JPH0445575B2 - - Google Patents
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- JPH0445575B2 JPH0445575B2 JP58195328A JP19532883A JPH0445575B2 JP H0445575 B2 JPH0445575 B2 JP H0445575B2 JP 58195328 A JP58195328 A JP 58195328A JP 19532883 A JP19532883 A JP 19532883A JP H0445575 B2 JPH0445575 B2 JP H0445575B2
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- Japan
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- less
- intergranular corrosion
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- welding
- weld metal
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550°C
- B23K35/3053—Fe as the principal constituent
- B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
- B23K35/3086—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent containing Ni or Mn
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Description
この発明は肉盛溶接金属に係り、特に低合金鋼
に対して溶接を行う際、粒界腐食を大幅に低減し
得る合金に関する。 例えば軽水型の発電用原子炉に使用される圧力
容器の内面に対しては耐食性を向上させるためオ
ーステナイト系のステンレス鋼が肉盛溶接されて
いる。肉盛溶接は大部分が帯状電極肉盛溶接法を
用いて行なわれており、溶接金属としてSUS308
系の成分を有する溶接金属が得られている。一方
圧力容器本体を構成する母材は、Mn−Ni−Mo
鋼等の低合金鋼が用いられているため溶接後約
620℃で熱処理が行われている。しかし、この熱
処理によつて前記溶接金属についてはCr炭化物
の粒界析出を生じ、鋭敏化して耐粒界腐食性が劣
化する。この耐粒界腐食性を改善するたには溶接
金属中のＣ量を低下させることが有効であり、溶
着金属としてＣ含有量の低い金属を使用すること
が効果的である。しかし溶接時に溶着金属に対し
て母材が溶け込み溶接材料の成分がうすめられ
て、母材の成分の影響を受ける現象、つまり希釈
によつて母材側のＣが混入し、溶着金属を低Ｃと
してその効果に限界がある。従つて現在工業的に
得られる低Ｃレベルのステンレス鋼、例えば下表
のSUS309ステンレス鋼を用いても溶接金属は粒
界腐食を受けることが確認されている。
に対して溶接を行う際、粒界腐食を大幅に低減し
得る合金に関する。 例えば軽水型の発電用原子炉に使用される圧力
容器の内面に対しては耐食性を向上させるためオ
ーステナイト系のステンレス鋼が肉盛溶接されて
いる。肉盛溶接は大部分が帯状電極肉盛溶接法を
用いて行なわれており、溶接金属としてSUS308
系の成分を有する溶接金属が得られている。一方
圧力容器本体を構成する母材は、Mn−Ni−Mo
鋼等の低合金鋼が用いられているため溶接後約
620℃で熱処理が行われている。しかし、この熱
処理によつて前記溶接金属についてはCr炭化物
の粒界析出を生じ、鋭敏化して耐粒界腐食性が劣
化する。この耐粒界腐食性を改善するたには溶接
金属中のＣ量を低下させることが有効であり、溶
着金属としてＣ含有量の低い金属を使用すること
が効果的である。しかし溶接時に溶着金属に対し
て母材が溶け込み溶接材料の成分がうすめられ
て、母材の成分の影響を受ける現象、つまり希釈
によつて母材側のＣが混入し、溶着金属を低Ｃと
してその効果に限界がある。従つて現在工業的に
得られる低Ｃレベルのステンレス鋼、例えば下表
のSUS309ステンレス鋼を用いても溶接金属は粒
界腐食を受けることが確認されている。
【表】
一方、この表に示される他のステンレス鋼、
SUS347系の金属は化学プラントに多く使用され
ており、前述の308，309系のステンレス鋼に比較
して耐粒界腐食性の高いことが知られている。し
かしδ−フエライトを含む溶接金属は熱処理によ
つて脆化しやすいためフエライト量の少ない範囲
に限定されて使用されている。 第１図において、347系のステンレス鋼を用い
て母材２に対して溶込み３を有する溶接金属１を
形成し、この溶接金属に対して硫酸・硫酸銅腐食
試験を行つたが、0.5mm程度の粒界腐食が生じ、
原子炉圧力容器に要求される耐粒界腐食性を満す
ことはできなかつた。 この発明は上述した問題点に鑑みなされたもの
であり、肉盛溶接金属中の所定の成分の比率を
夫々の範囲に限定することにより耐粒界腐食性の
高い肉盛溶接金属を提供することにある。 要するにこの発明は、C0.04％以下、Si1.0％以
下、Mn2.5％以下、P0.04％以下、S0.03％以下、
Ni9.0〜11.0％、Cr18.0〜21.0％、Nb0.5〜0.9％で
あつてNbとＣはNb／Ｃ＝13〜26の比率で含有
し、残部は実質的にFeからなる合金で、その合
金中フエライト量FN＝10〜20を含み熱処理脆化
防止とともに耐粒界腐食性を高めたことを特徴と
するオーステナイト・フエライト系ステンレス合
金である。 以下この発明の実施例につき説明する。 先ず発明者等はサブマージアーク溶接法
（SAW）とエレクトロスラグ溶接法（ESW）を
用い、母材たる低合金鋼に対して347系の溶着金
属をそのNb含有量を変化させて各々肉盛溶接し、
各溶接金属の粒界腐食試験を行い、各溶接法にお
いて粒界腐食に及ぼすNbの効果についての試験
を行つた。図中□はSAWを、○はESWを示し、
また□および○中の数字は粒界腐食の深さ
（μm／ｈ）を示す。 先ず、粒状フラツクスの中に裸の電極ワイヤを
突込み母材との間に生じるアーク熱で溶接を行う
サブマージアーク溶接と、溶融スラグ中にワイヤ
を連続的に送給し、スラグ中を流れる電流の抵抗
熱を用いてワイヤと母材とを溶接するエレクトロ
スラグ溶接とを比較すると、アーク熱を用いるサ
ブマージアーク溶接の方が母材への溶融金属の溶
込みが深くなる。これに対してアークを発生させ
ないエレクトロスラグ溶接の溶込みはかなり浅く
なる。このため溶接金属における希釈率は溶込み
の深いサブマージアーク溶接の方が大きく、第２
図から明らかなとおりサブマージアーク溶接によ
る溶接金属の方が全体的に高いＣ含有量を示して
いる。またいづれの方法による溶接金属であつて
もNb含有量が多い方が粒界腐食は少なく1.0％以
上のNbを含有していればいづれの溶接法でも粒
界腐食は殆んど生じないことが確認できた。しか
し、含有Ｃ量の関係でみると、含有Ｃ量とNb含
有量の間には明らかな相関関係が見られ、含有Ｃ
量が少なければ僅かなNb添加で粒界腐食は防止
でき含有Ｃ量が0.35％もしくはこれ以下にできる
エレクトロスラグ溶接法の場合には、Nb含有量
を0.2〜0.4％とすることで目的が達成できる。 次にNb添加量については、その量が0.9％を超
えると熱処理時に溶接金属が脆化してしまう。従
つてNb添加量0.9％以下で粒界腐食を防止する必
要があり、このためには溶接金属のＣ含有量を
0.040％以下とする必要がある。しかし図からも
明らかなとおり、Ｃ含有量を0.04％以下となつて
いるエレクトロスラグ溶接法に基づく溶接金属に
おいてもNb添加量を0.5％としているにもかかわ
らず粒界腐食を生じているものが発見された。こ
のためNb量、Ｃ量を定めるだけでは高い耐粒界
腐食性を得るには必ずしも十分ではなく他の要因
についても検討する必要がある。 第３図は以上のNbとＣの量に加えて、粒界腐
食性に密接な関係があるとされている、溶接金属
中のフエライト量を粒界腐食との関係を試験した
結果を示す。すなわち、NbとＣの比の値Nb／Ｃ
とフエライト量FN（「FN」はフエライト量を示
すFerrite Numberの略）との関係を示す。また
溶接はＣ含有量を低く押えるエレクトロスラグ溶
接で行つた。この場合、粒界腐食の発生しなかつ
たものは同図中の範囲Ａ内のもののみであり、具
体的にはNb／Ｃ値が約13から約26の間、フエラ
イト量は約11以上20以下となる。なお、FN値に
ついては20以上で組織的な脆化が見受けられ、25
以上では曲げ試験で溶接金属が割れる等の著しい
脆化が見受けられた。一方Nb／Ｃ値については
26以上で脆化が確認された。 以上の点から、耐粒界腐食性の高い溶接金属は
SUS347系のステンレス鋼であり、かつＣ含有量
約0.04％以下、Nb量約0.5％以上0.9％以下、フエ
ライト量約11FN以上20FN以下、Nb／Ｃ値が約
13以上約26以下（第３図のＡの枠内）とすれば良
いことが分る。なお、この成分範囲は単に肉盛溶
接のみでなく、Ｃ含有量の少いステンレス鋼相互
の溶接においても適用し得る。 なお本願発明における合金の組成の数値限定の
根拠は実験で粒界腐食を確認した第２図、第３図
に基づくものである。また組成成分の数値限定に
ついてはSUS347系合金であつて、夫々の成分に
ついて、「特許請求の範囲」の欄に規定する数値
範囲外となつたとき、過剰の場合の現象と、不足
の場合の現象につていは、添付する表３に纏め示
し、これをあわせて限定理由とした。 発明者等は以上に示したこの発明に基づいて所
定の溶接金属を形成し、この溶接金属についての
粒界腐食試験を行つた。試験の内容を具体的に示
すと以下のとおりである。 (1) 溶接材料 (イ) 溶着金属 SUS347 (ロ) フラツクス CaF2−Al2O3−MgO系焼結型 (2) 溶接条件 (イ) 2500A，25V，溶接速度14cm／min (ロ) 母材A533 (3) 熱処理条件 （620℃±15℃）×６〜50hr 以上(1)〜(3)の条件によつて以下の表２に示す溶
接金属を得た。
SUS347系の金属は化学プラントに多く使用され
ており、前述の308，309系のステンレス鋼に比較
して耐粒界腐食性の高いことが知られている。し
かしδ−フエライトを含む溶接金属は熱処理によ
つて脆化しやすいためフエライト量の少ない範囲
に限定されて使用されている。 第１図において、347系のステンレス鋼を用い
て母材２に対して溶込み３を有する溶接金属１を
形成し、この溶接金属に対して硫酸・硫酸銅腐食
試験を行つたが、0.5mm程度の粒界腐食が生じ、
原子炉圧力容器に要求される耐粒界腐食性を満す
ことはできなかつた。 この発明は上述した問題点に鑑みなされたもの
であり、肉盛溶接金属中の所定の成分の比率を
夫々の範囲に限定することにより耐粒界腐食性の
高い肉盛溶接金属を提供することにある。 要するにこの発明は、C0.04％以下、Si1.0％以
下、Mn2.5％以下、P0.04％以下、S0.03％以下、
Ni9.0〜11.0％、Cr18.0〜21.0％、Nb0.5〜0.9％で
あつてNbとＣはNb／Ｃ＝13〜26の比率で含有
し、残部は実質的にFeからなる合金で、その合
金中フエライト量FN＝10〜20を含み熱処理脆化
防止とともに耐粒界腐食性を高めたことを特徴と
するオーステナイト・フエライト系ステンレス合
金である。 以下この発明の実施例につき説明する。 先ず発明者等はサブマージアーク溶接法
（SAW）とエレクトロスラグ溶接法（ESW）を
用い、母材たる低合金鋼に対して347系の溶着金
属をそのNb含有量を変化させて各々肉盛溶接し、
各溶接金属の粒界腐食試験を行い、各溶接法にお
いて粒界腐食に及ぼすNbの効果についての試験
を行つた。図中□はSAWを、○はESWを示し、
また□および○中の数字は粒界腐食の深さ
（μm／ｈ）を示す。 先ず、粒状フラツクスの中に裸の電極ワイヤを
突込み母材との間に生じるアーク熱で溶接を行う
サブマージアーク溶接と、溶融スラグ中にワイヤ
を連続的に送給し、スラグ中を流れる電流の抵抗
熱を用いてワイヤと母材とを溶接するエレクトロ
スラグ溶接とを比較すると、アーク熱を用いるサ
ブマージアーク溶接の方が母材への溶融金属の溶
込みが深くなる。これに対してアークを発生させ
ないエレクトロスラグ溶接の溶込みはかなり浅く
なる。このため溶接金属における希釈率は溶込み
の深いサブマージアーク溶接の方が大きく、第２
図から明らかなとおりサブマージアーク溶接によ
る溶接金属の方が全体的に高いＣ含有量を示して
いる。またいづれの方法による溶接金属であつて
もNb含有量が多い方が粒界腐食は少なく1.0％以
上のNbを含有していればいづれの溶接法でも粒
界腐食は殆んど生じないことが確認できた。しか
し、含有Ｃ量の関係でみると、含有Ｃ量とNb含
有量の間には明らかな相関関係が見られ、含有Ｃ
量が少なければ僅かなNb添加で粒界腐食は防止
でき含有Ｃ量が0.35％もしくはこれ以下にできる
エレクトロスラグ溶接法の場合には、Nb含有量
を0.2〜0.4％とすることで目的が達成できる。 次にNb添加量については、その量が0.9％を超
えると熱処理時に溶接金属が脆化してしまう。従
つてNb添加量0.9％以下で粒界腐食を防止する必
要があり、このためには溶接金属のＣ含有量を
0.040％以下とする必要がある。しかし図からも
明らかなとおり、Ｃ含有量を0.04％以下となつて
いるエレクトロスラグ溶接法に基づく溶接金属に
おいてもNb添加量を0.5％としているにもかかわ
らず粒界腐食を生じているものが発見された。こ
のためNb量、Ｃ量を定めるだけでは高い耐粒界
腐食性を得るには必ずしも十分ではなく他の要因
についても検討する必要がある。 第３図は以上のNbとＣの量に加えて、粒界腐
食性に密接な関係があるとされている、溶接金属
中のフエライト量を粒界腐食との関係を試験した
結果を示す。すなわち、NbとＣの比の値Nb／Ｃ
とフエライト量FN（「FN」はフエライト量を示
すFerrite Numberの略）との関係を示す。また
溶接はＣ含有量を低く押えるエレクトロスラグ溶
接で行つた。この場合、粒界腐食の発生しなかつ
たものは同図中の範囲Ａ内のもののみであり、具
体的にはNb／Ｃ値が約13から約26の間、フエラ
イト量は約11以上20以下となる。なお、FN値に
ついては20以上で組織的な脆化が見受けられ、25
以上では曲げ試験で溶接金属が割れる等の著しい
脆化が見受けられた。一方Nb／Ｃ値については
26以上で脆化が確認された。 以上の点から、耐粒界腐食性の高い溶接金属は
SUS347系のステンレス鋼であり、かつＣ含有量
約0.04％以下、Nb量約0.5％以上0.9％以下、フエ
ライト量約11FN以上20FN以下、Nb／Ｃ値が約
13以上約26以下（第３図のＡの枠内）とすれば良
いことが分る。なお、この成分範囲は単に肉盛溶
接のみでなく、Ｃ含有量の少いステンレス鋼相互
の溶接においても適用し得る。 なお本願発明における合金の組成の数値限定の
根拠は実験で粒界腐食を確認した第２図、第３図
に基づくものである。また組成成分の数値限定に
ついてはSUS347系合金であつて、夫々の成分に
ついて、「特許請求の範囲」の欄に規定する数値
範囲外となつたとき、過剰の場合の現象と、不足
の場合の現象につていは、添付する表３に纏め示
し、これをあわせて限定理由とした。 発明者等は以上に示したこの発明に基づいて所
定の溶接金属を形成し、この溶接金属についての
粒界腐食試験を行つた。試験の内容を具体的に示
すと以下のとおりである。 (1) 溶接材料 (イ) 溶着金属 SUS347 (ロ) フラツクス CaF2−Al2O3−MgO系焼結型 (2) 溶接条件 (イ) 2500A，25V，溶接速度14cm／min (ロ) 母材A533 (3) 熱処理条件 （620℃±15℃）×６〜50hr 以上(1)〜(3)の条件によつて以下の表２に示す溶
接金属を得た。
【表】
以上の溶接金属について粒界腐食試験を行つた
が粒界腐食は生ぜず、また側曲げ試験についても
割れは全く発生しなかつた。 なお、肉盛溶接金属はＣ量、Nb量、フエライ
ト量、Nb／Ｃ値について所定の値を保持すれば
良好な結果を得られるのであり、他の化学成分に
ついてはSUS347系溶着金属によつて当然帰結す
る成分比率であつてもかまわない。すなわち、具
体的にはSi：約1.0％以下、Mn：約2.5％以下、
Ｐ：約0.04％以下、Ｓ：約0.03％以下、Ni：約9.0
％以上11.0％以下、Cr：約18.0％以上20％以下と
なつていれば良い。 次にこの発明のステンレス合金を構成する成分
の範囲限定につき述べる。 Ｃは結晶粒界でのクロム炭化物の生成による
Crの枯渇により耐粒界腐食性を劣化させるので、
0.04％以下とし、さらに前記の範囲でNbを添加
しＣを安定させ、Crの枯渇を防止し、粒界腐食
を防止している。 Siは高温割れ防止の点から1.0％以下にした。
MnはＳ等に対する脱酸剤として必要であるが、
2.5％より過剰であるとフエライト量が減少し耐
粒界腐食性の劣化を招くので、この規制は必要で
ある。 Ｐは不純物として少ない方がよい。また0.04％
より過剰であると高温割れを生じやすい。 ＳもＰと同様不純物としてステンレス合金中に
入つてくるが、高温割れ防止の点より0.03％以下
に押える。 Niは９〜11％と範囲を規定するが、この範囲
以下ではオーステナイト組織が不安定となり、こ
の範囲以上の過剰の場合は、フエライト量が減少
し耐粒界腐食性の劣化を招くこととなる。 Crも同様にしてその範囲を18〜21％とするが、
この範囲以下では、オーステナイト組織が不安定
となると言う問題がある。またこの範囲より過剰
の場合はフエライト量が増加し、組織的な脆化、
曲げ延性不足という問題を生ずる。 Nbは先に述べたように、Ｃとの関係が重要で
ある。しかしNb自体としては0.5〜0.9％の範囲を
規定するもので、この範囲以下では耐粒界腐食性
の劣化を招き、この範囲より過剰では熱処理時の
脆化を招くものである。 この発明を実施することにより耐粒界腐食性の
きわめて高いオーステナイト・フエライト系ステ
ンレス合金を得ることができ、溶接条件の厳しい
原子炉圧力容器をはじめとして幅広く実施が可能
である。
が粒界腐食は生ぜず、また側曲げ試験についても
割れは全く発生しなかつた。 なお、肉盛溶接金属はＣ量、Nb量、フエライ
ト量、Nb／Ｃ値について所定の値を保持すれば
良好な結果を得られるのであり、他の化学成分に
ついてはSUS347系溶着金属によつて当然帰結す
る成分比率であつてもかまわない。すなわち、具
体的にはSi：約1.0％以下、Mn：約2.5％以下、
Ｐ：約0.04％以下、Ｓ：約0.03％以下、Ni：約9.0
％以上11.0％以下、Cr：約18.0％以上20％以下と
なつていれば良い。 次にこの発明のステンレス合金を構成する成分
の範囲限定につき述べる。 Ｃは結晶粒界でのクロム炭化物の生成による
Crの枯渇により耐粒界腐食性を劣化させるので、
0.04％以下とし、さらに前記の範囲でNbを添加
しＣを安定させ、Crの枯渇を防止し、粒界腐食
を防止している。 Siは高温割れ防止の点から1.0％以下にした。
MnはＳ等に対する脱酸剤として必要であるが、
2.5％より過剰であるとフエライト量が減少し耐
粒界腐食性の劣化を招くので、この規制は必要で
ある。 Ｐは不純物として少ない方がよい。また0.04％
より過剰であると高温割れを生じやすい。 ＳもＰと同様不純物としてステンレス合金中に
入つてくるが、高温割れ防止の点より0.03％以下
に押える。 Niは９〜11％と範囲を規定するが、この範囲
以下ではオーステナイト組織が不安定となり、こ
の範囲以上の過剰の場合は、フエライト量が減少
し耐粒界腐食性の劣化を招くこととなる。 Crも同様にしてその範囲を18〜21％とするが、
この範囲以下では、オーステナイト組織が不安定
となると言う問題がある。またこの範囲より過剰
の場合はフエライト量が増加し、組織的な脆化、
曲げ延性不足という問題を生ずる。 Nbは先に述べたように、Ｃとの関係が重要で
ある。しかしNb自体としては0.5〜0.9％の範囲を
規定するもので、この範囲以下では耐粒界腐食性
の劣化を招き、この範囲より過剰では熱処理時の
脆化を招くものである。 この発明を実施することにより耐粒界腐食性の
きわめて高いオーステナイト・フエライト系ステ
ンレス合金を得ることができ、溶接条件の厳しい
原子炉圧力容器をはじめとして幅広く実施が可能
である。
【表】
第１図は粒界腐食試験を行う溶接金属と母材か
ら成る試験片の断面図、第２図は溶接金属中のＣ
量とNb量との関係を示す分布図、第３図は溶接
金属中のフエライト量（FN）とNb／Ｃ値との関
係を示す分布図である。 １……溶接金属、２……母材、３……溶込み。
ら成る試験片の断面図、第２図は溶接金属中のＣ
量とNb量との関係を示す分布図、第３図は溶接
金属中のフエライト量（FN）とNb／Ｃ値との関
係を示す分布図である。 １……溶接金属、２……母材、３……溶込み。
Claims (1)
- １ C0.04％以下、Si1.0％以下、Mn2.5％以下、
P0.04％以下、S0.03％以下、Ni9.0〜11.0％、
Cr18.0〜21.0％、Nb0.5〜0.9％、であつてNbと
ＣはNb／Ｃ＝13〜26の比率で含有し、残部実質
的にFeからなる合金で、その合金中フエライト
量FN＝10〜20を含む耐粒界腐食性を高めたこと
を特徴とするオーステナイト・フエライト系ステ
ンレス合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19532883A JPS6087992A (ja) | 1983-10-20 | 1983-10-20 | 耐粒界腐食性を高めたオーステナイト・フェライト系ステンレス合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19532883A JPS6087992A (ja) | 1983-10-20 | 1983-10-20 | 耐粒界腐食性を高めたオーステナイト・フェライト系ステンレス合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6087992A JPS6087992A (ja) | 1985-05-17 |
| JPH0445575B2 true JPH0445575B2 (ja) | 1992-07-27 |
Family
ID=16339335
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19532883A Granted JPS6087992A (ja) | 1983-10-20 | 1983-10-20 | 耐粒界腐食性を高めたオーステナイト・フェライト系ステンレス合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6087992A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6462431B2 (ja) * | 2015-03-10 | 2019-01-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 肉盛溶接金属及び機械構造物 |
| KR102188698B1 (ko) * | 2018-06-21 | 2020-12-07 | 한국조선해양 주식회사 | 액화가스 저장탱크 및 선박 |
| CN109023076A (zh) * | 2018-09-05 | 2018-12-18 | 合肥久新不锈钢厨具有限公司 | 一种具有防紫外线功能的不锈钢及其制备方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49118616A (ja) * | 1973-03-15 | 1974-11-13 | ||
| JPS55110761A (en) * | 1979-02-15 | 1980-08-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenitic stainless steel having excellent stress corrosion crack resistance |
-
1983
- 1983-10-20 JP JP19532883A patent/JPS6087992A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6087992A (ja) | 1985-05-17 |
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