JPH0299295A - 高温におけるクリープ破断強度および延性の優れたNi―Crオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 - Google Patents
高温におけるクリープ破断強度および延性の優れたNi―Crオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料Info
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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
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- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees 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)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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)
本発明は高温におけるクリープ破断延性の優れたNi−
Crオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料に関するも
のである。
Crオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料に関するも
のである。
(従来の技術)
現在開発が進められている高速増殖炉の構造材料には5
US304.5tlS316等のオーステナイト系ステ
ンレス鋼が使用されるが、これらの構造材料はクリープ
温度領域で使用される。高速増殖炉の構造材料に負荷さ
れる主要応力は温度変動にともなう熱応力である。この
熱応力による残留応力が高温運転時にクリープにより緩
和される過程が構造材料に繰り返し加えられることから
、クリープ疲労特性が重要視される。ところで、このク
リープ疲労特性はクリープ破断延性と相関関係があるこ
とが明らかにされており、高速増殖炉の構造材料に使用
されるステンレス鋼はクリープ破断延性が優れているこ
とが要求される。このようなステンレス鋼として本発明
者等はクリープ破断延性の優れた316系のステンレス
fiI厚板を発明した(特開昭62−23346号公報
)。
US304.5tlS316等のオーステナイト系ステ
ンレス鋼が使用されるが、これらの構造材料はクリープ
温度領域で使用される。高速増殖炉の構造材料に負荷さ
れる主要応力は温度変動にともなう熱応力である。この
熱応力による残留応力が高温運転時にクリープにより緩
和される過程が構造材料に繰り返し加えられることから
、クリープ疲労特性が重要視される。ところで、このク
リープ疲労特性はクリープ破断延性と相関関係があるこ
とが明らかにされており、高速増殖炉の構造材料に使用
されるステンレス鋼はクリープ破断延性が優れているこ
とが要求される。このようなステンレス鋼として本発明
者等はクリープ破断延性の優れた316系のステンレス
fiI厚板を発明した(特開昭62−23346号公報
)。
しかしながら、高速増殖炉は大型の溶接構造物であるこ
とから、その溶接金属部にだいしてもクリープ破断延性
に優れていることが必要になる。
とから、その溶接金属部にだいしてもクリープ破断延性
に優れていることが必要になる。
これまでの高温用溶接材料は、たとえば5tlS Y3
16系ではクリープ中に炭化物が析出し十分なりリープ
破断延性が得られず、あるいはSUS Y316L系で
はクリープ破断延性は優れているがクリープ破断強度が
低く、いずれも高速増殖炉の構造用として十分とは言え
ないものであった。
16系ではクリープ中に炭化物が析出し十分なりリープ
破断延性が得られず、あるいはSUS Y316L系で
はクリープ破断延性は優れているがクリープ破断強度が
低く、いずれも高速増殖炉の構造用として十分とは言え
ないものであった。
(発明が解決しようとする課題)
このように従来の溶接材料はクリープ破断延性、あるい
はクリープ破断強度の何れかの点で高速増殖炉の構造材
料として不十分なものである。この原因は、SUS Y
316系については鋼中に存在するCが高温での使用中
にδ−フェライトとオーステナイト相の界面に炭化物と
して析出することに関係している。すなわち、界面に析
出する炭化物は界面脆化を引き起こし、延性低下あるい
はクリープ破断強度の劣化原因となる。また、SO5Y
316L系では強化元素であるCiが低いため、クリー
プ破断強度が十分でない。
はクリープ破断強度の何れかの点で高速増殖炉の構造材
料として不十分なものである。この原因は、SUS Y
316系については鋼中に存在するCが高温での使用中
にδ−フェライトとオーステナイト相の界面に炭化物と
して析出することに関係している。すなわち、界面に析
出する炭化物は界面脆化を引き起こし、延性低下あるい
はクリープ破断強度の劣化原因となる。また、SO5Y
316L系では強化元素であるCiが低いため、クリー
プ破断強度が十分でない。
(課題を解決するための手段)
本発明は以上のような課題を解決するためになされたも
のであってその要旨とするところは下記のとおりである
。
のであってその要旨とするところは下記のとおりである
。
(1)重量%でC0.030%以下、Si 1.0%
以以下下Mn3.0%以下、P 0.02〜0.07
%、Cr14.0〜22.0%、Ni10.0〜14.
0%、門02.0〜3.0%、Al 0.04%以下、
N0.06〜0.18%を含有し、残部は実質的にFe
からなり、かつ溶接金属部のδ−フェライトiが1%か
ら6%の範囲である高温でのクリープ破断延性の優れた
Ni−Crオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
以以下下Mn3.0%以下、P 0.02〜0.07
%、Cr14.0〜22.0%、Ni10.0〜14.
0%、門02.0〜3.0%、Al 0.04%以下、
N0.06〜0.18%を含有し、残部は実質的にFe
からなり、かつ溶接金属部のδ−フェライトiが1%か
ら6%の範囲である高温でのクリープ破断延性の優れた
Ni−Crオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
なお、δ−フェライトffiの算出は次式による。
δ−フェライトI(%) = 70.29 + 3.
2 ×Creq−031X (Nieq)”+15.6
61 XCreq/N1eqO、0208X Cr e
q X N i eq −−−−−−−−−−・−弐
−1(Creq =Cr+Mo+ 1.5 XSi、、
N1eq =Ni + 0.5×Mn±30 X (C
十N) ) (2)重量%でC0.030%以下、St 1.0%
以下、Mn3.0%以下、P 0.02〜0.07%
、Cr14、0〜2.2.0%、Ni 10.0〜1
4.0%、Mo2.0〜3.0%、jVo、04%以下
、N0.06〜0.18%を含有し、さらにW 3,0
%以下を含有し、残部は実質的にFeからなり、かつ溶
接金属部のδ−フェライト量が1%から6%の範囲であ
る高温でのクリープ破断延性の優れたNi−Crオース
テナイト系ステンレス鋼溶接材料。
2 ×Creq−031X (Nieq)”+15.6
61 XCreq/N1eqO、0208X Cr e
q X N i eq −−−−−−−−−−・−弐
−1(Creq =Cr+Mo+ 1.5 XSi、、
N1eq =Ni + 0.5×Mn±30 X (C
十N) ) (2)重量%でC0.030%以下、St 1.0%
以下、Mn3.0%以下、P 0.02〜0.07%
、Cr14、0〜2.2.0%、Ni 10.0〜1
4.0%、Mo2.0〜3.0%、jVo、04%以下
、N0.06〜0.18%を含有し、さらにW 3,0
%以下を含有し、残部は実質的にFeからなり、かつ溶
接金属部のδ−フェライト量が1%から6%の範囲であ
る高温でのクリープ破断延性の優れたNi−Crオース
テナイト系ステンレス鋼溶接材料。
なお、δ−フェライト量の算出は次式による。
δ−フェライト量(り = 70.29 + 3.
2 ×Creq−031X (Nieq) ” + 1
5.661 ×Creq/Nieq−0208XCre
qXNieq −−−−−−−−−−−−−−−−−
−−−一式−1(Creq =Cr+Mo+0. 5
W + 1.5 XSt、 N1eq =Ni+ 0.
5 XMn+30 X (C+N) )(作用) 以下本発明の要件の技術的根拠について説明する。発明
者は溶接金属部のクリープ破断特性に対する、化学成分
およびδ−フェライトaについて系統的な調査を行った
。第1図(イ)、(ロ)にクリープ破断特性に対するc
lとNliの影響を示す。
2 ×Creq−031X (Nieq) ” + 1
5.661 ×Creq/Nieq−0208XCre
qXNieq −−−−−−−−−−−−−−−−−
−−−一式−1(Creq =Cr+Mo+0. 5
W + 1.5 XSt、 N1eq =Ni+ 0.
5 XMn+30 X (C+N) )(作用) 以下本発明の要件の技術的根拠について説明する。発明
者は溶接金属部のクリープ破断特性に対する、化学成分
およびδ−フェライトaについて系統的な調査を行った
。第1図(イ)、(ロ)にクリープ破断特性に対するc
lとNliの影響を示す。
この図から低C化することにより、クリープ破断延性が
向上しクリープ破断強度が低下することがわかる。一方
、Nについては、Cが0.05%存在する場合はNlの
増加とともにクリープ破断強度は向上するが、クリープ
破断延性は低下する。これに対し、Cが0.01%と低
い系ではN量の増加とともにクリープ破断強度は向上す
るが、クリープ破断延性は低下は少ない。すなわち、強
化元素をCからNに変えることにより、クリープ破断強
度、クリープ破断延性ともに優れた溶接材料の開発の可
能性が見出された。第2図はこのようなりリープ破断特
性の優れた低C−高N系(0,01%007%N−12
%Ni −18%Cr −2,2%Mo )の溶接金属
部のクリープ破断特性に対するPの影響を示したもので
ある。Pを添加することによりクリープ破断強度、クリ
ープ破断延性がともに向上することがわかる。
向上しクリープ破断強度が低下することがわかる。一方
、Nについては、Cが0.05%存在する場合はNlの
増加とともにクリープ破断強度は向上するが、クリープ
破断延性は低下する。これに対し、Cが0.01%と低
い系ではN量の増加とともにクリープ破断強度は向上す
るが、クリープ破断延性は低下は少ない。すなわち、強
化元素をCからNに変えることにより、クリープ破断強
度、クリープ破断延性ともに優れた溶接材料の開発の可
能性が見出された。第2図はこのようなりリープ破断特
性の優れた低C−高N系(0,01%007%N−12
%Ni −18%Cr −2,2%Mo )の溶接金属
部のクリープ破断特性に対するPの影響を示したもので
ある。Pを添加することによりクリープ破断強度、クリ
ープ破断延性がともに向上することがわかる。
オーステナイト系の溶接施工上の問題として、高温割れ
があり、この対策として通常溶接金属にδ−フェライト
を導入することが行われている。
があり、この対策として通常溶接金属にδ−フェライト
を導入することが行われている。
このδ−フェライトは先に述べたように、クリープ亀裂
の伝播経路となることからクリープ破断特性への影響が
考えられる。第3図はクリープ破断特性に対するδ−フ
ェライトeの影響を示したもので、クリープ破断特性に
対してδ−・フェライト量に′最適値が存在することが
わかる。すなわち、従来型の0.06CC−0,03%
N系ではクリープ中に炭化物の析出が生じることからδ
−フェライトの影響が顕著であるが、クリープ破断延性
が改善された0、01%C−0,12%N系においても
、やや変化量は小さいもののやはり最適δ−フェライト
量が存在する。以上の調査結果から、従来材並のクリー
プ破断強度を有するクリープ破断延性の優れた溶接材料
の可能性を見出したわけであるが、クリープ破断延性を
損なわずに更にクリープ破断強度を高めるための検討を
行った。クリープ破断延性を損なわずに強化する方法と
しては固溶強化が最適であり、その代表元素としてNを
利用したが、0.18%超では析出するため他の元素を
考える必要がある。固溶強化能が高くかつ溶解度の大き
い元素とじて−を選定し、その効果について調査した。
の伝播経路となることからクリープ破断特性への影響が
考えられる。第3図はクリープ破断特性に対するδ−フ
ェライトeの影響を示したもので、クリープ破断特性に
対してδ−・フェライト量に′最適値が存在することが
わかる。すなわち、従来型の0.06CC−0,03%
N系ではクリープ中に炭化物の析出が生じることからδ
−フェライトの影響が顕著であるが、クリープ破断延性
が改善された0、01%C−0,12%N系においても
、やや変化量は小さいもののやはり最適δ−フェライト
量が存在する。以上の調査結果から、従来材並のクリー
プ破断強度を有するクリープ破断延性の優れた溶接材料
の可能性を見出したわけであるが、クリープ破断延性を
損なわずに更にクリープ破断強度を高めるための検討を
行った。クリープ破断延性を損なわずに強化する方法と
しては固溶強化が最適であり、その代表元素としてNを
利用したが、0.18%超では析出するため他の元素を
考える必要がある。固溶強化能が高くかつ溶解度の大き
い元素とじて−を選定し、その効果について調査した。
第4図はその結果を示したもので、0、O1%C−0,
07%N−12%Ni −18%Cr −2,2%Mo
系に−を添加することによりクリープ破断強度が向上す
ることがわかる。しかし、多量に添加するとクリープ破
断延性が低下するが、これは圓を含む金属間化合物が析
出することに起因している。
07%N−12%Ni −18%Cr −2,2%Mo
系に−を添加することによりクリープ破断強度が向上す
ることがわかる。しかし、多量に添加するとクリープ破
断延性が低下するが、これは圓を含む金属間化合物が析
出することに起因している。
以下に本発明における各成分の限定理由を述べる。
先ず本発明の成分系において、Cは有効な強化元素では
あるが、δ−フェライトとオーステナイト相の界面に炭
化物として析出するため高温長時間使用後のクリープ破
断特性などの高温の機械的性質を損なう元素でもある。
あるが、δ−フェライトとオーステナイト相の界面に炭
化物として析出するため高温長時間使用後のクリープ破
断特性などの高温の機械的性質を損なう元素でもある。
このような観点からclは0.030%以下と定めたが
、とくに高いクリープ破断延性が要求される場合は0.
020%以下とすることが望ましい。
、とくに高いクリープ破断延性が要求される場合は0.
020%以下とすることが望ましい。
次にS+は脱酸材として必要であるが、1.0%を超え
て過剰に存在すると高温割れ感受性を高めるのでこの値
を上限とした。
て過剰に存在すると高温割れ感受性を高めるのでこの値
を上限とした。
Mnは脱酸元素であると同時に、鋼中のSを固定するこ
とから熱間加工性を向上させる効果を有するが、3.0
%を超えるとクリープ破断強度を低下させるのでこの値
を上限とした。
とから熱間加工性を向上させる効果を有するが、3.0
%を超えるとクリープ破断強度を低下させるのでこの値
を上限とした。
Pは高温保持中にリン化物として結晶粒内に析出し強化
作用を有し、さらに相界面を強化する作用もあることか
らクリープ破断延性の点から効果的な元素であるが、そ
の効果は0.02%より生じることから下限を0.02
%とした。しかし過剰の添加は溶接性および熱間加工性
を著しく損なうことから、その上限を0.07%とした
。
作用を有し、さらに相界面を強化する作用もあることか
らクリープ破断延性の点から効果的な元素であるが、そ
の効果は0.02%より生じることから下限を0.02
%とした。しかし過剰の添加は溶接性および熱間加工性
を著しく損なうことから、その上限を0.07%とした
。
Niはオーステナイト生成元素として必須の元素であり
、δ−フェライト量を所定の範囲に制御するために、フ
ェライト生成元素であるCrMに対し成分平衡上、式−
1により調整される元素であるが、クリープ破断特性を
劣化させるσ−相、χ相の析出を抑制する効果を有する
ことから、10.0%以上とした。14.0%超の添加
は、δ−フェライト量制御に必要なCr量を増加させる
結果、全体の合金量を大幅に高めることになり、溶接性
を損なうことから、上限を14.0%とした。
、δ−フェライト量を所定の範囲に制御するために、フ
ェライト生成元素であるCrMに対し成分平衡上、式−
1により調整される元素であるが、クリープ破断特性を
劣化させるσ−相、χ相の析出を抑制する効果を有する
ことから、10.0%以上とした。14.0%超の添加
は、δ−フェライト量制御に必要なCr量を増加させる
結果、全体の合金量を大幅に高めることになり、溶接性
を損なうことから、上限を14.0%とした。
Crは耐酸化性を高める元素であり、そのためには14
.0%以上を必要とするが、22.0%を超えると高温
長時間加熱による脆化を引き起こすことから、上限を2
2.0%とした。
.0%以上を必要とするが、22.0%を超えると高温
長時間加熱による脆化を引き起こすことから、上限を2
2.0%とした。
Moは固溶強化作用を有する元素であるが、2,0%未
満では不十分であり、また3、0%超では高温長時間加
熱による脆化を引き起こすことから、上限を3.0%と
した。
満では不十分であり、また3、0%超では高温長時間加
熱による脆化を引き起こすことから、上限を3.0%と
した。
AIは強力な脱酸元素であるが、0.04%を超えて添
加されると高温長時間加熱により鋼中のNと結合しAl
Nを形成し、クリープ破断延性を損なうことから、上限
を0.04%とした。
加されると高温長時間加熱により鋼中のNと結合しAl
Nを形成し、クリープ破断延性を損なうことから、上限
を0.04%とした。
Nはオーステナイト系ステンレス鋼において固溶限が大
きく、かつ強力な固溶強化作用を有する元素である。そ
の作用は0.06%より顕著となることから、下限を0
.06%とした。また、0.18%超のN添加は高温使
用中に窒化物の析出を引き起こすことから、0.18%
を上限とした。
きく、かつ強力な固溶強化作用を有する元素である。そ
の作用は0.06%より顕著となることから、下限を0
.06%とした。また、0.18%超のN添加は高温使
用中に窒化物の析出を引き起こすことから、0.18%
を上限とした。
以上が本発明における基本成分系であるが、本発明にお
いてはさらに高強度化を図るため臀を所定の範囲で含有
せしめることが有効である。すなわち、dはMoと同様
に固溶強化作用を有し、かつ固溶限も大きいことから、
クリープ破断延性を損なうことなくクリープ破断強度を
増加させることができる元素である。しかし3.0%を
超えると高温使用中に金属間化合物の析出を引き起こし
クリープ破断延性を低下させることから、この値を上限
とした。
いてはさらに高強度化を図るため臀を所定の範囲で含有
せしめることが有効である。すなわち、dはMoと同様
に固溶強化作用を有し、かつ固溶限も大きいことから、
クリープ破断延性を損なうことなくクリープ破断強度を
増加させることができる元素である。しかし3.0%を
超えると高温使用中に金属間化合物の析出を引き起こし
クリープ破断延性を低下させることから、この値を上限
とした。
以上の化学成分の他に、δ−フェライitに関してはク
リープ破断延性を確保するためおよび溶接時の高温割れ
を防止するため最低1%が必要である。一方、δ−フェ
ライトを6%を超えて含有するとクリープ破断延性を損
なうことから上限を6%とした。
リープ破断延性を確保するためおよび溶接時の高温割れ
を防止するため最低1%が必要である。一方、δ−フェ
ライトを6%を超えて含有するとクリープ破断延性を損
なうことから上限を6%とした。
以下に本発明の効果を実施例に基づいてさらに具体的に
示す。
示す。
(実施例)
第1表に本発明溶接材料と比較溶接材料の化学成分を示
す。第2表は第1表の鋼について550°Cの引張特性
とクリープ破断特性を示したものである。これら特性調
査結果から明らかなように、本発明溶接材料は比較材に
比べ高温長時間使用後のクリープ破断強度およびクリー
プ破断延性がすぐれたものである。
す。第2表は第1表の鋼について550°Cの引張特性
とクリープ破断特性を示したものである。これら特性調
査結果から明らかなように、本発明溶接材料は比較材に
比べ高温長時間使用後のクリープ破断強度およびクリー
プ破断延性がすぐれたものである。
(発明の効果)
以上述べた如く本発明溶接材料は従来の溶接材料に比し
て優れたクリープ破断特性を有する材料となっており、
クリープ領域で使用される高温構造物用の溶接材料のと
して工業的に極めて有効なものである。
て優れたクリープ破断特性を有する材料となっており、
クリープ領域で使用される高温構造物用の溶接材料のと
して工業的に極めて有効なものである。
第1図(イ)はクリープ破断特性に対するC量の影響を
示す図、第1図(ロ)はクリープ破断特性に対するNi
の影響を示す図、第2図はクリープ破断特性に対するP
iの影響を示す図、第3図はクリープ破断特性に対する
δ−フェライト量の影響を示す図、第4図はクリープ破
断特性に対するW量の影響を示す図である。 100DJI Jl断滓ノ゛(%す。 toooJul断お→シーク 506C 健 ト― P(%9 、5−yxノイL (vol %り (%p
示す図、第1図(ロ)はクリープ破断特性に対するNi
の影響を示す図、第2図はクリープ破断特性に対するP
iの影響を示す図、第3図はクリープ破断特性に対する
δ−フェライト量の影響を示す図、第4図はクリープ破
断特性に対するW量の影響を示す図である。 100DJI Jl断滓ノ゛(%す。 toooJul断お→シーク 506C 健 ト― P(%9 、5−yxノイL (vol %り (%p
Claims (2)
- (1)重量%でC0.030%以下、Si1.0%以下
、Mn3.0%以下、P0.02〜0.07%、Cr1
4.0〜22.0%、Ni10.0〜14.0%、Mo
2.0〜3.0%、Al0.04%以下、N0.06〜
0.18%を含有し、残部は実質的にFeからなり、か
つ溶接金属部のδ−フェライト量が1%から6%の範囲
である高温でのクリープ破断延性の優れたNi−Crオ
ーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。 なお、δ−フェライト量の算出は次式による。 δ−フェライト量(%)=−70.29+3.2×Cr
_e_q−0.031×(Ni_e_q)^2+15.
661×Cr_e_q/Ni_e_q−0.0208×
Cr_e_q×Ni_e_q・・・・・式−1〔Cr_
e_q=Cr+Mo+1.5×Si、Ni_e_q=N
i+0.5×Mn+30×(C+N)〕 - (2)重量%でC0.030%以下、Si1.0%以下
、Mn3.0%以下、P0.02〜0.07%、Cr1
4.0〜22.0%、Ni10.0〜14.0%、Mo
2.0〜3.0%、Al0.04%以下、N0.06〜
0.18%を含有し、さらにW3.0%以下を含有し、
残部は実質的にFeからなり、かつ溶接金属部のδ−フ
ェライト量が1%から6%の範囲である高温でのクリー
プ破断延性の優れたNi−Crオーステナイト系ステン
レス鋼溶接材料。 なお、δ−フェライト量の算出は次式による。 δ−フェライト量(%)=−70.29+3.2×Cr
_e_q−0.031×(Ni_e_q)^2+15.
661×Cr_e_q/Ni_e_q−0.0208×
Cr_e_q×Ni_e_q・・・・・式−1〔Cr_
e_q=Cr+Mo+0.5W+1.5×Si、Ni_
e_q=Ni+0.5×Mn+30×(C+N)〕
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JP2555292B2 JP2555292B2 (ja) | 1996-11-20 |
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Cited By (4)
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---|---|---|---|---|
JPH03169497A (ja) * | 1989-11-28 | 1991-07-23 | Nippon Steel Corp | 高温でのクリープ破断延性や強度及び耐脆化性の優れたNi―Crオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
JPH05320755A (ja) * | 1992-05-20 | 1993-12-03 | Nippon Steel Corp | 高温クリープ破断特性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
WO1999006602A1 (en) * | 1997-08-01 | 1999-02-11 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | Austenitic stainless steel strips having good weldability as cast |
US7137706B2 (en) | 2001-09-03 | 2006-11-21 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Fan apparatus, method of manufacturing fan apparatus, projection type display device and electronic device |
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-
1988
- 1988-10-04 JP JP63250442A patent/JP2555292B2/ja not_active Expired - Fee Related
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US7137706B2 (en) | 2001-09-03 | 2006-11-21 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Fan apparatus, method of manufacturing fan apparatus, projection type display device and electronic device |
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JP2555292B2 (ja) | 1996-11-20 |
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