JPS6173868A - クリ−プ破断強度の高いオ−ステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
クリ−プ破断強度の高いオ−ステナイト系ステンレス鋼Info
- Publication number
- JPS6173868A JPS6173868A JP19485384A JP19485384A JPS6173868A JP S6173868 A JPS6173868 A JP S6173868A JP 19485384 A JP19485384 A JP 19485384A JP 19485384 A JP19485384 A JP 19485384A JP S6173868 A JPS6173868 A JP S6173868A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rupture strength
- creep rupture
- stainless steel
- steel
- austenitic stainless
- Prior art date
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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）
この発明はクリープ破断強度にすぐれ、かつ、連続鋳造
性の良好なボイラー鋼管用オーステナイト系ステンレス
鋼に関するものである。
性の良好なボイラー鋼管用オーステナイト系ステンレス
鋼に関するものである。
（従来の技術）
超臨界圧ボイラー（最高蒸気条件５６６℃。
２４９気圧）の過熱器管には、一般にＪＩＳＧ３４６３
で規定されるＳＯ８３４７ＨＴＢ （Ｎｂ含有オーステ
ナイト系ステンレス鋼）等がその優れたクリープ破断強
度ゆえに広く使用されている。
で規定されるＳＯ８３４７ＨＴＢ （Ｎｂ含有オーステ
ナイト系ステンレス鋼）等がその優れたクリープ破断強
度ゆえに広く使用されている。
しかし、熱効率向上の観点からさらにボイラーの高温・
高圧化が検討推進されており、よりクリープ破断強度の
高いボイラー用鋼管材料が望まれている。
高圧化が検討推進されており、よりクリープ破断強度の
高いボイラー用鋼管材料が望まれている。
一方、製造工程面からは歩留向上のためにインゴット鋳
造から連続鋳造への移行が推進されているが、特にＮｂ
含有オーステナイト系ステンレス鋼においては、鋳片に
内部割れが生じるための連続鋳造が困難であった。した
がって、クリープ破断強度にすぐれ、かつ連続鋳造鋳片
に内部割れが生じない連続鋳造性の良好なステンレス鋼
が望まれている。
造から連続鋳造への移行が推進されているが、特にＮｂ
含有オーステナイト系ステンレス鋼においては、鋳片に
内部割れが生じるための連続鋳造が困難であった。した
がって、クリープ破断強度にすぐれ、かつ連続鋳造鋳片
に内部割れが生じない連続鋳造性の良好なステンレス鋼
が望まれている。
Ｎｂ含有オーステナイト系ステンレス鋼の高クリープ強
度化に関しては、例えば特公昭４４−１７１０７号公報
にＢ、Ｐ等の固溶強化作用が有効であることが示されて
いるが連続鋳造性は考慮されていない。
度化に関しては、例えば特公昭４４−１７１０７号公報
にＢ、Ｐ等の固溶強化作用が有効であることが示されて
いるが連続鋳造性は考慮されていない。
一方、連続鋳造性に関しては、例えば特開昭５７−１２
１８６６号公報に、ＰおよびＳｉ含有量をＰ＋０．０４
ＸＳｌ≦０．０３５襲となるように低減することによっ
て鋳片の内部割れ発生が防止できることが示されている
が、クリープ破断強度の向上については示されていない
。
１８６６号公報に、ＰおよびＳｉ含有量をＰ＋０．０４
ＸＳｌ≦０．０３５襲となるように低減することによっ
て鋳片の内部割れ発生が防止できることが示されている
が、クリープ破断強度の向上については示されていない
。
（発明が解決しようとする問題点）
この発明は上記問題点を解決するという観点にたって、
クリープ破断強度が従来鋼よりも高く、かつ、連続鋳造
性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼を提供するこ
とを目的とする。
クリープ破断強度が従来鋼よりも高く、かつ、連続鋳造
性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼を提供するこ
とを目的とする。
（問題点を解決するための手段）
本発明の要旨とするところは、重ｉ％にて、Ｃ；０．０
４〜０．１２ ％ 、 Ｓｉ ；０．１〜０．８ ％、
Ｍｎ；２ ％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ；９〜２
０％、Ｎｂ；１チ以下でかつＮｂ／Ｃ（重量比）が８〜
１２ 、 Ｍｏ ：無添加あるいは０．０１〜２，５襲
、Ｂ ； ０．００５チ以下でか−）Ｂ≧０．００１Ｘ
（Ｎｂ／Ｃ）−０，０１％、Ｎ：０．００５〜０．０３
０％、また不純物としてＰ：０．０２チ以下。
４〜０．１２ ％ 、 Ｓｉ ；０．１〜０．８ ％、
Ｍｎ；２ ％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ；９〜２
０％、Ｎｂ；１チ以下でかつＮｂ／Ｃ（重量比）が８〜
１２ 、 Ｍｏ ：無添加あるいは０．０１〜２，５襲
、Ｂ ； ０．００５チ以下でか−）Ｂ≧０．００１Ｘ
（Ｎｂ／Ｃ）−０，０１％、Ｎ：０．００５〜０．０３
０％、また不純物としてＰ：０．０２チ以下。
Ｓ；０．００６％以下を含みかつＰ＋０．０４．ＸＳｔ
≦０．０３５チであり、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなるオーステナイト系ステンレス鋼であり、クリ
ープ破断強度が高く、かつ連続鋳造性が良好である。
≦０．０３５チであり、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなるオーステナイト系ステンレス鋼であり、クリ
ープ破断強度が高く、かつ連続鋳造性が良好である。
本発明におけるＢ含有量とＮｂ／Ｃ重量比の関係を図示
すると第１図の斜線範囲（Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ。
すると第１図の斜線範囲（Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ。
Ｅ）となり、またＰ含有量と８１含有量の関係を図示す
ると第２図の斜線範囲（Ｆ、Ｇ、Ｈ，Ｉ、Ｊ）となる。
ると第２図の斜線範囲（Ｆ、Ｇ、Ｈ，Ｉ、Ｊ）となる。
ここで、Ａ〜Ｊ各点の座標は、Ａ（８゜０．００５）、
Ｂ（８，０）、Ｃ（１０，０）、Ｄ（１２，０，００２
）、Ｅ（１２，０，００５）、ＦＣｏ、１，０．０２）
、Ｇ（０，１，０）、Ｈ（０，Ｂ。
Ｂ（８，０）、Ｃ（１０，０）、Ｄ（１２，０，００２
）、Ｅ（１２，０，００５）、ＦＣｏ、１，０．０２）
、Ｇ（０，１，０）、Ｈ（０，Ｂ。
０）、Ｉ （０，８，０，００３）、Ｊ（０，３７５。
０．０２）である。
本発明鋼は、電気炉あるいは転炉その他既知の手段で溶
製し、連続鋳造によって鋳片とすることができる。
製し、連続鋳造によって鋳片とすることができる。
（作用）
以下に成分の限定理由について説明する。
Ｂ添加により、第３図に示すように、クリープ破断強度
が上昇する。これは、Ｂの固溶強化と同時に、ＢがＮｂ
炭窒化物のクリープ中での微細分散析出を助けるためと
考えられる。
が上昇する。これは、Ｂの固溶強化と同時に、ＢがＮｂ
炭窒化物のクリープ中での微細分散析出を助けるためと
考えられる。
なお、第３図にはＭｏを含有する鋼の結果を付記するが
、Ｍｏ添加によりクリープ破断強度がさらに向上するこ
とがわかる。これは、ＢとＭｏの相互作用により、クリ
ープ中に析出する粒界炭化物が微細分散するためと考え
られる。
、Ｍｏ添加によりクリープ破断強度がさらに向上するこ
とがわかる。これは、ＢとＭｏの相互作用により、クリ
ープ中に析出する粒界炭化物が微細分散するためと考え
られる。
一方、鋳片の凝固割れ感受性を評価する方法として、前
記特開昭５７−１２１８６６号公報記載の方法と同じ方
法、すなわち、第４図に示す如く、溶融・凝固引張試験
において、引張強さがＯｋｇｆ ／ｍｍ２になる温度（
Ｔσ−０）と絞り値が２０％になる温度（Ｔφ−２゜）
の温度差Δτを凝固割れ感受性指数として表わす方法が
ある（以下、凝固割れ感受性指数をΔＴで狭わす）。そ
して、ΔＴが１００℃以上になると割れ発生領域となる
。
記特開昭５７−１２１８６６号公報記載の方法と同じ方
法、すなわち、第４図に示す如く、溶融・凝固引張試験
において、引張強さがＯｋｇｆ ／ｍｍ２になる温度（
Ｔσ−０）と絞り値が２０％になる温度（Ｔφ−２゜）
の温度差Δτを凝固割れ感受性指数として表わす方法が
ある（以下、凝固割れ感受性指数をΔＴで狭わす）。そ
して、ΔＴが１００℃以上になると割れ発生領域となる
。
そこで、ΔＴにより、Ｂ量の影響を評価したのが第５図
である。Ｂｑ増加によりΔＴは大きくなり、連続鋳造可
能とされているΔＴが１００℃以下を確保するためには
、Ｂが０．００５％以下でなければならない。この結果
、第１図で線ＡＥの制約が生じる。
である。Ｂｑ増加によりΔＴは大きくなり、連続鋳造可
能とされているΔＴが１００℃以下を確保するためには
、Ｂが０．００５％以下でなければならない。この結果
、第１図で線ＡＥの制約が生じる。
次に、Ｎｂ／Ｃ重量比については、Ｎｂによる炭化物安
定化の目的からＮｂとＣが原子量比で１：１となる値以
上、すなわちＮｂ／Ｃ重量比で８以上が必要であり、第
１図において線ＡＢの制約が生じる。また、クリープ破
断強度に及ぼすＮｂ／Ｃ重量比の検討結果を第５図に示
す。
定化の目的からＮｂとＣが原子量比で１：１となる値以
上、すなわちＮｂ／Ｃ重量比で８以上が必要であり、第
１図において線ＡＢの制約が生じる。また、クリープ破
断強度に及ぼすＮｂ／Ｃ重量比の検討結果を第５図に示
す。
クリープ破断強度は通産省火力技術基準およびＡＳＭＥ
Ｂｏｉｌｅｒ ａｎｄ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｖｅｓｓ
ｅｌ Ｃｏｄｅ ５ｅｃｔｉｏｎＩ ５Ａ−２１３の許
容引張応力を満足するためには６００℃、１ｏ５ｈｒで
前者１ｄ、 １３． Ｏｋｇｆ／ｍｎ＋” 以上。
Ｂｏｉｌｅｒ ａｎｄ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｖｅｓｓ
ｅｌ Ｃｏｄｅ ５ｅｃｔｉｏｎＩ ５Ａ−２１３の許
容引張応力を満足するためには６００℃、１ｏ５ｈｒで
前者１ｄ、 １３． Ｏｋｇｆ／ｍｎ＋” 以上。
後者は１３．１ ｋ！９ ｆ ／ ｒａｎ”以上でなけ
ればならないことを考えれば、１３．５ ｋｌｉ’ ｆ
／ｖｒｍ”以上の確保が必要である。これから、Ｎｂ
／Ｃ重量比を１２以下の低目にすることが必要である。
ればならないことを考えれば、１３．５ ｋｌｉ’ ｆ
／ｖｒｍ”以上の確保が必要である。これから、Ｎｂ
／Ｃ重量比を１２以下の低目にすることが必要である。
これはＮｂ／Ｃ重量比が８に近づくほどクリープ中にＮ
ｂ炭化物がより微細に分散析出するためである。
ｂ炭化物がより微細に分散析出するためである。
この結果より、第１図において、Ｎｂ／Ｃ重量比につい
て線ｇＤからなる上限が生じる。なお、Ｎｂ／Ｃ重量比
が８〜１２の範囲において、１０〜１２の高いＮｂ／Ｃ
３ｉｉ比領域では、クリープ破断強度の高位安定化のた
めＢ増量が必要であり、この範囲でｉＢ≧（Ｎｂ／Ｃ）
Ｘｏ、００１−０．０１％で規定されるＢ量の添加が必
要である。これを第１図の線ＣＤに示す。
て線ｇＤからなる上限が生じる。なお、Ｎｂ／Ｃ重量比
が８〜１２の範囲において、１０〜１２の高いＮｂ／Ｃ
３ｉｉ比領域では、クリープ破断強度の高位安定化のた
めＢ増量が必要であり、この範囲でｉＢ≧（Ｎｂ／Ｃ）
Ｘｏ、００１−０．０１％で規定されるＢ量の添加が必
要である。これを第１図の線ＣＤに示す。
次に、上記以外の個々の成分について述べる。
Ｃは、既述Ｎｂ／Ｃ重量比の範囲内において、高温強度
の点から高いほど好ましいが、０．１２％を超えるとク
リープ中に粒界Ｃｒ炭化物の析出が多くなりクリープ破
断強度低化をきたすため、上限を０．１２％とした。ま
た０、０４％より少ないとＮｂ炭化物の析出量も少なく
なり、その強化効果も小さい。したがってＣの量を０．
０４〜０．１２％と限定した。
の点から高いほど好ましいが、０．１２％を超えるとク
リープ中に粒界Ｃｒ炭化物の析出が多くなりクリープ破
断強度低化をきたすため、上限を０．１２％とした。ま
た０、０４％より少ないとＮｂ炭化物の析出量も少なく
なり、その強化効果も小さい。したがってＣの量を０．
０４〜０．１２％と限定した。
Ｓｔは、連続鋳造時の鋳片の内部割れ防止のため、Ｐ＋
０．０４Ｓｉ≦０．０３５チで制限され、その上限は、
０、８％である。また、耐食性、耐酸化性を考慮して、
０．１チ以上の添加が必要である。したがってＳｉＱ量
は０．１〜０．８９６と限定した。
０．０４Ｓｉ≦０．０３５チで制限され、その上限は、
０、８％である。また、耐食性、耐酸化性を考慮して、
０．１チ以上の添加が必要である。したがってＳｉＱ量
は０．１〜０．８９６と限定した。
Ｍｎは鋼中不純物として含有されるＳ成分を固定して熱
間脆性を防止し、溶接性、熱間加工性を向上させる。し
かし、多すぎると耐食性を劣化させるので上限を２％と
し、その範囲を２多以下と限定した。
間脆性を防止し、溶接性、熱間加工性を向上させる。し
かし、多すぎると耐食性を劣化させるので上限を２％と
し、その範囲を２多以下と限定した。
Ｏｒは耐高温腐食性、耐水蒸気酸化性等に対し重要な成
分であシ、下限を１５チとした。しかし、２５チを超え
るとσ脆化が懸念される。したがってＣＦの量を１５〜
２５％と限定した。
分であシ、下限を１５チとした。しかし、２５チを超え
るとσ脆化が懸念される。したがってＣＦの量を１５〜
２５％と限定した。
Ｎｌは組織安定性から重要な成分である。９％以下では
鋳片中のδ−Ｆｅ量が多くなシ次工程の熱間加工性を阻
害するため、下限を９チとした。またＣｒ量に対する過
剰Ｎｉ量は経済性から有利ではない。
鋳片中のδ−Ｆｅ量が多くなシ次工程の熱間加工性を阻
害するため、下限を９チとした。またＣｒ量に対する過
剰Ｎｉ量は経済性から有利ではない。
したがって、その上限を２０チとし、Ｎｉの景を９〜２
０％と限定した。
０％と限定した。
Ｍｏはクリープ破断強度向上に有効な元素であシ強度の
、より高位安定化が必要な場合に、添加するが、経済性
の点から、その上限を２．５％とした。
、より高位安定化が必要な場合に、添加するが、経済性
の点から、その上限を２．５％とした。
Ｎｂは既述のＮｂ／Ｃ重量比で制約されるものであり、
その下限は８×Ｃとした。しかし、１チを超えての添加
はクリープ破断強度の向上効果が小さいため、ＮｂＱ量
を８×Ｃ〜１チと限定した。なお、Ｎｂを添加すると、
通常、原料から若干のＴａが混入し、ＴＩＬもＮｂと同
様の作用をなす。したがって本発明においては、Ｎｂの
一部がＴａで置き換えられてもよい。
その下限は８×Ｃとした。しかし、１チを超えての添加
はクリープ破断強度の向上効果が小さいため、ＮｂＱ量
を８×Ｃ〜１チと限定した。なお、Ｎｂを添加すると、
通常、原料から若干のＴａが混入し、ＴＩＬもＮｂと同
様の作用をなす。したがって本発明においては、Ｎｂの
一部がＴａで置き換えられてもよい。
Ｎはクリープ破断強度の向上に有効であるが、ｏ、ｏｏ
ｓｓ未満では効果がないため、下限を０．００５チとし
た。しかし、０．０３０％を超えるとＮｂ炭窒化物を含
む非金属介在物量が多くなる。したがって、Ｎの量を０
．００５〜０．０３０％と限定した。
ｓｓ未満では効果がないため、下限を０．００５チとし
た。しかし、０．０３０％を超えるとＮｂ炭窒化物を含
む非金属介在物量が多くなる。したがって、Ｎの量を０
．００５〜０．０３０％と限定した。
Ｐは、Ｓｉと同様、弐Ｐ＋０．０４８１≦０．０３５
’） ｆｉｆ７１Ｊ限されるが、共晶Ｎｂ（Ｐ、Ｓｔ）
の析出を抑制し、凝固割れ感受性を低下させるために、
Ｐの上限を０．０２％とした。
’） ｆｉｆ７１Ｊ限されるが、共晶Ｎｂ（Ｐ、Ｓｔ）
の析出を抑制し、凝固割れ感受性を低下させるために、
Ｐの上限を０．０２％とした。
Ｓは、溶解、精錬時に不可避的不純物として混入するが
、０．００６％を超えると溶接割れ性が高くなる。した
がってＳの量を０．００６％以下と限定した。
、０．００６％を超えると溶接割れ性が高くなる。した
がってＳの量を０．００６％以下と限定した。
（実施例）
この発明の実施例をＳＵＳ ３４７ ＨＴＢの規格内で
検討した結果を＠１表に示す。
検討した結果を＠１表に示す。
Ａ １ 、２ 、４ 、６ 、８ 、９鋼ｉＮｂ／Ｃ重
量比が８〜１０で低く、ム３．５．７鋼はＮ ｂ／Ｃ重
量比が１１〜１２と高い・ また、煮１，２，３，７．９鋼はＢが０．００２０チ程
度、Ａ５鋼は、Ｂが０．００４４チであり、應４゜８鋼
はＢ無添加である。
量比が８〜１０で低く、ム３．５．７鋼はＮ ｂ／Ｃ重
量比が１１〜１２と高い・ また、煮１，２，３，７．９鋼はＢが０．００２０チ程
度、Ａ５鋼は、Ｂが０．００４４チであり、應４゜８鋼
はＢ無添加である。
なお、ム７，９鋼のみ、Ｍｏを０．４％程度含有してい
る。
る。
本発明鋼のＡ１〜Ａ９はいず庇も良好なりリープ破断強
度を有し、かつ、ΔＴも１００℃以下となっている。
度を有し、かつ、ΔＴも１００℃以下となっている。
これに対し、比較として用いた鋼の成分系を第１表に７
版１０〜１４鋼として併記する。ＡＩｏ。
版１０〜１４鋼として併記する。ＡＩｏ。
１１．１４鋼はＢが０．００６０チ程度と高く、屋１２
゜１３鋼はＢが０．００１０％より低い。またＡｌｌ鋼
はＮｂ／Ｃ重量比が９．４と低いが、煮１０，７に１２
゜１３．１４＠４はＮｂ／Ｃ重量比が１１．０以上と高
く、特に颯１３鋼はＮｂ／Ｃ重量比が１３．６の場合で
ある。
゜１３鋼はＢが０．００１０％より低い。またＡｌｌ鋼
はＮｂ／Ｃ重量比が９．４と低いが、煮１０，７に１２
゜１３．１４＠４はＮｂ／Ｃ重量比が１１．０以上と高
く、特に颯１３鋼はＮｂ／Ｃ重量比が１３．６の場合で
ある。
なお、Ａ １４鋼にはＭｏを０．４０チ含む。
これらの比較鋼は、本発明鋼と対比して、クリープ破断
強度あるいは連続鋳造性（ΔＴ）のいずれか一方に問題
点を有している。
強度あるいは連続鋳造性（ΔＴ）のいずれか一方に問題
点を有している。
すなわち、Ｂ量が低く、かつＮｂ／Ｃ重量比が高い鋼は
クリープ破断強度が本発明鋼より低く、一方、Ｂ量が高
い鋼は、Δでが目標とする１００℃以下を満足しない。
クリープ破断強度が本発明鋼より低く、一方、Ｂ量が高
い鋼は、Δでが目標とする１００℃以下を満足しない。
（発明の効果）
この発明によれば、ボイラー用過熱器に使用される高ク
リープ破断強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼
を連続鋳造工程により、効率よく製造することが可能に
なり、品質上、経済上極めて有用な効果がもたらされる
。
リープ破断強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼
を連続鋳造工程により、効率よく製造することが可能に
なり、品質上、経済上極めて有用な効果がもたらされる
。
第１図はクリープ破断強度と連続鋳造性の両面から適正
と考えられるＮｂ／Ｃ重量比とＢ量の範囲を示す図、第
２図は連続鋳造鋳片に内部割れが生じないためのＰ、Ｓ
ｌ量の範囲を示す図、第３図はＢ量とクリープ破断強度
との関係を示す図、第４図は含Ｎｂステンレス鋼の溶融
凝固引張試験スペクトルを示す図、第５図はＢ量と凝固
割れ感受性指数ΔＴとの関係を示す図、第６図はＮｂ／
Ｃ重量比とクリープ破断強度との関係を示す図である。 Ｃｈ−＼ Ｃ Ｑ−メ Ｂ （％う 第４図 引張試゛験屋度 → 第５図 Ｂ （幻 Ｎｂ／ｃ 重量）：乙 手続補正書（自発） 昭和６０年５月４日 特許庁長官 志 賀 学 殿 １、事件の表示 昭和５９年特許願第１９４８５３号 ２、発明の名称 クリープ破断強度の高いオルステナイト系ステンレス鋼 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６、補正の対象 （１）明細書３頁下から４行「生じるための」を「生じ
るために」と補正する。 （２）第１図を別紙の通り補正する。 Ｎｂ／ｃ （ｔφ比） 手続補正書 （自発） 昭和６０年７月２ 日 昭和５９年特許願第１９４８５３号 ２、発明の名称 クリープ破断強度の高いオーステナイト系ステンレス鋼 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ５、補正命令の日付 昭和 年 月 ８第５図
を別紙の通り補正する。
と考えられるＮｂ／Ｃ重量比とＢ量の範囲を示す図、第
２図は連続鋳造鋳片に内部割れが生じないためのＰ、Ｓ
ｌ量の範囲を示す図、第３図はＢ量とクリープ破断強度
との関係を示す図、第４図は含Ｎｂステンレス鋼の溶融
凝固引張試験スペクトルを示す図、第５図はＢ量と凝固
割れ感受性指数ΔＴとの関係を示す図、第６図はＮｂ／
Ｃ重量比とクリープ破断強度との関係を示す図である。 Ｃｈ−＼ Ｃ Ｑ−メ Ｂ （％う 第４図 引張試゛験屋度 → 第５図 Ｂ （幻 Ｎｂ／ｃ 重量）：乙 手続補正書（自発） 昭和６０年５月４日 特許庁長官 志 賀 学 殿 １、事件の表示 昭和５９年特許願第１９４８５３号 ２、発明の名称 クリープ破断強度の高いオルステナイト系ステンレス鋼 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６、補正の対象 （１）明細書３頁下から４行「生じるための」を「生じ
るために」と補正する。 （２）第１図を別紙の通り補正する。 Ｎｂ／ｃ （ｔφ比） 手続補正書 （自発） 昭和６０年７月２ 日 昭和５９年特許願第１９４８５３号 ２、発明の名称 クリープ破断強度の高いオーステナイト系ステンレス鋼 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ５、補正命令の日付 昭和 年 月 ８第５図
を別紙の通り補正する。
Claims (2)
- （１）重量％にて Ｃ：０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ：０．１〜０．８％、 Ｍｎ：２％以下、 Ｃｒ：１５〜２５％、 Ｎｉ：９〜２０％、 Ｎｂ：１％以下でかつＮｂ／Ｃ（重量比）が８〜１２、
Ｂ：０．００５％以下でかつＢ≧０．００１×（Ｎｂ／
Ｃ）−０．０１％、 Ｎ：０．００５〜０．０３０％、 不純物として、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％
以下、 を含み、かつＰ＋０．０４×Ｓｉ≦０．０３５％であり
、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴
とするクリープ破断強度の高いオーステナイト系ステン
レス鋼。 - （２）重量％にて、 Ｃ：０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ：０．１〜０．８％、 Ｍｎ：２％以下、 Ｃｒ：１５〜２５％、 Ｎｉ：９〜２０％、 Ｍｏ：０．０１〜２．５％、 Ｎｂ：１％以下でかつＮｂ／Ｃ（重量比）が８〜１２、
Ｂ：０．００５％以下でかつＢ≧０．００１×（Ｎｂ／
Ｃ）−０．０１％、 Ｎ：０．００５〜０．０３０％、 不純物としてＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以
下、 を含みかつＰ＋０．０４×Ｓｉ≦０．０３５％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴と
するクリープ破断強度の高いオーステナイト系ステンレ
ス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19485384A JPS6173868A (ja) | 1984-09-19 | 1984-09-19 | クリ−プ破断強度の高いオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19485384A JPS6173868A (ja) | 1984-09-19 | 1984-09-19 | クリ−プ破断強度の高いオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6173868A true JPS6173868A (ja) | 1986-04-16 |
| JPH0153346B2 JPH0153346B2 (ja) | 1989-11-14 |
Family
ID=16331365
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19485384A Granted JPS6173868A (ja) | 1984-09-19 | 1984-09-19 | クリ−プ破断強度の高いオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6173868A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6369945A (ja) * | 1986-09-09 | 1988-03-30 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | オ−ステナイト系耐熱鋼 |
| JPH01259143A (ja) * | 1988-04-11 | 1989-10-16 | Nippon Steel Corp | 鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼 |
-
1984
- 1984-09-19 JP JP19485384A patent/JPS6173868A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6369945A (ja) * | 1986-09-09 | 1988-03-30 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | オ−ステナイト系耐熱鋼 |
| JPH01259143A (ja) * | 1988-04-11 | 1989-10-16 | Nippon Steel Corp | 鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0153346B2 (ja) | 1989-11-14 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |