JPH07278757A - 高温腐食特性および時効後靭性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
高温腐食特性および時効後靭性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼Info
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- JPH07278757A JPH07278757A JP7110194A JP7110194A JPH07278757A JP H07278757 A JPH07278757 A JP H07278757A JP 7110194 A JP7110194 A JP 7110194A JP 7110194 A JP7110194 A JP 7110194A JP H07278757 A JPH07278757 A JP H07278757A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、廃棄物燃焼環境等での使用におい
て、優れた高温腐食特性および時効後靭性を有するオー
ステナイト系ステンレス鋼を提供する。 【構成】 重量％にて、Ｃ；０．０１〜０．１５％、Ｓ
ｉ；０．０５〜０．３５％、Ｍｎ；０．３〜２．０％、
Ｃｒ；１８〜２５％、Ｎｉ；１７〜５０％、Ｍｏ；０．
５〜３．０％、Ａｌ；０．５〜６．０％、Ｔｉ；０．０
３〜０．３％、Ｎｂ；０．０５〜０．６％、Ｂ；０．０
０３〜０．０１％、Ｎ；０．０２〜０．３％を含有し、
必要に応じて、Ｃａ；０．０００５〜０．０１５％、あ
るいは、Ｙ；０．００１〜０．１０％、Ｌａ；０．００
１〜０．１０％、Ｃｅ；０．００１〜０．１０％のうち
１種以上の一方、あるいは両方を含み、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物からなる、優れた高温腐食特性および
時効後靭性を有するオーステナイト系ステンレス鋼。
て、優れた高温腐食特性および時効後靭性を有するオー
ステナイト系ステンレス鋼を提供する。 【構成】 重量％にて、Ｃ；０．０１〜０．１５％、Ｓ
ｉ；０．０５〜０．３５％、Ｍｎ；０．３〜２．０％、
Ｃｒ；１８〜２５％、Ｎｉ；１７〜５０％、Ｍｏ；０．
５〜３．０％、Ａｌ；０．５〜６．０％、Ｔｉ；０．０
３〜０．３％、Ｎｂ；０．０５〜０．６％、Ｂ；０．０
０３〜０．０１％、Ｎ；０．０２〜０．３％を含有し、
必要に応じて、Ｃａ；０．０００５〜０．０１５％、あ
るいは、Ｙ；０．００１〜０．１０％、Ｌａ；０．００
１〜０．１０％、Ｃｅ；０．００１〜０．１０％のうち
１種以上の一方、あるいは両方を含み、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物からなる、優れた高温腐食特性および
時効後靭性を有するオーステナイト系ステンレス鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は廃棄物燃焼環境等の塩化
物および塩化水素（ＨＣｌ）ガス等に対して優れた高温
腐食特性を有し、かつ、高温・長時間使用後の優れた時
効後靭性を有するオーステナイト系ステンレス鋼に関す
るものである。
物および塩化水素（ＨＣｌ）ガス等に対して優れた高温
腐食特性を有し、かつ、高温・長時間使用後の優れた時
効後靭性を有するオーステナイト系ステンレス鋼に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】現在、一般廃棄物および産業廃棄物の中
で、廃棄プラスチック類および自動車シュレッダーダス
ト等の燃焼により発生する高濃度の塩化物およびＨＣｌ
ガス等に対し、優れた高温腐食特性を有する焼却炉およ
び燃焼ボイラ用鉄鋼材料はない。そのために、現状で
は、上記廃棄物は高い発熱量を持ちながら、不燃・燃焼
不適物として分別・収集され主に埋め立てられている。
また、分別・収集されずに一般廃棄物に混入してボイラ
で燃焼される場合には、腐食性環境条件が厳しいためボ
イラの蒸気条件は圧力２９４．２Ｎ／cm2 、温度３５０
℃程度以下に抑えられ、効率の良い低公害の燃料源とし
ては活用されていない。
で、廃棄プラスチック類および自動車シュレッダーダス
ト等の燃焼により発生する高濃度の塩化物およびＨＣｌ
ガス等に対し、優れた高温腐食特性を有する焼却炉およ
び燃焼ボイラ用鉄鋼材料はない。そのために、現状で
は、上記廃棄物は高い発熱量を持ちながら、不燃・燃焼
不適物として分別・収集され主に埋め立てられている。
また、分別・収集されずに一般廃棄物に混入してボイラ
