JP2017166004A - 加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼 - Google Patents
加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2017166004A JP2017166004A JP2016050375A JP2016050375A JP2017166004A JP 2017166004 A JP2017166004 A JP 2017166004A JP 2016050375 A JP2016050375 A JP 2016050375A JP 2016050375 A JP2016050375 A JP 2016050375A JP 2017166004 A JP2017166004 A JP 2017166004A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- aging
- formula
- toughness
- high temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 42
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 42
- 230000032683 aging Effects 0.000 title claims abstract description 41
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 13
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 10
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 13
- 239000000463 material Substances 0.000 description 11
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 238000010248 power generation Methods 0.000 description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 7
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 7
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 7
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 7
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 6
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 2
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 239000003245 coal Substances 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000002309 gasification Methods 0.000 description 1
- 239000003779 heat-resistant material Substances 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012805 post-processing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010792 warming Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Abstract
【課題】 熱的安定性、熱間加工性、時効後の靭性を有するオーステナイト系耐熱鋼を提供する。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｎｉ：９．５〜３２．５％、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．１０〜０．８０、Ｗ：５．００〜９．００％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｔａ：１．０００％以下のうちの１種以上を有し、｛（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）／５｝＋｛（１５［Ｃ］＋１３［Ｎ］）／（３．８［Ｔｉ］＋１．９［Ｎｂ］＋３．５［Ｖ］＋１．１［Ｔａ］）｝＝１．５〜４．０、および、式２：（［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］−１５．８）／［Ｎｉ］≦０．２５で、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼。【選択図】 なし
Description
本発明は、超々臨界圧石炭火力発電すなわち先進の超々臨界圧火力発電や石炭ガス化複合発電などに用いられる高強度ボイラ用鋼に関し、特に加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼に関する。
近年、地球温暖化対策として二酸化炭素の排出量の削減が求められている。ところで、石炭火力発電システムは、経済性と安定性が高い点から、主要な電力源として世界中で広く採用されている。しかし、二酸化炭素を最も多く排出する発電方式であるので、発電の効率化がより一層に求められている。
そこで、出願人は、コストを考慮したＦｅ基組成にて成分検討して、良好な高温クリープ強度および時効後の靱性（長時間にわたって時効した後の衝撃値を「時効後の靱性」という。）を有するオーステナイト系耐熱鋼が開発されている（例えば、特許文献１参照）。しかしながら、この鋼では、成分元素としてＮが０．０７％以上を必須とする高Ｎ材であり、熱間加工性と時効後の靱性の点で、なお、改善する必要がある。
他方、長期使用後の加工性に優れた高温用オーステナイト系ステンレス鋼で、ボイラの過熱器管や再熱器管、あるいは化学工業用の反応炉管などとして使用される鋼管、および耐熱耐圧部材として使用される鋼板、棒鋼、鍛鋼品などの素材として好適な長期使用後の加工性に優れた高温用オーステナイト系ステンレス鋼が開発されている（例えば、特許文献２参照。）。この鋼材は上記の鋼材と類似しているが、この鋼材も高Ｎ材であり、同じく熱間加工性と時効後の靭性の点で、なお、改善する必要がある。
さらに、７００℃以上の高温環境において優れたクリープ強度および靱性を有するとして、オーステナイト系耐熱鋼が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。しかしながら、この提案の鋼も、高温クリープ強度の点で、なお、改善する必要がある。
火力発電分野において、従来よりも発電効率を高めるためには、７００℃かつ１０万時間におけるクリープ強度が１００ＭＰａ以上である耐熱材料が必要である。これまでに、この目標を達成する材料は見出されているが、現在の候補材では、Ｎｉ含有量が４０質量％以上のＮｉ基合金であるので、合金コストが高く、経済性に乏しい。そこで、これらの観点からＦｅ基合金でも検討がされている。このＦｅ基合金の検討の中で、Ｎｉ量を削減して合金コストを抑えることはできるが、Ｎｉの減量によって脆化相であるσ相の析出が促されるので、この合金は高温保持した場合に著しく脆化する。さらに、高温強度が求められる材料は、当然ながら高温での変形抵抗が高いため、熱間加工性に乏しいことも課題である。
そこで、本願発明が解決しようとする課題は、目標のクリープ強度に加えて、合金コストを抑えながら、熱的安定性があり、良好な熱間加工性を有し、かつ、高温保持後も優れた靭性（以下、「時効後の靭性」という。）を有するオーステナイト系耐熱鋼を提供することである。
上記の課題を解決するための手段は、本願の請求項１の手段では、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｎｉ：９．５〜３２．５％、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．１０〜０．８０、Ｗ：５．００〜９．００％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｔａ：１．０００％以下であるＴｉ、Ｖ、Ｔａのうちの１種以上を含有し、さらに不可避不純物として、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび上記以外の不可避不純物からなり、式１：｛（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）／５｝＋｛（１５［Ｃ］＋１３［Ｎ］）／（３．８［Ｔｉ］＋１．９［Ｎｂ］＋３．５［Ｖ］＋１．１［Ｔａ］）｝＝１．５〜４．０、および式２：（［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］−１５．８）／［Ｎｉ］≦０．２５、の両式を満足し、かつ、熱的安定性の高い微細炭化物、金属間化合物、単金属相のうちの１種以上が７００℃のときの面積率で析出している割合が５％以上、熱間加工による絞り値が７０％以上、高温破断強度が１００ＭＰａ以上、時効後のシャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とする加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼である。
ただし、上記の式１および式２の［元素記号］は、上記の化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
ただし、上記の式１および式２の［元素記号］は、上記の化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
請求項２の手段では、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｎｉ：９．５〜３２．５％、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．１０〜０．８０％、Ｗ：５．００〜９．００％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｔａ：１．０００％以下であるＴｉ、Ｖ、Ｔａのうちの１種以上を含有し、さらに、Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％下であるＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちの１種以上を含有し、さらに不可避不純物として、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび上記以外の不可避不純物からなり、式１：｛（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）／５｝＋｛（１５［Ｃ］＋１３［Ｎ］）／（３．８［Ｔｉ］＋１．９［Ｎｂ］＋３．５［Ｖ］＋１．１［Ｔａ］）｝＝１．５〜４．０、および式２：（［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］−１５．８）／［Ｎｉ］≦０．２５、の両式を満足し、かつ、熱的安定性の高い微細炭化物、金属間化合物、単金属相のうちの１種以上が７００℃のときの面積率で析出している割合が５％以上、熱間加工による絞り値が７０％以上、高温破断強度が１００ＭＰａ以上、時効後のシャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とする加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼である。
ただし、上記の式１および式２の［元素記号］は、上記化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
ただし、上記の式１および式２の［元素記号］は、上記化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
上記の本願の請求項１の手段および請求項２の手段とすることで、合金コストを抑えながら、良好な熱間加工性を得ることができ、さらに式１の値の限定によってσ相の析出を抑えながら優れた高温クリープ破断強度を図って、熱的安定性の高い析出物を得ることができ、さらに式２の限定によってσ相の析出を抑えながら高温における長時間の時効後の靱性を確保することができるなどの、優れた効果を得ることができる。
本願の発明を実施するための形態の説明に先立って、本願発明の上記の請求項の手段における加工性と高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の化学成分の限定理由、不可避不純物であるＰ、Ｓ、Ｃｕの化学成分の限定理由、並びに式１および式２の限定理由について説明する。なお、これらにおける％は、質量％である。
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、固溶強化および微細炭窒化物生成による高温クリープ強度の向上に必要な元素である。このためには、Ｃは０．０１％以上を添加する必要がある。しかし、Ｃが０．１０％を超えると、粗大炭化物の生成を助長して、高温クリープ強度および時効後の靭性が劣化する。そこで、Ｃは０．０１〜０．１０％とする。
Ｃは、固溶強化および微細炭窒化物生成による高温クリープ強度の向上に必要な元素である。このためには、Ｃは０．０１％以上を添加する必要がある。しかし、Ｃが０．１０％を超えると、粗大炭化物の生成を助長して、高温クリープ強度および時効後の靭性が劣化する。そこで、Ｃは０．０１〜０．１０％とする。
Ｓｉ：０．２０〜１．００％、好ましくは、Ｓｉ：０．２０〜０．９５％
Ｓｉは、精錬時の脱酸に必要な元素である。このために、Ｓｉは０．２０％以上を添加する必要がある。しかし、Ｓｉは１．００％を超えて含有しても上記の効果は飽和し、さらに、鋼中にσ相の生成を助長して時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｓｉは０．２０〜１．００％とし、好ましくは、Ｓｉは０．２０〜０．９５％とする。
Ｓｉは、精錬時の脱酸に必要な元素である。このために、Ｓｉは０．２０％以上を添加する必要がある。しかし、Ｓｉは１．００％を超えて含有しても上記の効果は飽和し、さらに、鋼中にσ相の生成を助長して時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｓｉは０．２０〜１．００％とし、好ましくは、Ｓｉは０．２０〜０．９５％とする。
Ｍｎ：１．００〜２．５０％、好ましくは、Ｍｎ：１．００〜２．４５％
Ｍｎは、精錬時の脱酸に必要な元素であり、さらに鋼のオーステナイト安定化のために必要な元素である。そのために、Ｍｎは１．００％以上を添加する必要がある。しかし、Ｍｎは２．５０％を超えて含有しても、過剰な添加となってコストを上昇するだけである。そこで、Ｍｎは１．００〜２．５０％とし、好ましくは、Ｍｎ：１．００〜２．４５％とする。
Ｍｎは、精錬時の脱酸に必要な元素であり、さらに鋼のオーステナイト安定化のために必要な元素である。そのために、Ｍｎは１．００％以上を添加する必要がある。しかし、Ｍｎは２．５０％を超えて含有しても、過剰な添加となってコストを上昇するだけである。そこで、Ｍｎは１．００〜２．５０％とし、好ましくは、Ｍｎ：１．００〜２．４５％とする。
Ｎｉ：９．５〜３２．５％
Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化する元素である。そのために、Ｎｉは９．５％以上を含有させる必要がある。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、Ｎｉを３２．５％より多く含有すると高コストになる。そこで、Ｎｉは９．５〜３２．５％とする。
Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化する元素である。そのために、Ｎｉは９．５％以上を含有させる必要がある。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、Ｎｉを３２．５％より多く含有すると高コストになる。そこで、Ｎｉは９．５〜３２．５％とする。
Ｃｒ：１３．０〜２５．０％
Ｃｒは、耐高温腐食性と耐水蒸気酸化性を向上させる元素である。そのために、Ｃｒは１３．０％以上を含有させる必要がある。しかし、Ｃｒは２４．０％を超えて含有させても、耐高温腐食性と耐水蒸気酸化性を向上させる効果は飽和し、かつσ相の生成を助長して時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｃｒは１３．０〜２４．０％とする。
Ｃｒは、耐高温腐食性と耐水蒸気酸化性を向上させる元素である。そのために、Ｃｒは１３．０％以上を含有させる必要がある。しかし、Ｃｒは２４．０％を超えて含有させても、耐高温腐食性と耐水蒸気酸化性を向上させる効果は飽和し、かつσ相の生成を助長して時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｃｒは１３．０〜２４．０％とする。
Ｍｏ：０．０１〜２．００％
Ｍｏは、固溶強化および微細析出物生成によって高温クリープ強度を向上させる元素である。そのために、Ｍｏは０．０１％以上を添加する必要がある。しかし、Ｍｏは２．００％を超えて多量に添加しても、固溶強化および高温クリープ強度を向上させる効果は飽和し、かつσ相の生成を助長して、時効後の靭性を劣化し、高コスト化する。そこで、Ｍｏは０．０１〜２．００％とする。
Ｍｏは、固溶強化および微細析出物生成によって高温クリープ強度を向上させる元素である。そのために、Ｍｏは０．０１％以上を添加する必要がある。しかし、Ｍｏは２．００％を超えて多量に添加しても、固溶強化および高温クリープ強度を向上させる効果は飽和し、かつσ相の生成を助長して、時効後の靭性を劣化し、高コスト化する。そこで、Ｍｏは０．０１〜２．００％とする。
Ａｌ：≦０．０５％
Ａｌは、精錬時の脱酸のために添加される元素である。しかし、Ａｌが０．０５％を超えて添加されると、ＡｌＮ生成による時効後の靭性の劣化をもたらす。そこで、Ａｌは０．０５％以下とする。
Ａｌは、精錬時の脱酸のために添加される元素である。しかし、Ａｌが０．０５％を超えて添加されると、ＡｌＮ生成による時効後の靭性の劣化をもたらす。そこで、Ａｌは０．０５％以下とする。
Ｎｂ：０．１０〜０．８０％
Ｎｂは、微細析出物生成により高温クリープ特性を向上させる元素である。そのためには、Ｎｂは０．１０％以上を添加する必要がある。しかし、Ｎｂは０．８０％を超えて多量に添加しても、高温クリープ特性を向上させる効果は飽和し、σ相生成を助長して、時効後の靭性が劣化する。そこで、Ｎｂは０．１０〜０．８０％とする。
Ｎｂは、微細析出物生成により高温クリープ特性を向上させる元素である。そのためには、Ｎｂは０．１０％以上を添加する必要がある。しかし、Ｎｂは０．８０％を超えて多量に添加しても、高温クリープ特性を向上させる効果は飽和し、σ相生成を助長して、時効後の靭性が劣化する。そこで、Ｎｂは０．１０〜０．８０％とする。
Ｗ：５．００〜９．００％
Ｗは、固溶強化、および微細析出物の生成により高温クリープ強度を向上させる元素である。そのためには、Ｗは５．００％以上を添加する必要がある。しかし、Ｗは９．００％を超えて含有させても、高温クリープ特性を向上させる効果は飽和し、かつσ相生成を助長して、時効後の靭性が劣化し、高コスト化する。そこで、Ｗは５．００〜９．００％とする。
Ｗは、固溶強化、および微細析出物の生成により高温クリープ強度を向上させる元素である。そのためには、Ｗは５．００％以上を添加する必要がある。しかし、Ｗは９．００％を超えて含有させても、高温クリープ特性を向上させる効果は飽和し、かつσ相生成を助長して、時効後の靭性が劣化し、高コスト化する。そこで、Ｗは５．００〜９．００％とする。
Ｎ：０．００５〜０．０１５％
Ｎは、固溶強化、および微細炭窒化物生成により高温クリープ強度を向上させる元素である。そのためには、Ｎは０．００５％以上を添加する必要がある。しかし、Ｎは０．０１５％を超えて含有させても、高温クリープ強度を向上させる効果は飽和し、かつ窒化物の過剰生成により、熱間加工性および時効後の靱性が劣化する。そこで、Ｎは０．００５〜０．０１５％とする。
Ｎは、固溶強化、および微細炭窒化物生成により高温クリープ強度を向上させる元素である。そのためには、Ｎは０．００５％以上を添加する必要がある。しかし、Ｎは０．０１５％を超えて含有させても、高温クリープ強度を向上させる効果は飽和し、かつ窒化物の過剰生成により、熱間加工性および時効後の靱性が劣化する。そこで、Ｎは０．００５〜０．０１５％とする。
Ｂ：０．００１〜０．００５％
Ｂは、粒界強化により、高温クリープ強度および熱間加工性を向上させる元素である。そこで、Ｂは０．００１％以上添加する必要がある。しかし、Ｂは０．００５％を超えて含有されても、高温クリープ強度および熱間加工性を向上させる効果は飽和し、かつ過剰添加により熱間加工性を悪化する。そこで、Ｂは０．００１〜０．００５％とする。
Ｂは、粒界強化により、高温クリープ強度および熱間加工性を向上させる元素である。そこで、Ｂは０．００１％以上添加する必要がある。しかし、Ｂは０．００５％を超えて含有されても、高温クリープ強度および熱間加工性を向上させる効果は飽和し、かつ過剰添加により熱間加工性を悪化する。そこで、Ｂは０．００１〜０．００５％とする。
Ｔｉ：０．５００％以下、好ましくはＴｉ：０．４８０％以下
Ｔｉは、０．５００％を超えて含有されると、鋼中に粗大炭窒化物の形成を助長し、金属間化合物を過剰に生成して、高温クリープ強度を低下し、時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｔｉは０．５００％以下、好ましくは、Ｔｉは０．４８０％以下とする。
Ｔｉは、０．５００％を超えて含有されると、鋼中に粗大炭窒化物の形成を助長し、金属間化合物を過剰に生成して、高温クリープ強度を低下し、時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｔｉは０．５００％以下、好ましくは、Ｔｉは０．４８０％以下とする。
Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、０．２０％を超えて含有されると、鋼中に粗大炭窒化物の形成を助長し、金属間化合物を過剰に生成して、高温クリープ強度を低下し、時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｖは０．２０％以下とする。
Ｖは、０．２０％を超えて含有されると、鋼中に粗大炭窒化物の形成を助長し、金属間化合物を過剰に生成して、高温クリープ強度を低下し、時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｖは０．２０％以下とする。
Ｔａ：１．０００％以下
Ｔａは、１．０００％を超えて含有されると、鋼中に粗大炭窒化物の形成を助長し、金属間化合物を過剰に生成して、高温クリープ強度を低下し、時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｔａは１．０００％以下とする。
Ｔａは、１．０００％を超えて含有されると、鋼中に粗大炭窒化物の形成を助長し、金属間化合物を過剰に生成して、高温クリープ強度を低下し、時効後の靭性を劣化する。そこで、Ｔａは１．０００％以下とする。
なお、請求項１の手段の発明では、上記のＴｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種以上を上記した範囲内で含有するものとする。
請求項２の手段において、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下のうちの１種以上
請求項２の手段の発明では、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、これらのいずれか１以上の元素が鋼中のＳを固定することにより、熱間加工性を改善するために必要とされる。そのためには、これらのそれぞれの元素のうちの１種以上を０．０２００％以下添加する必要がある。
請求項２の手段の発明では、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、これらのいずれか１以上の元素が鋼中のＳを固定することにより、熱間加工性を改善するために必要とされる。そのためには、これらのそれぞれの元素のうちの１種以上を０．０２００％以下添加する必要がある。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、本願の請求項の手段の発明においては、不可避不純物として含有される元素である。ところで、Ｐは０．０４０％を超えて含有されると、鋼の熱間加工性を悪化する。そこで、Ｐは０．０４０％以下とする。
Ｐは、本願の請求項の手段の発明においては、不可避不純物として含有される元素である。ところで、Ｐは０．０４０％を超えて含有されると、鋼の熱間加工性を悪化する。そこで、Ｐは０．０４０％以下とする。
Ｓ：０．０１０％以下、好ましくは、Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、本願の請求項の手段の発明においては、不可避不純物としての元素である。ところで、Ｓは０．０１０％を超えて含有されると、鋼の熱間加工性が悪化される。そこで、Ｓは０．０１０％以下とし、好ましくは、Ｓ：０．００８％以下とする。
Ｓは、本願の請求項の手段の発明においては、不可避不純物としての元素である。ところで、Ｓは０．０１０％を超えて含有されると、鋼の熱間加工性が悪化される。そこで、Ｓは０．０１０％以下とし、好ましくは、Ｓ：０．００８％以下とする。
Ｃｕ：０．１０％
Ｃｕは、本願の請求項の手段の発明においては、不可避不純物としての元素である。ところで、Ｃｕは０．１０％を超えて含有されると、鋼の熱間加工性が悪化される。そこで、Ｃｕは０．１０％以下とする。
Ｃｕは、本願の請求項の手段の発明においては、不可避不純物としての元素である。ところで、Ｃｕは０．１０％を超えて含有されると、鋼の熱間加工性が悪化される。そこで、Ｃｕは０．１０％以下とする。
式１＝｛（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）／５｝＋｛（１５［Ｃ］＋１３［Ｎ］）／（３．８［Ｔｉ］＋１．９［Ｎｂ］＋３．５［Ｖ］＋１．１［Ｔａ］）｝とするとき、式１：１．５〜４．０
式１の値が、１．５より下回ると、固溶強化する量と熱的安定な析出物の生成量が少なくなり、高温クリープ強度が劣化する。一方、式１の値が４．０を上回ると、σ相の生成が助長され、時効後の靭性が劣化する。そこで、式１は、１．５〜４．０とする。なお、式１に記載の［元素記号］は、上記の化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
式１の値が、１．５より下回ると、固溶強化する量と熱的安定な析出物の生成量が少なくなり、高温クリープ強度が劣化する。一方、式１の値が４．０を上回ると、σ相の生成が助長され、時効後の靭性が劣化する。そこで、式１は、１．５〜４．０とする。なお、式１に記載の［元素記号］は、上記の化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
式２＝（［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］−１５．８）／［Ｎｉ］とするとき、式２：０．２５以下
式２の値が０．２５を上回るとσ相の生成を助長して、時効後の靭性を劣化させる。そこで、式２は０．２５以下とする。なお、式２の［元素記号］は、上記の化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
式２の値が０．２５を上回るとσ相の生成を助長して、時効後の靭性を劣化させる。そこで、式２は０．２５以下とする。なお、式２の［元素記号］は、上記の化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
熱的安定性の高い微細炭窒化物、金属間化合物、単金属相の１種以上の析出物が７００℃で析出している面積率の割合：５％以上
熱的安定性の高い析出物が７００℃で析出している面積率の割合が５％以上とする理由は、５％以上であれば、析出物が分散された状態となっているからである。
熱的安定性の高い析出物が７００℃で析出している面積率の割合が５％以上とする理由は、５％以上であれば、析出物が分散された状態となっているからである。
ここで、本願の発明を実施するための形態について、以下に実施例および比較例を含めて説明する。先ず、表１に示す実施例のＮｏ．１〜１６および表２に示す比較例のＮｏ．１７〜３８の供試材の化学成分の鋼を、それぞれ１００ｋｇずつを真空誘導溶解（ＶＩＭ）炉により溶製して１００ｋｇの鋼塊とした。次いで、これらの鋼塊を１２００〜１３００℃に加熱して均質化した。この均質化した鋼塊を割り出してグリーグル試験を実施した。一方、冷えた均質化した鋼塊を１１５０〜１２００℃に加熱して径２０ｍｍの棒鋼に鍛伸し、次いで固溶化熱処理として１２００〜１３００℃に加熱して１０分以上保持した後に水冷して熱処理して、熱間加工性、クリープ破断強度、時効後の靱性の材料特性評価の試験片を作製した。
表１に示す実施例におよび表２に示す比較例における析出物面積率は、上記の径２０ｍｍの棒鋼を使用して、固溶化処理した後、７００℃で３０００時間保持する熱処理を実施し、透過型電子顕微鏡にて析出物を観察することにより、同定した。このために、１００μｍ2視野にて、熱的安定性の低い粒界のＭ23Ｃ6型炭化物を除く、粒内に析出した炭窒化物、金属間化合物、および単金属相の面積率を測定した。各面積率は表１および表２に「析出物面積率（％）」として、その％を表記した。本願発明の析出物面積率の範囲を満足する値は５％以上である。
表１および表２における熱間加工性の評価は、上記で均質化した鋼塊を、径８ｍｍの棒鋼のグリーブル試験片に割り出し、グリーブル試験の実施で急速加熱して１１００℃の加工時の絞り値を熱間加工性の評価として、表１および表２の「熱間加工性」の欄に、絞り値が７０％以上を「○」と表記し、絞り値が７０％未満を「×」と表記した。
表１および表２における高温クリープ破断強度の評価は、上記で鍛伸した径２０ｍｍの棒鋼を使用して固溶化熱処理して、平行部径６ｍｍで評点距離３０ｍｍに加工して試験片とし、この試験片を用いて、７００℃、７５０℃、および８００℃で最長１万時間の破断試験を行ない、試験結果をラルソン−ミラー法（ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ ｍｅｔｈｏｄ）のパラメーターで整理し、７００℃で１０万時間の時点の推定高温クリープ破断強度を求めた。推定高温クリープ破断強度の評価として、推定値が１００ＭＰａ以上を、表１および表２の「クリープ破断強度」の欄に「○」と表記し、推定値が１００ＭＰａ未満を、表１および表２の「クリープ破断強度」の欄に「×」と表記した。
表１および表２における時効後の靱性の評価は、上記で鍛伸した径２０ｍｍの棒鋼を使用して、固溶化熱処理後、７００℃、７５０℃、および８００℃で、最長１万時間の時効後の処理を施して、幅１０ｍｍ、２ｍｍＶノッチの衝撃試験片に加工した。この試験片を用いて、室温にてシャルピー衝撃試験を実施した。その結果をＯｒｒ−Ｓｈｅｒｂｙ−Ｄｏｒｎのパラメーターにて整理し、７００℃で１０万時間の時点の推定シャルピー衝撃値を求めた。推定シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上を、時効後の靱性の評価として、表１および表２の「時効靱性」の欄に「○」と表記し、推定シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2未満を表１および表２の「時効靱性」の欄に「×」と表記した。
表１および表２における、式１の値は、実施例のＮｏ．１〜１６では、いずれも請求項に規定する値の１．５〜４．０の範囲にあるが、比較例のＮｏ．２５では、式１の値は４．３で請求項で規定する値の上限の４．０よりも大きく、また、比較例のＮｏ３６では、式１の値は１．０で請求項で規定する値の下限の１．５よりも小さい。さらに、表１および表２における、式２の値は、実施例のＮｏ．１〜１６では、いずれも請求項に規定する値の上限の０．２５以下であるが、比較例のＮｏ．１７では、式２の値は０．２８で請求項で規定する値の上限の０．２５よりも大きく、また、比較例のＮｏ．３４では、式２の値は０．５１で同じく請求項で規定する値の上限の０．２５よりも大きい。
表１および表２における、析出物面積率の％は、実施例のＮｏ．１〜１６では、いずれも請求項に規定する値の５％以上であるが、比較例のＮｏ．２４では、析出物面積率は３％で請求項で規定する値の下限の５％よりも小さい。
さらに、表１および表２における材料特性評価である、熱間加工性、クリープ破断強度、および時効靱性は、実施例のＮｏ．１〜１６では、いずれも「○」で請求項で規定する、絞り値が７０％以上で、高温破断強度が１００ＭＰａ以上で、時効後のシャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上であるが、比較例のＮｏ．１７〜３８では、熱間加工性、クリープ破断強度、および時効靱性のいずれかが「×」で請求項で規定する、絞り値、高温破断強度の値、および時効後のシャルピー衝撃値のいずれかを満足しないものである。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｎｉ：９．５〜３２．５％、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．１０〜０．８０、Ｗ：５．００〜９．００％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｔａ：１．０００％以下であるＴｉ、Ｖ、Ｔａのうちの１種以上を含有し、さらに不可避不純物として、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび上記以外の不可避不純物からなり、式１：｛（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）／５｝＋｛（１５［Ｃ］＋１３［Ｎ］）／（３．８［Ｔｉ］＋１．９［Ｎｂ］＋３．５［Ｖ］＋１．１［Ｔａ］）｝＝１．５〜４．０、および式２：（［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］−１５．８）／［Ｎｉ］≦０．２５、の両式を満足し、かつ、熱的安定性の高い微細炭化物、金属間化合物、単金属相のうちの１種以上が７００℃のときの面積率で析出している割合が５％以上、熱間加工による絞り値が７０％以上、高温破断強度が１００ＭＰａ以上、時効後のシャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とする加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼。
ただし、上記の式１および式２の［元素記号］は、上記化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。 - 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｎｉ：９．５〜３２．５％、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．１０〜０．８０％、Ｗ：５．００〜９．００％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｖ：０．２０％以下，Ｔａ：１．０００％以下であるＴｉ、Ｖ、Ｔａのうちの１種以上を含有し、さらに、Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％であるＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちの１種以上を含有し、さらに不可避不純物として、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび上記以外の不可避不純物からなり、式１：｛（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）／５｝＋｛（１５［Ｃ］＋１３［Ｎ］）／（３．８［Ｔｉ］＋１．９［Ｎｂ］＋３．５［Ｖ］＋１．１［Ｔａ］）｝＝１．５〜４．０、および、式２：（［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］−１５．８）／［Ｎｉ］≦０．２５、の両式を満足し、かつ、熱的安定性の高い微細炭化物、金属間化合物、単金属相のうちの１種以上が７００℃のときの面積率で析出している割合が５％以上、熱間加工による絞り値が７０％以上、高温破断強度が１００ＭＰａ以上、時効後のシャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とする加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼。
ただし、上記の式１および式２の［元素記号］は、上記化学成分中の各元素の１００分率中の数値である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016050375A JP6955322B2 (ja) | 2016-03-15 | 2016-03-15 | 加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016050375A JP6955322B2 (ja) | 2016-03-15 | 2016-03-15 | 加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017166004A true JP2017166004A (ja) | 2017-09-21 |
| JP6955322B2 JP6955322B2 (ja) | 2021-10-27 |
Family
ID=59912716
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016050375A Active JP6955322B2 (ja) | 2016-03-15 | 2016-03-15 | 加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6955322B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108534118A (zh) * | 2018-03-30 | 2018-09-14 | 东方电气集团东方锅炉股份有限公司 | 一种超临界或超超临界直流锅炉水冷壁结构 |
| WO2019098034A1 (ja) * | 2017-11-15 | 2019-05-23 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、および溶接継手の製造方法 |
| JP2021504587A (ja) * | 2017-12-06 | 2021-02-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐食性に優れた非磁性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| CN113943904A (zh) * | 2021-10-18 | 2022-01-18 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种提高耐热合金高温拉伸塑性的热处理工艺 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06322488A (ja) * | 1993-05-13 | 1994-11-22 | Nippon Steel Corp | 溶接性に優れ、耐高温腐食特性が良好な高強度オーステナイト系耐熱鋼 |
| JP2000129403A (ja) * | 1998-10-26 | 2000-05-09 | Hitachi Ltd | 高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及び用途 |
| JP2004323937A (ja) * | 2003-04-25 | 2004-11-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP2012001749A (ja) * | 2010-06-15 | 2012-01-05 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 高強度オーステナイト系耐熱鋼 |
| JP2014043621A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | オーステナイト系耐熱鋼 |
| JP2015193912A (ja) * | 2014-03-25 | 2015-11-05 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系耐熱合金管の製造方法およびその製造方法によって製造されたオーステナイト系耐熱合金管 |
-
2016
- 2016-03-15 JP JP2016050375A patent/JP6955322B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06322488A (ja) * | 1993-05-13 | 1994-11-22 | Nippon Steel Corp | 溶接性に優れ、耐高温腐食特性が良好な高強度オーステナイト系耐熱鋼 |
| JP2000129403A (ja) * | 1998-10-26 | 2000-05-09 | Hitachi Ltd | 高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及び用途 |
| JP2004323937A (ja) * | 2003-04-25 | 2004-11-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP2012001749A (ja) * | 2010-06-15 | 2012-01-05 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 高強度オーステナイト系耐熱鋼 |
| JP2014043621A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | オーステナイト系耐熱鋼 |
| JP2015193912A (ja) * | 2014-03-25 | 2015-11-05 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系耐熱合金管の製造方法およびその製造方法によって製造されたオーステナイト系耐熱合金管 |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019098034A1 (ja) * | 2017-11-15 | 2019-05-23 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、および溶接継手の製造方法 |
| CN111344427A (zh) * | 2017-11-15 | 2020-06-26 | 日本制铁株式会社 | 奥氏体系耐热钢焊接金属、焊接接头、奥氏体系耐热钢用焊接材料以及焊接接头的制造方法 |
| JPWO2019098034A1 (ja) * | 2017-11-15 | 2020-10-22 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、および溶接継手の製造方法 |
| CN111344427B (zh) * | 2017-11-15 | 2021-08-31 | 日本制铁株式会社 | 奥氏体系耐热钢焊接金属、焊接接头、奥氏体系耐热钢用焊接材料以及焊接接头的制造方法 |
| JP2021504587A (ja) * | 2017-12-06 | 2021-02-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐食性に優れた非磁性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| CN108534118A (zh) * | 2018-03-30 | 2018-09-14 | 东方电气集团东方锅炉股份有限公司 | 一种超临界或超超临界直流锅炉水冷壁结构 |
| CN108534118B (zh) * | 2018-03-30 | 2023-10-31 | 东方电气集团东方锅炉股份有限公司 | 一种超临界或超超临界直流锅炉水冷壁结构 |
| CN113943904A (zh) * | 2021-10-18 | 2022-01-18 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种提高耐热合金高温拉伸塑性的热处理工艺 |
| CN113943904B (zh) * | 2021-10-18 | 2022-04-22 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种提高耐热合金高温拉伸塑性的热处理工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6955322B2 (ja) | 2021-10-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4803174B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| WO2018151222A1 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法 | |
| JP5838933B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼 | |
| JP6225598B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 | |
| JPWO2018066579A1 (ja) | ＮｉＣｒＦｅ合金 | |
| JP5846076B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金 | |
| JP4816642B2 (ja) | 低合金鋼 | |
| JP6955322B2 (ja) | 加工性、高温強度および時効後の靱性に優れたオーステナイト系耐熱鋼 | |
| JP6227561B2 (ja) | オーステナイト合金 | |
| JP5661001B2 (ja) | 時効後靭性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼 | |
| JP6547599B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼 | |
| JP2019189889A (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP3508667B2 (ja) | 高温強度に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JP6020017B2 (ja) | 耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板およびその製造方法 | |
| JP3848463B2 (ja) | 溶接性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JP6747207B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金部材 | |
| JP2017020054A (ja) | ステンレス鋼およびステンレス鋼管 | |
| JP2017014575A (ja) | オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物 | |
| JP6736964B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材 | |
| JP7295418B2 (ja) | 溶接材料 | |
| JP6825514B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材 | |
| JP5930635B2 (ja) | 優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼とその製造方法 | |
| JP6848483B2 (ja) | Ｎｉ耐熱合金部材 | |
| JP2021031771A (ja) | 低合金耐熱鋼及び鋼管 | |
| JP2016176120A (ja) | 高温クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20181213 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20190918 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20191023 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20191223 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20200225 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200525 |
|
| C60 | Trial request (containing other claim documents, opposition documents) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C60 Effective date: 20200525 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20200603 |
|
| C21 | Notice of transfer of a case for reconsideration by examiners before appeal proceedings |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C21 Effective date: 20200609 |
|
| A912 | Re-examination (zenchi) completed and case transferred to appeal board |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A912 Effective date: 20200710 |
|
| C211 | Notice of termination of reconsideration by examiners before appeal proceedings |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C211 Effective date: 20200714 |
|
| C22 | Notice of designation (change) of administrative judge |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C22 Effective date: 20210324 |
|
| C22 | Notice of designation (change) of administrative judge |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C22 Effective date: 20210414 |
|
| C13 | Notice of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C13 Effective date: 20210519 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20210719 |
|
| C23 | Notice of termination of proceedings |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C23 Effective date: 20210824 |
|
| C03 | Trial/appeal decision taken |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C03 Effective date: 20210922 |
|
| C30A | Notification sent |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C3012 Effective date: 20210922 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20211001 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6955322 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |