JP2559217B2 - 溶接性を改善せる高強度フエライト系ボイラ鋼管用鋼 - Google Patents
溶接性を改善せる高強度フエライト系ボイラ鋼管用鋼Info
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- JP2559217B2 JP2559217B2 JP61139035A JP13903586A JP2559217B2 JP 2559217 B2 JP2559217 B2 JP 2559217B2 JP 61139035 A JP61139035 A JP 61139035A JP 13903586 A JP13903586 A JP 13903586A JP 2559217 B2 JP2559217 B2 JP 2559217B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は高強度フェライト系耐熱鋼に関するものであ
り、さらに詳しくは高温におけるクリープ特性および溶
接性を改良した靭性のすぐれたフェライト系Cr含有ボイ
ラ鋼管用鋼に関するものである。
り、さらに詳しくは高温におけるクリープ特性および溶
接性を改良した靭性のすぐれたフェライト系Cr含有ボイ
ラ鋼管用鋼に関するものである。
（従来の技術） 近年火力発電ボイラにおいては大型化と高温、高圧化
が定着してきたが、550℃を超すとその材料を選択する
に当たり、耐酸化性、高温強度の点からフェライト系の
2 1/4Cr−1Mo鋼から18−８ステンレス鋼のごときオース
テナイト系の高級鋼へと飛躍して使用されているのが現
状である。
が定着してきたが、550℃を超すとその材料を選択する
に当たり、耐酸化性、高温強度の点からフェライト系の
2 1/4Cr−1Mo鋼から18−８ステンレス鋼のごときオース
テナイト系の高級鋼へと飛躍して使用されているのが現
状である。
（発明が解決しようとする問題点） しかしながら低合金鋼、ステンレス鋼、超合金と材料
が高級になるに従い、コストが上昇し、ボイラ建造費が
高価につくために、材料上の問題からボイラの蒸気温度
が逆に制約されて現在では566℃が上限となっている。
したがってボイラの効率を高めるためには圧力を高めた
超臨界圧ボイラが使用されている。
が高級になるに従い、コストが上昇し、ボイラ建造費が
高価につくために、材料上の問題からボイラの蒸気温度
が逆に制約されて現在では566℃が上限となっている。
したがってボイラの効率を高めるためには圧力を高めた
超臨界圧ボイラが使用されている。
ところで2 1/4Cr−1Mo鋼とオーステナイトステンレス
鋼の中間を埋めるための鋼材は過去数十年模索されてい
るがCr量が中間の5Cr,9Cr,12Cr等のボイラ鋼管は強度を
高めるとその溶接性が悪化するため、研究はかなり行わ
れたが、ボイラの施工上、作業能率を著しく低下させる
ために実用化されにくいのが実情である。
鋼の中間を埋めるための鋼材は過去数十年模索されてい
るがCr量が中間の5Cr,9Cr,12Cr等のボイラ鋼管は強度を
高めるとその溶接性が悪化するため、研究はかなり行わ
れたが、ボイラの施工上、作業能率を著しく低下させる
ために実用化されにくいのが実情である。
このような観点から2 1/4Cr−1Mo鋼とオーステナイト
鋼の中間の強度を有し、尚且つ溶接性が優れた経済的鋼
の出現が望まれていた。
鋼の中間の強度を有し、尚且つ溶接性が優れた経済的鋼
の出現が望まれていた。
本発明者らはこのような事情にかんがみ既に溶接性を
向上させてなおかつクリープ破断強度も従来材を大幅に
上廻る新しい鋼種を開発し、（イ）特公昭56−34628号
公報、（ロ）特開昭59−153865号公報、或いは（ハ）特
開昭60−215746号公報により提案を行なっている。これ
らの内、（イ）の鋼はV,Nbの適正添加により、クリープ
破断強度を確保するとともにＣ量を低目にして溶接性を
向上した鋼であり、（ロ）の鋼はさらにSiの制限により
靭性の向上を図り、ＶとSiとの相関関係を定めて強度と
靭性のバランスを保った鋼である。また（ハ）の鋼はSi
の制限による靭性の向上を図るとともにB,Nの添加と酸
素量の制限によるクリープ強度の向上を狙った鋼であ
る。
向上させてなおかつクリープ破断強度も従来材を大幅に
上廻る新しい鋼種を開発し、（イ）特公昭56−34628号
公報、（ロ）特開昭59−153865号公報、或いは（ハ）特
開昭60−215746号公報により提案を行なっている。これ
らの内、（イ）の鋼はV,Nbの適正添加により、クリープ
破断強度を確保するとともにＣ量を低目にして溶接性を
向上した鋼であり、（ロ）の鋼はさらにSiの制限により
靭性の向上を図り、ＶとSiとの相関関係を定めて強度と
靭性のバランスを保った鋼である。また（ハ）の鋼はSi
の制限による靭性の向上を図るとともにB,Nの添加と酸
素量の制限によるクリープ強度の向上を狙った鋼であ
る。
これら（イ）〜（ハ）のいずれの鋼も600℃において
の長時間使用に耐えるすぐれた鋼である。
の長時間使用に耐えるすぐれた鋼である。
しかしながら今後蒸気温度の一層の上昇と電力需要の
変動に対応してボイラの起動停止が頻繁に行われること
が予想されており、その際熱応力を軽減するためにもい
っそうの肉厚減少即ちクリープ強度の向上がのぞまれて
いる。
変動に対応してボイラの起動停止が頻繁に行われること
が予想されており、その際熱応力を軽減するためにもい
っそうの肉厚減少即ちクリープ強度の向上がのぞまれて
いる。
一方クリープ強度の向上にＷ添加が有効なことが特公
昭58−17820号公報において開示されている。しかしこ
の鋼においてはＷの最適な範囲についての提案が行われ
ているものではない上にNb添加についての配慮もなされ
ていない。
昭58−17820号公報において開示されている。しかしこ
の鋼においてはＷの最適な範囲についての提案が行われ
ているものではない上にNb添加についての配慮もなされ
ていない。
（問題点を解決するための手段） 本発明者らは600℃でのクリープ破断強度を高めると
同時に、その使用をより高温度域で可能にするためにM
o,W,Nbの複合添加が有効であり、且つMo,W,Nbには最適
添加量があって、MoとＷ量の関係及びNb量を明らかにす
ることによって著しくクリープ破断強度のすぐれた鋼を
開発することに成功したものである。
同時に、その使用をより高温度域で可能にするためにM
o,W,Nbの複合添加が有効であり、且つMo,W,Nbには最適
添加量があって、MoとＷ量の関係及びNb量を明らかにす
ることによって著しくクリープ破断強度のすぐれた鋼を
開発することに成功したものである。
本発明の成分範囲を示せば第１表の如くである。
次いで本発明鋼に含まれる各成分の限定理由について
述べるとＣは強度の保持に必要であるが、溶接性の点か
ら上限を0.12％とした。即ち後述するCr量との関係で、
この種の鋼は非常に焼入性がよく溶接熱影響部が著しく
硬化し、溶接時低温割れの原因となる。従って溶接を完
全に行うために、かなり高温の予熱を必要とし、ひいて
は溶接作業性が著しく損われる。しかるにＣを0.12％以
下に保てば溶接熱影響部の最高硬さが低下し、溶接割れ
の防止を行いうるので上限を0.12％とした。また下限に
ついてはＣ量を0.03％未満にするとクリープ破断強度の
確保が困難になるので下限を0.03％と定めた。
述べるとＣは強度の保持に必要であるが、溶接性の点か
ら上限を0.12％とした。即ち後述するCr量との関係で、
この種の鋼は非常に焼入性がよく溶接熱影響部が著しく
硬化し、溶接時低温割れの原因となる。従って溶接を完
全に行うために、かなり高温の予熱を必要とし、ひいて
は溶接作業性が著しく損われる。しかるにＣを0.12％以
下に保てば溶接熱影響部の最高硬さが低下し、溶接割れ
の防止を行いうるので上限を0.12％とした。また下限に
ついてはＣ量を0.03％未満にするとクリープ破断強度の
確保が困難になるので下限を0.03％と定めた。
Mnは脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な成分で
ある。上限を1.5％としたのはこれを超すと靭性の点か
ら好ましくないからであり、下限は脱酸に必要な最少量
として0.1％と定めた。
ある。上限を1.5％としたのはこれを超すと靭性の点か
ら好ましくないからであり、下限は脱酸に必要な最少量
として0.1％と定めた。
Crは耐酸化性に不可欠の元素であって、耐熱鋼には必
らず添加されており、M23C6,M6C（但しＭは金属元素を
指す）の微細析出により高温強度を高めているが、下限
はその析出硬化が顕著に認められる８％とし、上限は溶
接性及び靭性の点から13％とした。
らず添加されており、M23C6,M6C（但しＭは金属元素を
指す）の微細析出により高温強度を高めているが、下限
はその析出硬化が顕著に認められる８％とし、上限は溶
接性及び靭性の点から13％とした。
Moは固溶体強化により、高温強度を顕著に高める元素
であるので通常耐熱鋼には添加されるが、多量に添加さ
れた場合溶接性を損なうので、溶接性の低下の少ない添
加範囲として0.45％未満とした。
であるので通常耐熱鋼には添加されるが、多量に添加さ
れた場合溶接性を損なうので、溶接性の低下の少ない添
加範囲として0.45％未満とした。
ＷもMoと同様に固溶体強化および炭化物中に固溶して
粗大化を抑制することにより高温強度を顕著に高める元
素であり、とくに600℃を超えて長時間側の強化に有効
である。しかし多量に添加すると溶接性、耐酸化性を損
うので、溶接性の低下の少ない添加範囲として上限を2.
1％とした。一方0.45％未満のMoとの共存において効果
を発揮するのは1.0％以上からであるので下限を1.0％と
定めた。
粗大化を抑制することにより高温強度を顕著に高める元
素であり、とくに600℃を超えて長時間側の強化に有効
である。しかし多量に添加すると溶接性、耐酸化性を損
うので、溶接性の低下の少ない添加範囲として上限を2.
1％とした。一方0.45％未満のMoとの共存において効果
を発揮するのは1.0％以上からであるので下限を1.0％と
定めた。
ＶはMo同様素地に固溶しても析出物として析出しても
鋼の高温強度を著しく高める元素である。特に析出の場
合にはV4C3としての他M23C6,M6Cの一部に入り、析出物
の粗大化の抑制に顕著な効果を示す。しかしながら600
℃前後でSUS 304ステンレス鋼を超すクリープ破断強度
を出すためには0.05％未満では不充分であり、また0.30
％を超すと却って強度低下を生ずるので上限を0.30％、
下限を0.05％とした。好ましい範囲は0.15〜0.25％であ
る。
鋼の高温強度を著しく高める元素である。特に析出の場
合にはV4C3としての他M23C6,M6Cの一部に入り、析出物
の粗大化の抑制に顕著な効果を示す。しかしながら600
℃前後でSUS 304ステンレス鋼を超すクリープ破断強度
を出すためには0.05％未満では不充分であり、また0.30
％を超すと却って強度低下を生ずるので上限を0.30％、
下限を0.05％とした。好ましい範囲は0.15〜0.25％であ
る。
NbはNb（CN）の析出によって高温強度を高めるが、ま
た微細な分散析出が後続するM23C6,M6C等の析出状態を
微細にコントロールするために長時間クリープ強度にも
貢献する。その量は0.02％未満では効果がなく0.12％を
超すとかえって凝集粗大化を生じて強度を下げるため、
上限を0.12％、下限を0.02％とした。
た微細な分散析出が後続するM23C6,M6C等の析出状態を
微細にコントロールするために長時間クリープ強度にも
貢献する。その量は0.02％未満では効果がなく0.12％を
超すとかえって凝集粗大化を生じて強度を下げるため、
上限を0.12％、下限を0.02％とした。
なおＶ＋Nb量はクリープ強度の観点から0.15〜0.35％
の範囲が好ましい。
の範囲が好ましい。
Ｂは本来焼入性を著しく高める元素としてよく知られ
ているが、前述の如く、Ｂの微量添加によって著しくク
リープ強度が向上する。その量は0.001％未満ではほと
んど効果がなく、0.008％を超すと熱間加工性、溶接性
を損うので上限を0.008％、下限を0.001％とした。
ているが、前述の如く、Ｂの微量添加によって著しくク
リープ強度が向上する。その量は0.001％未満ではほと
んど効果がなく、0.008％を超すと熱間加工性、溶接性
を損うので上限を0.008％、下限を0.001％とした。
Ｎはマトリックスに固溶あるいは窒化物、炭窒化物と
して析出し、クリープ破断強度を高める元素であるが、
0.005％未満では急激に強度が低下すること、また0.10
％を超すと鋳造時にブローホールを発生し健全な鋼塊が
できにくい等の問題を生ずるので上限を0.10％、下限を
0.005％とした。なお、0.02〜0.07％の範囲が好まし
い。
して析出し、クリープ破断強度を高める元素であるが、
0.005％未満では急激に強度が低下すること、また0.10
％を超すと鋳造時にブローホールを発生し健全な鋼塊が
できにくい等の問題を生ずるので上限を0.10％、下限を
0.005％とした。なお、0.02〜0.07％の範囲が好まし
い。
Siは本来脱酸のために添加される元素であるが材質的
には靭性に悪影響のある元素である。そこで靭性におよ
ぼす影響を調べたところ、0.25％以下に抑えると靭性が
向上することが分った。なお、好ましい範囲は0.095％
以下である。
には靭性に悪影響のある元素である。そこで靭性におよ
ぼす影響を調べたところ、0.25％以下に抑えると靭性が
向上することが分った。なお、好ましい範囲は0.095％
以下である。
次にMoとＷの関係を第１図について述べる。MoとＷは
複合して添加することによって高温長時間側のクリープ
破断強度を著しく向上する。しかし強度、靭性、溶接性
を考慮するとその添加量には最適な範囲があり、第１図
のABCDEFで囲まれる範囲でなければならないことが分っ
た。すなわち直線ABはクリープ破断強度の観点からの下
限界線であって、Ｗが1.0％の線であり、これ未満では
クリープ強度向上効果が大きくない。また直線EFおよび
直線AFは溶接性、靭性等の観点からの上限界線である。
直線EFは（Mo＋Ｗ）＝2.49％の線であり、直線AFはMoが
0.45％の線であり、これを超えると溶接性、靭性いずれ
かまたはすべての劣化が目立つ。さらに、直線CDおよび
直線DEはクリープ強度と溶接性、靭性の兼ね合いの観点
からの制限界線であり、直線CDより右側でかつ直線DEよ
り下方の位置では、クリープ強度の向上が少ない割りに
溶接性が低下する。即ち、直線CDを境にクリープ強度は
余り変わらずに溶接性が劣化し、直線DEを境に溶接性は
殆んど変らずにクリープ強度が低下する。この直線CDは
Ｗが1.79％であり直線DEはMoが0.41％である。
複合して添加することによって高温長時間側のクリープ
破断強度を著しく向上する。しかし強度、靭性、溶接性
を考慮するとその添加量には最適な範囲があり、第１図
のABCDEFで囲まれる範囲でなければならないことが分っ
た。すなわち直線ABはクリープ破断強度の観点からの下
限界線であって、Ｗが1.0％の線であり、これ未満では
クリープ強度向上効果が大きくない。また直線EFおよび
直線AFは溶接性、靭性等の観点からの上限界線である。
直線EFは（Mo＋Ｗ）＝2.49％の線であり、直線AFはMoが
0.45％の線であり、これを超えると溶接性、靭性いずれ
かまたはすべての劣化が目立つ。さらに、直線CDおよび
直線DEはクリープ強度と溶接性、靭性の兼ね合いの観点
からの制限界線であり、直線CDより右側でかつ直線DEよ
り下方の位置では、クリープ強度の向上が少ない割りに
溶接性が低下する。即ち、直線CDを境にクリープ強度は
余り変わらずに溶接性が劣化し、直線DEを境に溶接性は
殆んど変らずにクリープ強度が低下する。この直線CDは
Ｗが1.79％であり直線DEはMoが0.41％である。
次に本発明の効果を実施例についてさらに具体的に述
べる。
べる。
実施例 第２表に供試鋼の科学組成、600℃、20kg/mm2の応力
でのクリープ破断時間、破断伸び、溶接性を表わすｙ型
拘束割れ試験における割れ防止のための予熱温度、600
℃、3000時間時効後の衝撃値、常温の引張り特性を示
す。
でのクリープ破断時間、破断伸び、溶接性を表わすｙ型
拘束割れ試験における割れ防止のための予熱温度、600
℃、3000時間時効後の衝撃値、常温の引張り特性を示
す。
第２表に示すもののうちNo.4,6,7,10,11,17,18,19,20
鋼は本発明鋼であり、その他は比較鋼である。
鋼は本発明鋼であり、その他は比較鋼である。
No.2鋼は通常低合金耐熱鋼として使用されている2 1/
4Cr−1Mo鋼であり、No.1鋼は更に耐高温耐食性を向上さ
せたボイラ熱交換器用合金鋼鋼管であるが、クリープ破
断強度が低い。また、No.3は現在ドイツを中心にヨーロ
ッパで石炭専焼ボイラの過熱器管に、再熱器管使用され
ている鋼種であるが、Ｃ量が本発明鋼に比べ高いので溶
接性、加工性に難点がある。
4Cr−1Mo鋼であり、No.1鋼は更に耐高温耐食性を向上さ
せたボイラ熱交換器用合金鋼鋼管であるが、クリープ破
断強度が低い。また、No.3は現在ドイツを中心にヨーロ
ッパで石炭専焼ボイラの過熱器管に、再熱器管使用され
ている鋼種であるが、Ｃ量が本発明鋼に比べ高いので溶
接性、加工性に難点がある。
No.5鋼業はＷ量がその下限を切るものであって十分な
クリープ破断強度が確保できない。No.9鋼はＷがその上
限を超えるものであって、溶接性が低下している。
クリープ破断強度が確保できない。No.9鋼はＷがその上
限を超えるものであって、溶接性が低下している。
No.8,12鋼はＷ量、Mo量ともそれぞれの上下限内に入
っているものの第１図のABCDEFの外側に位置するもので
あって、そのうちNo.12鋼は第１図EF線の上方に位置す
るものであって、溶接性が低下している。また、No.8鋼
は第１図CD線より右側でかつDE線の下方に位置するもの
であって、クリープ破断強度の割には溶接性が悪い。
っているものの第１図のABCDEFの外側に位置するもので
あって、そのうちNo.12鋼は第１図EF線の上方に位置す
るものであって、溶接性が低下している。また、No.8鋼
は第１図CD線より右側でかつDE線の下方に位置するもの
であって、クリープ破断強度の割には溶接性が悪い。
No.13,14鋼はMo量が上限を超えるものであって、溶接
性が低下している。さらに、No.15,16鋼はＣ量がその下
限を切るかまたは上限を超えるものであって、下限を切
るNo.15鋼はクリープ破断強度が余り高くないうえに時
効後の衝撃値が著しく低い。上限を超えるNo.16鋼は溶
接性が著しく悪い。
性が低下している。さらに、No.15,16鋼はＣ量がその下
限を切るかまたは上限を超えるものであって、下限を切
るNo.15鋼はクリープ破断強度が余り高くないうえに時
効後の衝撃値が著しく低い。上限を超えるNo.16鋼は溶
接性が著しく悪い。
これに対して本発明鋼は、既存のフェライト系耐熱鋼
である比較鋼No.3鋼、市販の2 1/4Cr−1Mo鋼である比較
鋼No.2鋼および市販の9Cr−1Mo鋼のNo.1鋼より、はるか
に高いクリープ破断強度を有して、同一温度であれば高
応力レベルとなり、ボイラ鋼管の薄肉化が可能となり、
溶接性も、既存のフェライト系耐熱鋼である比較鋼No.3
鋼より著しく改善され、すぐれた溶接加工性を有する。
また、靭性は600℃、3000時間時効後の衝撃値で、既存
のフェライト系耐熱鋼のNo.3とほぼ同一レベルにあり、
ボイラ鋼管として実質的に全く問題ない。
である比較鋼No.3鋼、市販の2 1/4Cr−1Mo鋼である比較
鋼No.2鋼および市販の9Cr−1Mo鋼のNo.1鋼より、はるか
に高いクリープ破断強度を有して、同一温度であれば高
応力レベルとなり、ボイラ鋼管の薄肉化が可能となり、
溶接性も、既存のフェライト系耐熱鋼である比較鋼No.3
鋼より著しく改善され、すぐれた溶接加工性を有する。
また、靭性は600℃、3000時間時効後の衝撃値で、既存
のフェライト系耐熱鋼のNo.3とほぼ同一レベルにあり、
ボイラ鋼管として実質的に全く問題ない。
なお、No.17,18,19鋼は、不純物としてそれぞれ、0.2
0％Ni、0.21％Co、0.15％Ni＋0.15％Coを含有している
鋼であるが、他の発明鋼と比べて特性上遜色はない。
0％Ni、0.21％Co、0.15％Ni＋0.15％Coを含有している
鋼であるが、他の発明鋼と比べて特性上遜色はない。
（発明の効果） 以上の如く本発明鋼は従来のフェライト系耐熱鋼にく
らべ、装置の高温化、高圧化に対応できる高温強度の増
大を達成した鋼であり、溶接性、靭性等実用上の特性も
すぐれており、産業界に貢献するところが極めて大き
い。
らべ、装置の高温化、高圧化に対応できる高温強度の増
大を達成した鋼であり、溶接性、靭性等実用上の特性も
すぐれており、産業界に貢献するところが極めて大き
い。
第１図は本発明におけるMoとＷとの関係を示す図であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ▲榊▼原 瑞夫 相模原市淵野辺５−10−１ 新日本製鐵 株式會社第２技術研究所内 (72)発明者 藤田 利夫 東京都文京区向丘１−14−４ (72)発明者 乙黒 靖男 町田市玉川学園３−12−25 (72)発明者 桝本 弘毅 相模原市淵野辺５−10−１ 新日本製鐵 株式會社第２技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭61−69948（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−155648（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】重量でC0.03〜0.12％、Mn0.1〜1.5％、Cr
8.0〜13.0％、Mo0.45％未満、W1.0〜2.1％、V0.05〜0.3
0％、Nb0.02〜0.12％、N0.005〜0.10％を含有し、Si0.2
5％以下に制限し、さらにMoとＷ量の関係が下記の座標
点を占める第１図ABCDEFに囲まれた範囲にあり、残部Fe
および不可避不純物よりなることを特徴とするクリープ
強度ならびに600℃,3×103hr加熱後の靭性に優れ、かつ
溶接性を改善せる高強度フェライト系ボイラ鋼管用鋼。 Mo％ Ｗ％ Ａ（0.45,1.00） Ｂ（0 ,1.00） Ｃ（0 ,1.79） Ｄ（0.41,1.79） Ｅ（0.41,2.08） Ｆ（0.45,2.04） - 【請求項２】重量でC0.03〜0.12％、Mn0.1〜1.5％、Cr
8.0〜13.0％、Mo0.45％未満、W1.0〜2.1％、V0.05〜0.3
0％、Nb0.02〜0.12％、B0.001〜0.008％、N0.005〜0.10
％を含有し、Si0.25％以下に制限し、さらにMoとＷ量の
関係が下記の座標点を占める第１図ABCDEFに囲まれた範
囲にあり、残部Feおよび不可避不純物よりなることを特
徴とするクリープ強度ならびに600℃,3×103hr加熱後の
靭性に優れ、かつ溶接性を改善せる高強度フェライト系
ボイラ鋼管用鋼。 Mo％ Ｗ％ Ａ（0.45,1.00） Ｂ（0 ,1.00） Ｃ（0 ,1.79） Ｄ（0.41,1.79） Ｅ（0.41,2.08） Ｆ（0.45,2.04）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61139035A JP2559217B2 (ja) | 1986-06-14 | 1986-06-14 | 溶接性を改善せる高強度フエライト系ボイラ鋼管用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61139035A JP2559217B2 (ja) | 1986-06-14 | 1986-06-14 | 溶接性を改善せる高強度フエライト系ボイラ鋼管用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62297435A JPS62297435A (ja) | 1987-12-24 |
| JP2559217B2 true JP2559217B2 (ja) | 1996-12-04 |
Family
ID=15235935
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61139035A Expired - Lifetime JP2559217B2 (ja) | 1986-06-14 | 1986-06-14 | 溶接性を改善せる高強度フエライト系ボイラ鋼管用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2559217B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63434A (ja) * | 1986-06-20 | 1988-01-05 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | 原子炉用高強度フエライト鋼 |
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-
1986
- 1986-06-14 JP JP61139035A patent/JP2559217B2/ja not_active Expired - Lifetime
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