＯ−１０％Ｍｏ系があるが、
これは良好な延性、靭性を得るには鉄と鋼ｖｏｌ ６０
（１９７４）′Ｓ２８１ 及びＭｏ１６１ （１９７
５）Ｓ６４５に示すように熱間で特殊な加工を行うか、
急速加熱（例えば９７５℃までの昇温か２分）によるく
り返し熱処理を行わねばならず、鋼管にこのような熱間
加工あるいは熱処理を施すことは困難である。
ルエー肩には例えば米国特許第３３５９０９４号に示さ
れた１３％Ｎｉ−１５１ＣＯ−１０％Ｍｏ系があるが、
これは良好な延性、靭性を得るには鉄と鋼ｖｏｌ ６０
（１９７４）′Ｓ２８１ 及びＭｏ１６１ （１９７
５）Ｓ６４５に示すように熱間で特殊な加工を行うか、
急速加熱（例えば９７５℃までの昇温か２分）によるく
り返し熱処理を行わねばならず、鋼管にこのような熱間
加工あるいは熱処理を施すことは困難である。
本発明は上述の実情に鑑み、特殊な処理を施すことな（
、製造が容易で、かつ延性、靭性の著しくすぐれたマル
エージ鋼管の開発を目的とし種々実験研究を重ねた結果
得られるもので、Ｎｉ１５０〜１８．５％、Ｃｏ １２
．５〜１５．０ ％、Ｍｏ５．０〜６．９％、Ｔｉ１０
０〜１．２８％、Ａ１０．０１〜０、２０ ％ 、残部
は実質的にＦｅよりなる鋼を熱間押出をして鋼索管を得
、次いで該素管を冷間加工して５〜２５ヂの肉厚減少率
を与え、しかる後、室温より８００〜９５０℃の温度に
２０分〜２時間で昇温し、該温度に３０分〜３時間保持
し、冷却後、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間の
時効処理を施すことを特徴とする引張強さ２５５ｋｇ
／ｍ４以上の著しく延性、靭性のすぐれた超高張力鋼索
管の製造方法を要旨とする。
、製造が容易で、かつ延性、靭性の著しくすぐれたマル
エージ鋼管の開発を目的とし種々実験研究を重ねた結果
得られるもので、Ｎｉ１５０〜１８．５％、Ｃｏ １２
．５〜１５．０ ％、Ｍｏ５．０〜６．９％、Ｔｉ１０
０〜１．２８％、Ａ１０．０１〜０、２０ ％ 、残部
は実質的にＦｅよりなる鋼を熱間押出をして鋼索管を得
、次いで該素管を冷間加工して５〜２５ヂの肉厚減少率
を与え、しかる後、室温より８００〜９５０℃の温度に
２０分〜２時間で昇温し、該温度に３０分〜３時間保持
し、冷却後、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間の
時効処理を施すことを特徴とする引張強さ２５５ｋｇ
／ｍ４以上の著しく延性、靭性のすぐれた超高張力鋼索
管の製造方法を要旨とする。
即ち、本発明の成分上の特徴は、上記の１３ ％Ｎｉ−
１．５係Ｃｏ−１０％Ｍｏ系と比較してＭｏ量を低く抑
え、熱処理時の昇温過程で生成し、機械的性質を著しく
劣化させるＭｏの金属間化合物をなくシ、急速加熱等の
特殊な熱処理を必要とせず、かつＭｏの低減によりＭｓ
点の上昇をはかり、これによってＮｉの増加を可能とし
、従って靭性の向上をはかることに成分上の特徴がある
。
１．５係Ｃｏ−１０％Ｍｏ系と比較してＭｏ量を低く抑
え、熱処理時の昇温過程で生成し、機械的性質を著しく
劣化させるＭｏの金属間化合物をなくシ、急速加熱等の
特殊な熱処理を必要とせず、かつＭｏの低減によりＭｓ
点の上昇をはかり、これによってＮｉの増加を可能とし
、従って靭性の向上をはかることに成分上の特徴がある
。
さらに鋼管の状態で５〜２５俸と、比較的軽度の冷間加
工を加え、その後熱処理を行うことにより結晶粒を著し
く微細化し延性、靭性の向上をはかることを特徴とする
。
工を加え、その後熱処理を行うことにより結晶粒を著し
く微細化し延性、靭性の向上をはかることを特徴とする
。
さらに鋼管に施される処理は上記成分範囲に限定するこ
とにより有効かつ可能となるものである。
とにより有効かつ可能となるものである。
更に所望により、熱間加工後、冷間加工前の素管を室温
より８００〜９５０℃の温度に２０分〜２時間で昇温し
、該温度に３０分〜３時間保持して溶体化処理し、次の
冷間加工を容易にしてもよい。
より８００〜９５０℃の温度に２０分〜２時間で昇温し
、該温度に３０分〜３時間保持して溶体化処理し、次の
冷間加工を容易にしてもよい。
次に本発明における鋼の成分を限定した理由について説
明する。
明する。
Ｎｉを１５．０〜１８．５％に限定したのは、１５係未
満では引張強さ、伸び、絞りが低下し、また１８．５％
を越えるとＭｓ点が低下し、室温においてオーステナイ
トが残留し強度が著しく低下する。
満では引張強さ、伸び、絞りが低下し、また１８．５％
を越えるとＭｓ点が低下し、室温においてオーステナイ
トが残留し強度が著しく低下する。
かかる理由からＮｉを１５．０〜１８．５％とした。
Ｃｏを１２．５〜１５．０％と限定したのは、１２．５
％未満では引張強さが低下し、また１５．０％をこえる
と引張強さは上昇するが伸び、絞りは低下し、切欠強度
が著しく低下する。
％未満では引張強さが低下し、また１５．０％をこえる
と引張強さは上昇するが伸び、絞りは低下し、切欠強度
が著しく低下する。
Ｍｏを５．０〜６．９％に限定したのは、５．０％未満
では引張強さが低下する。
では引張強さが低下する。
６．９係を越えると伸び、絞り、切欠強度が著しく低下
する。
する。
またＭ。が６．９％をこえると熱処理において加熱途中
でＭｏの金属間化合物が生成し機械的性質を著しく劣化
させるとともに、結晶粒の微細化を妨害し、伸び、絞り
を低下させる。
でＭｏの金属間化合物が生成し機械的性質を著しく劣化
させるとともに、結晶粒の微細化を妨害し、伸び、絞り
を低下させる。
このため熱処理においては急速加熱あるいは急速加熱の
くり返しを実施しなげればならず、製造上の困難をとも
なう。
くり返しを実施しなげればならず、製造上の困難をとも
なう。
またＭｏの量が多くなると熱間加工性が低下し、熱間押
出による鋼管製造が困難となる。
出による鋼管製造が困難となる。
かかる理由からＭｏを５．０〜６．９係とした。
Ｔｉを１．００〜１．２８係としたのは、１．ＯＯ係未
満では引張強さが低下する。
満では引張強さが低下する。
また１、２８％をこえると伸び、絞り、切欠強度が著し
く劣化する。
く劣化する。
ＡＡを０．０１〜０．２０％としたのは、ＡｌはＴｉ添
加前の脱酸剤としてＴｉの歩留向上に寄与するほかＴｉ
と同様に析出強化にも有効である。
加前の脱酸剤としてＴｉの歩留向上に寄与するほかＴｉ
と同様に析出強化にも有効である。
しかしながら０．０１％未満では脱酸剤としての効果が
顕著でなく靭性を劣化させる。
顕著でなく靭性を劣化させる。
また０２係をこえると伸び、絞り、切欠強度を著しく低
下させる。
下させる。
このような理由からＡｌを０．０１〜０．２０％と限定
した。
した。
次に鋼管の製造条件を限定した理由について説明する。
熱間押出にて鋼管を製造するのは、長さ２ｍ以上の鋼管
が製造でき、生産性が高く、かつ、鋼管の寸法精度が良
好であるからである。
が製造でき、生産性が高く、かつ、鋼管の寸法精度が良
好であるからである。
熱間押出にて得られた鋼管はそのままでも冷間加工が可
能であり、熱処理（溶体化処理）を施さずに冷間加工を
行ってもよい。
能であり、熱処理（溶体化処理）を施さずに冷間加工を
行ってもよい。
また所望により熱間押出鋼管に室温より８００〜９５０
℃まで２０分〜２時間で昇温させ、３０分ないし３時間
保持の熱処理（溶体化処理）を加えるのは、この処理に
より冷間加工前の強度を低下させ冷間加工性を向上させ
るとともに鋼管の品質を均一化するためである。
℃まで２０分〜２時間で昇温させ、３０分ないし３時間
保持の熱処理（溶体化処理）を加えるのは、この処理に
より冷間加工前の強度を低下させ冷間加工性を向上させ
るとともに鋼管の品質を均一化するためである。
溶体化処理の条件を限定した理由は後述する。
冷間加工は、鋼管にマンドレルを挿入し、室温にて引抜
か、孔型圧延あるいは鍛造にて与える。
か、孔型圧延あるいは鍛造にて与える。
冷間加工中の鋼管の温度上昇は、時効硬化を考慮すると
２５０℃以下に抑えることが望ましい。
２５０℃以下に抑えることが望ましい。
鋼管の冷間加工による肉厚減少率は、５係繕では効果が
顕著でなく、伸び、絞り、切欠強度は低い。
顕著でなく、伸び、絞り、切欠強度は低い。
また２５係を越えると伸び、絞り、切欠強度はもはや向
上しない。
上しない。
また冷間加工が困難となり、割れが発生し易くなる。
このような理由から５〜２５％に限定した。
冷間加工後の熱処理（溶体化処理）を室温より８００〜
９５０℃まで２０分〜２時間で昇温させ、３０分ないし
３時間保持後室温まで冷却させる理由は、２０分未満の
昇温では製造技術上困難であり、かつ鋼管各位置におい
て温度の変動が大きくなり性質の均一性に問題となる。
９５０℃まで２０分〜２時間で昇温させ、３０分ないし
３時間保持後室温まで冷却させる理由は、２０分未満の
昇温では製造技術上困難であり、かつ鋼管各位置におい
て温度の変動が大きくなり性質の均一性に問題となる。
また２時間を越えると結晶粒の粗大化が生じるほか、Ｍ
Ｏの金属間化合物あるいはミクロ偏析が発生し易くなり
、伸び、絞り、切欠強度を低下させる。
Ｏの金属間化合物あるいはミクロ偏析が発生し易くなり
、伸び、絞り、切欠強度を低下させる。
また均熱温度を８００℃〜９５０℃、均熱時間を３０分
〜３時間としたのは、それぞれ８００°Ｃ未満、３０分
未満では溶体化が不十分でありオーステナイトあるいは
残留析出物が発生し、引張強さ、伸び、絞り、切欠強度
を低下させる。
〜３時間としたのは、それぞれ８００°Ｃ未満、３０分
未満では溶体化が不十分でありオーステナイトあるいは
残留析出物が発生し、引張強さ、伸び、絞り、切欠強度
を低下させる。
また均熱温度が９５０°Ｃ１保持時間が３時間をこえる
と結晶粒が粗大化し、引張強さは低くなり、かつ伸び、
絞り、切欠強度が低下する。
と結晶粒が粗大化し、引張強さは低くなり、かつ伸び、
絞り、切欠強度が低下する。
かかる理由から溶体化処理条件を限定した。
なお前原の冷間加工前の熱処理条件についても同様の理
由で限定した。
由で限定した。
時効条件については、加熱温度が４５０℃未満、保持時
間が１時間未満では引張強さは低く、かつ、延性、靭性
も劣る。
間が１時間未満では引張強さは低く、かつ、延性、靭性
も劣る。
加熱温度が５５０℃を越えるか、保持時間が１０時間を
越えると過時効となり引張強さが低下する。
越えると過時効となり引張強さが低下する。
このような理由で時効条件を限定した。
このようにして製造された素管はそのまま４５０〜５５
０℃で１〜１０時間の時効処理を施すことにより、引張
強さが２５５ ｋｇ ／ｍ７ｆｔ以上で、かつすぐれた
靭性、延性を有するようになるが、素管の状態では延性
、機械加工性が良好であるので最終製品製造のため冷間
加工、あるいは機械加工を施したのち、上記の時効処理
を施してもよい。
０℃で１〜１０時間の時効処理を施すことにより、引張
強さが２５５ ｋｇ ／ｍ７ｆｔ以上で、かつすぐれた
靭性、延性を有するようになるが、素管の状態では延性
、機械加工性が良好であるので最終製品製造のため冷間
加工、あるいは機械加工を施したのち、上記の時効処理
を施してもよい。
実施例 １
第１表に示す化学組成の鋼を、同じく第１表に示す条件
で冷間加工、溶体化処理及び時効処理し、得られた試片
の機械的性質を表に示す。
で冷間加工、溶体化処理及び時効処理し、得られた試片
の機械的性質を表に示す。
本発明鋼Ａは本発明になる製造方法により、伸び、絞り
、切欠強度が著しく向上し、同一鋼種で従来法で製造し
た場合と比較して伸び、絞り、切欠強度が著しくすぐれ
ていることが解る。
、切欠強度が著しく向上し、同一鋼種で従来法で製造し
た場合と比較して伸び、絞り、切欠強度が著しくすぐれ
ていることが解る。
また従来鋼のうちＢ鋼はＣｏｂａｌｔ （１９７３）３
に、Ｃ鋼は前記５鉄と鋼“Ｖｏ１６１ （１９７５）Ｓ
６４５に示された１３係Ｎｉ−１５チＣｏ −１０％Ｍ
ｏ系マルエージ鋼で、Ｂ鋼で示すような従来の熱処理で
は伸び、絞りは著しく低い。
に、Ｃ鋼は前記５鉄と鋼“Ｖｏ１６１ （１９７５）Ｓ
６４５に示された１３係Ｎｉ−１５チＣｏ −１０％Ｍ
ｏ系マルエージ鋼で、Ｂ鋼で示すような従来の熱処理で
は伸び、絞りは著しく低い。
またＣ鋼で示すような急速加熱のくり返しを行ったもの
は比較的良好な絞りを得るが、このような処理を鋼管に
適用して実施することは困難である。
は比較的良好な絞りを得るが、このような処理を鋼管に
適用して実施することは困難である。
実施例 ２
上記の化学組成のＡ鋼を熱間押出し加工後、０〜２５係
の肉厚減少率で冷間加工し、その後室温よりの昇温時間
４０分、均熱温度８６０℃、均熱時間１時間で溶体化処
理を行い、次いで５００℃で４時間の時効処理を行ない
、得られた素管の引張強さく第１図Ａ）、伸び（第１図
Ｂ中の白丸印○で示す）、絞り（第１図Ｂ中の黒丸印・
で示す）、及び切欠強度（第１図Ｃ）を示す。
の肉厚減少率で冷間加工し、その後室温よりの昇温時間
４０分、均熱温度８６０℃、均熱時間１時間で溶体化処
理を行い、次いで５００℃で４時間の時効処理を行ない
、得られた素管の引張強さく第１図Ａ）、伸び（第１図
Ｂ中の白丸印○で示す）、絞り（第１図Ｂ中の黒丸印・
で示す）、及び切欠強度（第１図Ｃ）を示す。
第１図Ａ、Ｂ。Ｃに示す結果より明らかな如く、本発明
に従う５〜２５係の肉厚減少率の冷間加工では、延性及
び靭性共に著しく優れている。
に従う５〜２５係の肉厚減少率の冷間加工では、延性及
び靭性共に著しく優れている。
添付の図面は、冷間加工における肉厚減少率と得られた
素管の引張強さく第１図Ａ）、伸び（第１図Ｂ中の白丸
印○）、絞り（第１図Ｂ中の黒丸印・）、切欠強度（第
１図Ｃ）との関係を示すグラフである。
素管の引張強さく第１図Ａ）、伸び（第１図Ｂ中の白丸
印○）、絞り（第１図Ｂ中の黒丸印・）、切欠強度（第
１図Ｃ）との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- Ｉ Ｎｉ １５．０〜１８．５ ％ 、Ｃｏ １２．
５〜１５．０％ 、Ｍｏ ５．０〜６．９％、Ｔｉ １
．００〜１．２８％、ＡｌＯ，０１〜０．２０ ％、残
部は実質的にＦｅよりなる鋼を熱間押出をして鋼索管を
得、次いで該素管を冷間加工して５〜２５係の肉厚減少
率を与え、しかる後、室温より８００〜９５０℃の温度
に２０分〜２時間で昇温し、該温度に３０分〜３時間保
持し、冷却後、４５０〜５５０℃の温度で１〜１０時間
の時効処理を施すことを特徴とする引張強さ２５５１ｙ
７ｍ４以上の著しく延性、靭性のすぐれた超高張力鋼
索管の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP51104568A JPS5929649B2 (ja) | 1976-08-31 | 1976-08-31 | 延性靭性の著しくすぐれた超高張力鋼素管の製造方法 |
| GB35328/77A GB1556555A (en) | 1976-08-31 | 1977-08-23 | Method of producing a tube of ultra-high strength steel having remarkably ductility and toughness |
| AU28205/77A AU508305B2 (en) | 1976-08-31 | 1977-08-25 | Ultra-high strenght maraging ni-co-mo-ti-al tubular steel |
| US05/827,989 US4102711A (en) | 1976-08-31 | 1977-08-26 | Method of producing a tube of ultra-high strength steel having remarkably improved ductility and toughness |
| FR7726319A FR2363633A1 (fr) | 1976-08-31 | 1977-08-30 | Methode de production d'un tuble d'acier a tres haute resistance, ayant une ductilite et une tenacite remarquablement ameliorees |
| DE2739264A DE2739264C2 (de) | 1976-08-31 | 1977-08-31 | Verfahren zum Herstellen von Rohren aus hochfestem Stahl |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP51104568A JPS5929649B2 (ja) | 1976-08-31 | 1976-08-31 | 延性靭性の著しくすぐれた超高張力鋼素管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5329220A JPS5329220A (en) | 1978-03-18 |
| JPS5929649B2 true JPS5929649B2 (ja) | 1984-07-21 |
Family
ID=14384044
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP51104568A Expired JPS5929649B2 (ja) | 1976-08-31 | 1976-08-31 | 延性靭性の著しくすぐれた超高張力鋼素管の製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4102711A (ja) |
| JP (1) | JPS5929649B2 (ja) |
| AU (1) | AU508305B2 (ja) |
| DE (1) | DE2739264C2 (ja) |
| FR (1) | FR2363633A1 (ja) |
| GB (1) | GB1556555A (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| DE2900022C3 (de) * | 1979-01-02 | 1981-12-03 | Estel Hoesch Werke Ag, 4600 Dortmund | Verfahren zum Herstellen von Profilen |
| SE452028B (sv) * | 1982-04-30 | 1987-11-09 | Skf Steel Eng Ab | Anvendning av ror framstellda av kolstal eller laglegerat stal i sur, svavelvetehaltig miljo |
| JPH01252724A (ja) * | 1988-03-31 | 1989-10-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルエージング鋼製円筒素材の製造方法 |
| JP4019772B2 (ja) * | 2002-04-18 | 2007-12-12 | 住友金属工業株式会社 | 継目無管の製造方法 |
| DE602004028575D1 (de) * | 2003-01-24 | 2010-09-23 | Ellwood Nat Forge Co | eglin stahl- eine niedriglegierte hochfeste zusammensetzung |
| CN103451580A (zh) * | 2013-09-12 | 2013-12-18 | 江南工业集团有限公司 | 一种铝合金管形件固溶处理方法 |
| CN110280592B (zh) * | 2019-07-19 | 2020-09-11 | 大冶特殊钢有限公司 | 一种超高强度合金的无缝管轧制方法 |
| US20220193776A1 (en) * | 2020-12-18 | 2022-06-23 | Divergent Technologies, Inc. | Hybrid processing of freeform deposition material by progressive forging |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1969665A (en) * | 1931-11-28 | 1934-08-07 | Wellman Seaver Rolling Mill Co | Tube manufacture |
| US2184624A (en) * | 1937-12-03 | 1939-12-26 | Nat Tube Co | Manufacture of steel or alloy tubes |
| US3093519A (en) * | 1961-01-03 | 1963-06-11 | Int Nickel Co | Age-hardenable, martensitic iron-base alloys |
| FR1292397A (fr) * | 1961-03-24 | 1962-05-04 | Lorraine Escaut Sa | Procédé de fabrication de tubes sans soudure applicable, notamment, aux alliages spéciaux |
| FR84125E (fr) * | 1963-08-02 | 1964-11-27 | Mond Nickel Co Ltd | Acier allié |
| US3359094A (en) * | 1965-05-20 | 1967-12-19 | Int Nickel Co | Ferrous alloys of exceptionally high strength |
| US3453102A (en) * | 1966-03-08 | 1969-07-01 | Int Nickel Co | High strength,ductile maraging steel |
| JPS56488B2 (ja) * | 1973-03-19 | 1981-01-08 | ||
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