で燃焼される場合には、腐食性環境条件が厳しいためボ
イラの蒸気条件は圧力２９４．２Ｎ／cm2 、温度３５０
℃程度以下に抑えられ、効率の良い低公害の燃料源とし
ては活用されていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記問題点を
解決するという観点にたって、廃棄物燃焼環境中の塩化
物およびＨＣｌガス等に対して優れた耐高温腐食性を有
し、かつ、高温・長時間使用後の優れた靭性を有し、さ
らに、クリープ破断強度および製造時の熱間加工性の良
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。
解決するという観点にたって、廃棄物燃焼環境中の塩化
物およびＨＣｌガス等に対して優れた耐高温腐食性を有
し、かつ、高温・長時間使用後の優れた靭性を有し、さ
らに、クリープ破断強度および製造時の熱間加工性の良
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。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、重量％にて、Ｃ ；０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ；０．０５〜０．３５％、Ｍｎ；０．３〜２．０
％、 Ｃｒ；１８〜２５％、Ｎｉ；１７〜５０
％、 Ｍｏ；０．５〜３．０％、Ａｌ；０．
５〜６．０％、 Ｔｉ；０．０３〜０．３％、Ｎ
ｂ；０．０５〜０．６％、 Ｂ ；０．００３〜
０．０１％、Ｎ ；０．０２〜０．３％を含有し、必要
に応じて、Ｃａ；０．０００５〜０．０１５％、あるい
はＹ；０．００１〜０．１０％、Ｌａ；０．００１〜
０．１０％、 Ｃｅ；０．００１〜０．１０％のうちの
１種以上を含み、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にあり、廃棄物燃焼
環境での優れた高温腐食特性および高温・長時間使用後
の優れた靭性を有し、かつクリープ破断強度および製造
時の熱間加工性が良好なステンレス鋼である。
ろは、重量％にて、Ｃ ；０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ；０．０５〜０．３５％、Ｍｎ；０．３〜２．０
％、 Ｃｒ；１８〜２５％、Ｎｉ；１７〜５０
％、 Ｍｏ；０．５〜３．０％、Ａｌ；０．
５〜６．０％、 Ｔｉ；０．０３〜０．３％、Ｎ
ｂ；０．０５〜０．６％、 Ｂ ；０．００３〜
０．０１％、Ｎ ；０．０２〜０．３％を含有し、必要
に応じて、Ｃａ；０．０００５〜０．０１５％、あるい
はＹ；０．００１〜０．１０％、Ｌａ；０．００１〜
０．１０％、 Ｃｅ；０．００１〜０．１０％のうちの
１種以上を含み、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にあり、廃棄物燃焼
環境での優れた高温腐食特性および高温・長時間使用後
の優れた靭性を有し、かつクリープ破断強度および製造
時の熱間加工性が良好なステンレス鋼である。
【０００５】
【作用】以下に成分の限定理由について説明する。先
ず、塩化物およびＨＣｌガスに対して高温腐食特性を向
上させる合金元素として、ＮｉおよびＡｌと、必要に応
じてＹ，ＬａおよびＣｅを添加することが有効である。
図１に示すようにＮｉ含有量増大により高温腐食深さが
減少する。これはスケール中に生成するＮｉ富化層が塩
化物およびＨＣｌガスに対する保護性を有するためと考
えられる。その効果は１７％未満では十分でないため下
限を１７％とした。一方、Ｎｉ量が多くなると熱間での
加工硬化が起こりやすく熱間加工性が劣化すること、ま
たコストの面でもＮｉ量が多くなると高価になるのでＮ
ｉの上限を５０％とした。したがってＮｉの量を１７〜
５０％と限定した。なお、Ｎｉ量の好ましい範囲は１７
〜４０％である。
ず、塩化物およびＨＣｌガスに対して高温腐食特性を向
上させる合金元素として、ＮｉおよびＡｌと、必要に応
じてＹ，ＬａおよびＣｅを添加することが有効である。
図１に示すようにＮｉ含有量増大により高温腐食深さが
減少する。これはスケール中に生成するＮｉ富化層が塩
化物およびＨＣｌガスに対する保護性を有するためと考
えられる。その効果は１７％未満では十分でないため下
限を１７％とした。一方、Ｎｉ量が多くなると熱間での
加工硬化が起こりやすく熱間加工性が劣化すること、ま
たコストの面でもＮｉ量が多くなると高価になるのでＮ
ｉの上限を５０％とした。したがってＮｉの量を１７〜
５０％と限定した。なお、Ｎｉ量の好ましい範囲は１７
〜４０％である。
【０００６】図２に示すようにＡｌはその添加により高
温腐食深さが減少する。これはスケール中にＡｌ2 Ｏ3
系の保護性スケールが生成するためと考えられる。その
効果はＡｌ；０．５％未満では十分でないため、Ａｌの
下限を０．５％とした。一方、Ａｌ量が増加すると時効
後靭性、熱間加工性および高温クリープ破断強度が低下
するので、これらの特性を確保するためにＡｌ量の上限
を６．０％にすることが必要である。これらの理由によ
ってＡｌの量を０．５〜６．０％とした。なお、Ａｌ量
の好ましい範囲は０．８〜４．０％である。
温腐食深さが減少する。これはスケール中にＡｌ2 Ｏ3
系の保護性スケールが生成するためと考えられる。その
効果はＡｌ；０．５％未満では十分でないため、Ａｌの
下限を０．５％とした。一方、Ａｌ量が増加すると時効
後靭性、熱間加工性および高温クリープ破断強度が低下
するので、これらの特性を確保するためにＡｌ量の上限
を６．０％にすることが必要である。これらの理由によ
ってＡｌの量を０．５〜６．０％とした。なお、Ａｌ量
の好ましい範囲は０．８〜４．０％である。
【０００７】Ｙ，ＬａおよびＣｅはその１種以上をＡｌ
と組み合わせて添加することにより、高温腐食深さが減
少する。Ａｌ添加により、前述のとおりスケール中にＡ
ｌ2Ｏ3 系の保護性スケールを形成し、塩化物およびＨ
Ｃｌガスに対する保護性を向上させるが、さらにＹ，Ｌ
ａおよびＣｅの１種以上を添加すると、スケールが緻密
になり、耐高温腐食性が向上する。その効果はＹ；０．
００１％未満、Ｌａ；０．００１％未満、Ｃｅ；０．０
０１％未満では十分でないため、Ｙの下限を０．００１
％、Ｌａの下限を０．００１％、Ｃｅの下限を０．００
１％とした。一方、Ｙ，ＬａおよびＣｅ量がそれぞれ
０．１０％を超えると鋼の清浄度が低下し、熱間加工性
およびクリープ破断強度が低下するので、両特性を確保
するためにＹ量を０．１０％以下、Ｌａ量を０．１０％
以下、Ｃｅ量を０．１０％以下にすることが必要であ
る。これらの理由によってＹの量を０．００１〜０．１
０％、Ｌａの量を０．００１〜０．１０％、Ｃｅの量を
０．００１〜０．１０％とした。なお、Ｙ，Ｌａおよび
Ｃｅ量の好ましい範囲はいずれも０．００５〜０．０５
％である。Ｙ，ＬａおよびＣｅはその１種以上を添加す
ることにより前記の効果が得られるが、熱間加工性およ
びクリープ破断強度確保の観点から、複合添加の場合の
上限はＹ，Ｌａ，Ｃｅの合計０．１５％が望ましい。
と組み合わせて添加することにより、高温腐食深さが減
少する。Ａｌ添加により、前述のとおりスケール中にＡ
ｌ2Ｏ3 系の保護性スケールを形成し、塩化物およびＨ
Ｃｌガスに対する保護性を向上させるが、さらにＹ，Ｌ
ａおよびＣｅの１種以上を添加すると、スケールが緻密
になり、耐高温腐食性が向上する。その効果はＹ；０．
００１％未満、Ｌａ；０．００１％未満、Ｃｅ；０．０
０１％未満では十分でないため、Ｙの下限を０．００１
％、Ｌａの下限を０．００１％、Ｃｅの下限を０．００
１％とした。一方、Ｙ，ＬａおよびＣｅ量がそれぞれ
０．１０％を超えると鋼の清浄度が低下し、熱間加工性
およびクリープ破断強度が低下するので、両特性を確保
するためにＹ量を０．１０％以下、Ｌａ量を０．１０％
以下、Ｃｅ量を０．１０％以下にすることが必要であ
る。これらの理由によってＹの量を０．００１〜０．１
０％、Ｌａの量を０．００１〜０．１０％、Ｃｅの量を
０．００１〜０．１０％とした。なお、Ｙ，Ｌａおよび
Ｃｅ量の好ましい範囲はいずれも０．００５〜０．０５
％である。Ｙ，ＬａおよびＣｅはその１種以上を添加す
ることにより前記の効果が得られるが、熱間加工性およ
びクリープ破断強度確保の観点から、複合添加の場合の
上限はＹ，Ｌａ，Ｃｅの合計０．１５％が望ましい。
【０００８】次に、図３から明らかのようにＳｉ量を低
減すると、本発明鋼のようにＡｌおよびＮ含有量の高い
オーステナイト系ステンレス鋼の時効後靭性の低下を抑
制できることを見出した。Ｓｉ量が低い程、高温環境下
で結晶粒界へのＡｌ窒化物およびＣｒ炭窒化物析出は抑
制され、その効果は０．３５％以下で顕著である。一
方、Ｓｉ量を０．０５％より少なくすることは、精錬上
高価になるので、Ｓｉの下限を０．０５％とした。よっ
て、Ｓｉの量を０．０５〜０．３５％とした。なお、Ｓ
ｉ量の好ましい範囲は０．１０〜０．２６％である。
減すると、本発明鋼のようにＡｌおよびＮ含有量の高い
オーステナイト系ステンレス鋼の時効後靭性の低下を抑
制できることを見出した。Ｓｉ量が低い程、高温環境下
で結晶粒界へのＡｌ窒化物およびＣｒ炭窒化物析出は抑
制され、その効果は０．３５％以下で顕著である。一
方、Ｓｉ量を０．０５％より少なくすることは、精錬上
高価になるので、Ｓｉの下限を０．０５％とした。よっ
て、Ｓｉの量を０．０５〜０．３５％とした。なお、Ｓ
ｉ量の好ましい範囲は０．１０〜０．２６％である。
【０００９】さらに、前記以外の成分について述べる。
Ｃは炭化物形成元素としてクリープ破断強度やクリープ
破断伸びに大きな影響を与えるので、Ｃ量はクリープ特
性に効果的なＣｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂの炭化物を形
成するに必要な量を最少限添加する必要がある。一方、
溶接時高温割れを防止するためにはＣ量をできる限り下
げる必要がある。以上の観点からＣの下限を０．０１
％、上限を０．１５％と定めた。なお、Ｃ量の好ましい
範囲は０．０１〜０．０８％である。
Ｃは炭化物形成元素としてクリープ破断強度やクリープ
破断伸びに大きな影響を与えるので、Ｃ量はクリープ特
性に効果的なＣｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂの炭化物を形
成するに必要な量を最少限添加する必要がある。一方、
溶接時高温割れを防止するためにはＣ量をできる限り下
げる必要がある。以上の観点からＣの下限を０．０１
％、上限を０．１５％と定めた。なお、Ｃ量の好ましい
範囲は０．０１〜０．０８％である。
【００１０】Ｍｎは脱酸を十分行い健全な鋳片を得るた
めに必要であり、鋼中に不純物として含有されるＳ成分
を固定し、熱間脆性を防止し、溶接性、熱間加工性を向
上させるために０．３％以上は必要である。しかし添加
量が多すぎると耐酸化性を損なうので上限を２．０％と
した。よって、Ｍｎの量を０．３〜２．０％とした。な
お、Ｍｎ量の好ましい範囲も０．３〜２．０％である。
めに必要であり、鋼中に不純物として含有されるＳ成分
を固定し、熱間脆性を防止し、溶接性、熱間加工性を向
上させるために０．３％以上は必要である。しかし添加
量が多すぎると耐酸化性を損なうので上限を２．０％と
した。よって、Ｍｎの量を０．３〜２．０％とした。な
お、Ｍｎ量の好ましい範囲も０．３〜２．０％である。
【００１１】Ｃｒは高温クリープ破断強度、硫酸塩等に
対する耐高温腐食性および耐高温酸化性等を向上させる
ので耐熱合金にとっては必須の元素である。ＳＵＳ３４
７Ｈ（１８Ｃｒ−１２Ｎｉ−０．７Ｎｂ）と同等以上の
耐高温酸化性が必要なので、Ｃｒ量の下限をＳＵＳ３４
７ＨのＣｒ量と同量の１８％とした。しかしＣｒ量が多
いと長時間加熱によりσ脆化が起こりやすくなる。２５
Ｃｒ−２０Ｎｉのオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ
３１０Ｓ以上の耐σ脆化性を確保するために、Ｃｒ量の
上限を２５％とした。よって、Ｃｒの量を１８〜２５％
とした。なお、Ｃｒ量の好ましい範囲も１８〜２５％で
ある。
対する耐高温腐食性および耐高温酸化性等を向上させる
ので耐熱合金にとっては必須の元素である。ＳＵＳ３４
７Ｈ（１８Ｃｒ−１２Ｎｉ−０．７Ｎｂ）と同等以上の
耐高温酸化性が必要なので、Ｃｒ量の下限をＳＵＳ３４
７ＨのＣｒ量と同量の１８％とした。しかしＣｒ量が多
いと長時間加熱によりσ脆化が起こりやすくなる。２５
Ｃｒ−２０Ｎｉのオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ
３１０Ｓ以上の耐σ脆化性を確保するために、Ｃｒ量の
上限を２５％とした。よって、Ｃｒの量を１８〜２５％
とした。なお、Ｃｒ量の好ましい範囲も１８〜２５％で
ある。
【００１２】Ｍｏは固溶体硬化作用や析出硬化作用によ
ってクリープ破断強度を高めるのに必要な元素であるの
で下限を０．５％とした。しかしＭｏはσ相の形成を促
進し、長時間使用脆化を起こしやすいので添加量の上限
を３．０％とした。よって、Ｍｏの量を０．５〜３．０
％とした。なお、Ｍｏ量の好ましい範囲は０．５〜２．
０％である。
ってクリープ破断強度を高めるのに必要な元素であるの
で下限を０．５％とした。しかしＭｏはσ相の形成を促
進し、長時間使用脆化を起こしやすいので添加量の上限
を３．０％とした。よって、Ｍｏの量を０．５〜３．０
％とした。なお、Ｍｏ量の好ましい範囲は０．５〜２．
０％である。
【００１３】Ｔｉ，Ｎｂは炭，窒化物形成元素でクリー
プ破断強度の向上に効果があり、複合添加でその炭，窒
化物が微細分散化する場合に最もクリープ破断強度が高
くなる。炭，窒化物の析出量はＴｉ量が０．０３％未
満、Ｎｂ量が０．０５％未満では十分でなく、一方、Ｔ
ｉ量が０．３％、Ｎｂ量が０．６％を超えてのＴｉ，Ｎ
ｂ複合添加では炭，窒化物が凝集粗大化し、クリープ破
断強度が低下する。以上の点を考慮してＴｉの量を０．
０３〜０．３％、Ｎｂの量を０．０５〜０．６％とし
た。なお、ＴｉおよびＮｂ量の好ましい範囲はそれぞれ
０．０３〜０．２％、０．０５〜０．３％である。
プ破断強度の向上に効果があり、複合添加でその炭，窒
化物が微細分散化する場合に最もクリープ破断強度が高
くなる。炭，窒化物の析出量はＴｉ量が０．０３％未
満、Ｎｂ量が０．０５％未満では十分でなく、一方、Ｔ
ｉ量が０．３％、Ｎｂ量が０．６％を超えてのＴｉ，Ｎ
ｂ複合添加では炭，窒化物が凝集粗大化し、クリープ破
断強度が低下する。以上の点を考慮してＴｉの量を０．
０３〜０．３％、Ｎｂの量を０．０５〜０．６％とし
た。なお、ＴｉおよびＮｂ量の好ましい範囲はそれぞれ
０．０３〜０．２％、０．０５〜０．３％である。
【００１４】Ｂはクリープ破断強度を高めるのに０．０
０３％以上は必要であるが添加量が多いと溶接性および
延性が劣化するので添加量の上限を０．０１０％とし
た。よって、Ｂの量を０．００３〜０．０１０％とし
た。なお、Ｂ量の好ましい範囲は０．００３〜０．００
７％である。
０３％以上は必要であるが添加量が多いと溶接性および
延性が劣化するので添加量の上限を０．０１０％とし
た。よって、Ｂの量を０．００３〜０．０１０％とし
た。なお、Ｂ量の好ましい範囲は０．００３〜０．００
７％である。
【００１５】Ｎは高Ｃｒ、高Ｎｉ系オーステナイト合金
の高温クリープ破断強度を高めることが知られている。
Ｎは窒化物の形成によりクリープ破断強度を高めるが、
そのためには０．０２％以上にする必要がある。しかし
Ｎ量が増加するとクリープ破断伸びが減少し、またＮ量
が０．３％を超えても長時間のクリープ破断強度の増加
は少ない。したがってＮ量の上限を０．３％とした。よ
って、Ｎの量を０．０２〜０．３％とした。なお、Ｎ量
の好ましい範囲は０．０４〜０．２０％である。
の高温クリープ破断強度を高めることが知られている。
Ｎは窒化物の形成によりクリープ破断強度を高めるが、
そのためには０．０２％以上にする必要がある。しかし
Ｎ量が増加するとクリープ破断伸びが減少し、またＮ量
が０．３％を超えても長時間のクリープ破断強度の増加
は少ない。したがってＮ量の上限を０．３％とした。よ
って、Ｎの量を０．０２〜０．３％とした。なお、Ｎ量
の好ましい範囲は０．０４〜０．２０％である。
【００１６】Ｃａは脱酸・脱硫作用を有し、ＯおよびＳ
の粒界偏析を減少させることによって熱間加工性および
クリープ破断強度を向上させるので必要に応じ添加す
る。その効果は０．０００５％未満では十分でないの
で、Ｃａ量の下限を０．０００５％とした。また、Ｃａ
量が０．０１５％を超えると鋼の清浄性を劣化し、熱間
加工性を低下する。したがってＣａ量の上限を０．０１
５％とした。よって、Ｃａの量を０．０００５〜０．０
１５％とした。なお、Ｃａ量の好ましい範囲は０．００
０５〜０．００５％である。
の粒界偏析を減少させることによって熱間加工性および
クリープ破断強度を向上させるので必要に応じ添加す
る。その効果は０．０００５％未満では十分でないの
で、Ｃａ量の下限を０．０００５％とした。また、Ｃａ
量が０．０１５％を超えると鋼の清浄性を劣化し、熱間
加工性を低下する。したがってＣａ量の上限を０．０１
５％とした。よって、Ｃａの量を０．０００５〜０．０
１５％とした。なお、Ｃａ量の好ましい範囲は０．００
０５〜０．００５％である。
【００１７】
【実施例】次に本発明の実施例についてさらに具体的に
述べる。表１に本発明例の化学組成、熱間加工性、高温
腐食深さ、時効後靭性およびクリープ破断強度を、ま
た、表２に比較例の化学組成、熱間加工性、高温腐食深
さ、時効後靭性およびクリープ破断強度を示す。いずれ
も４５kg真空溶製し、熱間押出、固溶化熱処理の後、高
温腐食試験、靭性評価試験（時効熱処理後）およびクリ
ープ破断試験を行った。高温腐食試験は、３７％ＮａＣ
ｌ＋６３％ＦｅＣｌ2 の合成灰を板状試験片表面に塗布
し、０．２％ＨＣｌ＋０．５％ＳＯ2 ＋５％Ｏ2 ＋１５
％ＣＯ2 ＋bal.Ｎ2 ガス中で５５０℃×３０ｈ加熱し、
試験片縦断面の腐食深さを測定した。時効後の靭性評価
は固溶化熱処理後５５０℃×１，０００ｈ時効熱処理し
た材料からＪＩＳ４号（Ｖノッチ、サブサイズｔ５mm）
衝撃試験片を切り出し、０℃でシャルピー衝撃試験を行
い、衝撃値を測定した。クリープ破断試験はゲージ部φ
６×ｌ３０mmの試験片で温度５５０℃、応力４４１．３
Ｎ／mm2 の条件で行い、その破断時間でクリープ破断強
度を評価した。また、熱間加工性を熱間押出時の割れ有
無で評価した。
述べる。表１に本発明例の化学組成、熱間加工性、高温
腐食深さ、時効後靭性およびクリープ破断強度を、ま
た、表２に比較例の化学組成、熱間加工性、高温腐食深
さ、時効後靭性およびクリープ破断強度を示す。いずれ
も４５kg真空溶製し、熱間押出、固溶化熱処理の後、高
温腐食試験、靭性評価試験（時効熱処理後）およびクリ
ープ破断試験を行った。高温腐食試験は、３７％ＮａＣ
ｌ＋６３％ＦｅＣｌ2 の合成灰を板状試験片表面に塗布
し、０．２％ＨＣｌ＋０．５％ＳＯ2 ＋５％Ｏ2 ＋１５
％ＣＯ2 ＋bal.Ｎ2 ガス中で５５０℃×３０ｈ加熱し、
試験片縦断面の腐食深さを測定した。時効後の靭性評価
は固溶化熱処理後５５０℃×１，０００ｈ時効熱処理し
た材料からＪＩＳ４号（Ｖノッチ、サブサイズｔ５mm）
衝撃試験片を切り出し、０℃でシャルピー衝撃試験を行
い、衝撃値を測定した。クリープ破断試験はゲージ部φ
６×ｌ３０mmの試験片で温度５５０℃、応力４４１．３
Ｎ／mm2 の条件で行い、その破断時間でクリープ破断強
度を評価した。また、熱間加工性を熱間押出時の割れ有
無で評価した。
【００１８】表１に示す本発明例Ａ〜Ｍは請求項１に相
当するＣａ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ無添加材料であり、本発明
例Ｎ〜Ｐは請求項２に相当するＣａ添加材料であり、本
発明例Ｑ〜Ｓは請求項３に相当するＹ，Ｌａ，Ｃｅを１
種以上添加した材料であり、本発明例Ｔ〜Ｗは請求項４
に相当するＣａ添加でかつＹ，Ｌａ，Ｃｅを１種以上添
加した材料である。
当するＣａ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ無添加材料であり、本発明
例Ｎ〜Ｐは請求項２に相当するＣａ添加材料であり、本
発明例Ｑ〜Ｓは請求項３に相当するＹ，Ｌａ，Ｃｅを１
種以上添加した材料であり、本発明例Ｔ〜Ｗは請求項４
に相当するＣａ添加でかつＹ，Ｌａ，Ｃｅを１種以上添
加した材料である。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】
【表４】
【００２３】
【表５】
【００２４】
【表６】
【００２５】
【表７】
【００２６】
【表８】
【００２７】表１に示す本発明例Ａ〜Ｃは２０Ｃｒ−２
５Ｎｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌをそれぞれ
１〜５％含有し、さらにＳｉが約０．２％のものであ
る。Ｄは２０Ｃｒ−１８Ｎｉ−１．５Ｍｏを基本成分と
して、Ａｌを約３％含有し、さらにＳｉが約０．２％の
ものである。ＥおよびＦはそれぞれ２４Ｃｒ−３５Ｎｉ
−１．５Ｍｏおよび２４Ｃｒ−４８Ｎｉ−１．５Ｍｏを
基本成分として、Ａｌを約３％含有し、さらに、Ｓｉが
それぞれ０．１８％および０．１５％のものである。Ｇ
およびＨはそれぞれ２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−１．５Ｍｏを
基本成分として、Ａｌを約３％含有し、Ｓｉがそれぞれ
０．０５％および０．３２％のものである。ＩおよびＪ
は２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、
Ａｌを約３％含有し、Ｍｏがそれぞれ０．５％および
２．７８％で、さらにＳｉが約０．２％のものである。
ＫおよびＬはそれぞれ２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−１．５Ｍｏ
を基本成分として、ＴｉおよびＮｂをＫではそれぞれ
０．２３％、０．０７％、Ｌではそれぞれ０．０５％、
０．５４％添加したものであり、いずれもＳｉ量は０．
２０％である。また、Ｍは１８Ｃｒ−１７Ｎｉ−１．５
Ｍｏが基本成分で、Ｃｒ，Ｎｉがいずれも本発明成分範
囲の下限近傍であり、かつＡｌが０．５２％、Ｓｉが
０．３４％で、それぞれ本発明成分範囲の下限近傍およ
び上限近傍である。
５Ｎｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌをそれぞれ
１〜５％含有し、さらにＳｉが約０．２％のものであ
る。Ｄは２０Ｃｒ−１８Ｎｉ−１．５Ｍｏを基本成分と
して、Ａｌを約３％含有し、さらにＳｉが約０．２％の
ものである。ＥおよびＦはそれぞれ２４Ｃｒ−３５Ｎｉ
−１．５Ｍｏおよび２４Ｃｒ−４８Ｎｉ−１．５Ｍｏを
基本成分として、Ａｌを約３％含有し、さらに、Ｓｉが
それぞれ０．１８％および０．１５％のものである。Ｇ
およびＨはそれぞれ２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−１．５Ｍｏを
基本成分として、Ａｌを約３％含有し、Ｓｉがそれぞれ
０．０５％および０．３２％のものである。ＩおよびＪ
は２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、
Ａｌを約３％含有し、Ｍｏがそれぞれ０．５％および
２．７８％で、さらにＳｉが約０．２％のものである。
ＫおよびＬはそれぞれ２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−１．５Ｍｏ
を基本成分として、ＴｉおよびＮｂをＫではそれぞれ
０．２３％、０．０７％、Ｌではそれぞれ０．０５％、
０．５４％添加したものであり、いずれもＳｉ量は０．
２０％である。また、Ｍは１８Ｃｒ−１７Ｎｉ−１．５
Ｍｏが基本成分で、Ｃｒ，Ｎｉがいずれも本発明成分範
囲の下限近傍であり、かつＡｌが０．５２％、Ｓｉが
０．３４％で、それぞれ本発明成分範囲の下限近傍およ
び上限近傍である。
【００２８】本発明例ＮおよびＯは、２０Ｃｒ−２５Ｎ
ｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌをそれぞれ約１
％、約３％含有し、Ｓｉが約０．２％で、Ｃａをそれぞ
れ０．００３０％および０．００２５％添加したもので
ある。また、Ｐは２４Ｃｒ−３５Ｎｉ−１．５Ｍｏを基
本成分として、Ａｌを約３％含有し、Ｓｉが約０．２％
で、Ｃａを０．０１１２％添加したものである。
ｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌをそれぞれ約１
％、約３％含有し、Ｓｉが約０．２％で、Ｃａをそれぞ
れ０．００３０％および０．００２５％添加したもので
ある。また、Ｐは２４Ｃｒ−３５Ｎｉ−１．５Ｍｏを基
本成分として、Ａｌを約３％含有し、Ｓｉが約０．２％
で、Ｃａを０．０１１２％添加したものである。
【００２９】本発明例ＱおよびＲは、２０Ｃｒ−２５Ｎ
ｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌをそれぞれ約３
％、約１％含有し、Ｓｉが約０．２％で、ＱはＹを０．
０５％、ＲはＬａ０．０２％とＣｅ０．０２％をそれぞ
れ添加したものである。また、Ｓは２４Ｃｒ−３５Ｎｉ
−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌを約２％含有し、
Ｓｉが０．１５％で、さらに、Ｙ０．０８％、Ｌａ０．
００５％、Ｃｅ０．００５％を添加したものである。
ｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌをそれぞれ約３
％、約１％含有し、Ｓｉが約０．２％で、ＱはＹを０．
０５％、ＲはＬａ０．０２％とＣｅ０．０２％をそれぞ
れ添加したものである。また、Ｓは２４Ｃｒ−３５Ｎｉ
−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌを約２％含有し、
Ｓｉが０．１５％で、さらに、Ｙ０．０８％、Ｌａ０．
００５％、Ｃｅ０．００５％を添加したものである。
【００３０】本発明例ＴおよびＵは、２０Ｃｒ−２５Ｎ
ｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌをそれぞれ約３
％、約２％含有し、Ｓｉが約０．２％で、ＴはＣａ０．
００３０％、Ｙ０．０４％を、ＵはＣａ０．０００８
％、Ｌａ０．０６％、Ｃｅ０．０７％をそれぞれ添加し
たものである。Ｖは２５Ｃｒ−３６Ｎｉ−１．７Ｍｏを
基本成分として、Ａｌを約１％含有し、Ｓｉが０．２１
％で、さらにＣａ０．００２５％、Ｙ０．０３％を添加
したものである。また、Ｗは２５Ｃｒ−４５Ｎｉ−１．
５Ｍｏを基本成分として、Ａｌを約１％含有し、Ｓｉが
０．１９％で、さらにＣａ０．００３１％、Ｙ０．０３
％、Ｌａ０．０２％、Ｃｅ０．０２％を添加したもので
ある。
ｉ−１．５Ｍｏを基本成分として、Ａｌをそれぞれ約３
％、約２％含有し、Ｓｉが約０．２％で、ＴはＣａ０．
００３０％、Ｙ０．０４％を、ＵはＣａ０．０００８
％、Ｌａ０．０６％、Ｃｅ０．０７％をそれぞれ添加し
たものである。Ｖは２５Ｃｒ−３６Ｎｉ−１．７Ｍｏを
基本成分として、Ａｌを約１％含有し、Ｓｉが０．２１
％で、さらにＣａ０．００２５％、Ｙ０．０３％を添加
したものである。また、Ｗは２５Ｃｒ−４５Ｎｉ−１．
５Ｍｏを基本成分として、Ａｌを約１％含有し、Ｓｉが
０．１９％で、さらにＣａ０．００３１％、Ｙ０．０３
％、Ｌａ０．０２％、Ｃｅ０．０２％を添加したもので
ある。
【００３１】本発明例Ａ〜Ｗはいずれも高温腐食深さ５
０μｍ以下の良好な高温腐食特性、１５０Ｊ／cm2 以上
の良好な時効後靭性、破断時間２００ｈ以上の良好なク
リープ破断強度および熱間押出時に割れのみられない良
好な熱間加工性を有している。なお、本発明例Ｍの各特
性の値から、Ｎｉ量の下限を１７％に、Ａｌ量の下限を
０．５％に、Ｓｉ量の下限を０．３５％にそれぞれ設定
した。
０μｍ以下の良好な高温腐食特性、１５０Ｊ／cm2 以上
の良好な時効後靭性、破断時間２００ｈ以上の良好なク
リープ破断強度および熱間押出時に割れのみられない良
好な熱間加工性を有している。なお、本発明例Ｍの各特
性の値から、Ｎｉ量の下限を１７％に、Ａｌ量の下限を
０．５％に、Ｓｉ量の下限を０．３５％にそれぞれ設定
した。
【００３２】一方、表２に示す比較例ＨＡ〜ＨＥはＮｉ
をそれぞれ９．３％、１３．１％、２５．３％、３５．
１％および４６．８％を含有するオーステナイト系ステ
ンレス鋼であり、いずれの鋼もＡｌが本発明の成分範囲
下限である０．５％より低く、かつ、Ｓｉが本発明の成
分範囲上限である０．３５％より高い。なお、ＨＡはＳ
ＵＳ３０４相当材であり、Ｎｉが本発明の成分範囲（１
７〜５０％）より低い。
をそれぞれ９．３％、１３．１％、２５．３％、３５．
１％および４６．８％を含有するオーステナイト系ステ
ンレス鋼であり、いずれの鋼もＡｌが本発明の成分範囲
下限である０．５％より低く、かつ、Ｓｉが本発明の成
分範囲上限である０．３５％より高い。なお、ＨＡはＳ
ＵＳ３０４相当材であり、Ｎｉが本発明の成分範囲（１
７〜５０％）より低い。
【００３３】比較例ＨＦはＡｌを約３％含有するが、Ｎ
ｉが１４．５％であり、本発明の成分範囲下限である１
７％より低い。比較例ＨＧ〜ＨＩは２０Ｃｒ−２５Ｎｉ
−１．５Ｍｏを基本成分とし、Ａｌを約３％含有する
が、Ｓｉがそれぞれ０．４２％、０．７５％および１．
１１％であり、本発明の成分範囲上限である０．３５％
より高い。
ｉが１４．５％であり、本発明の成分範囲下限である１
７％より低い。比較例ＨＧ〜ＨＩは２０Ｃｒ−２５Ｎｉ
−１．５Ｍｏを基本成分とし、Ａｌを約３％含有する
が、Ｓｉがそれぞれ０．４２％、０．７５％および１．
１１％であり、本発明の成分範囲上限である０．３５％
より高い。
【００３４】比較例ＨＪは２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−１．５
Ｍｏを基本成分とし、Ｓｉが０．２８％であるが、Ａｌ
が７．８１％であり、本発明の成分範囲上限である６．
０％より高い。比較例ＨＫは２４Ｃｒ−３５Ｎｉ−１．
５Ｍｏを基本成分とし、Ｓｉが０．２５％であるが、Ａ
ｌが６．５９％であり、本発明の成分範囲上限である
６．０％より高い。比較例ＨＬはＮｉが５７．１％であ
り、本発明の成分範囲上限である５０％より高い。
Ｍｏを基本成分とし、Ｓｉが０．２８％であるが、Ａｌ
が７．８１％であり、本発明の成分範囲上限である６．
０％より高い。比較例ＨＫは２４Ｃｒ−３５Ｎｉ−１．
５Ｍｏを基本成分とし、Ｓｉが０．２５％であるが、Ａ
ｌが６．５９％であり、本発明の成分範囲上限である
６．０％より高い。比較例ＨＬはＮｉが５７．１％であ
り、本発明の成分範囲上限である５０％より高い。
【００３５】比較例ＨＭ〜ＨＱは２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−
１．５Ｍｏを基本成分とし、Ａｌを約３％含有するが、
Ｔｉ，ＮｂおよびＢのいずれか１種以上が本発明の成分
範囲下限より低い。すなわち、ＨＭではＴｉ，Ｎｂおよ
びＢが、ＨＮではＢが、ＨＯではＴｉおよびＮｂが、Ｈ
ＰではＮｂが、ＨＱではＴｉがそれぞれ本発明の成分範
囲下限より低い。
１．５Ｍｏを基本成分とし、Ａｌを約３％含有するが、
Ｔｉ，ＮｂおよびＢのいずれか１種以上が本発明の成分
範囲下限より低い。すなわち、ＨＭではＴｉ，Ｎｂおよ
びＢが、ＨＮではＢが、ＨＯではＴｉおよびＮｂが、Ｈ
ＰではＮｂが、ＨＱではＴｉがそれぞれ本発明の成分範
囲下限より低い。
【００３６】比較例ＨＲ，ＨＳは２０Ｃｒ−２５Ｎｉ−
１．５Ｍｏを基本成分とし、Ａｌを約３％含有するが、
ＭｏがＨＲでは０．０８％、ＨＳでは３．７５％であ
り、いずれも本発明の成分範囲外の鋼である。
１．５Ｍｏを基本成分とし、Ａｌを約３％含有するが、
ＭｏがＨＲでは０．０８％、ＨＳでは３．７５％であ
り、いずれも本発明の成分範囲外の鋼である。
【００３７】これらの比較例は、本発明例と対比して、
高温腐食特性、時効後靭性、クリープ破断強度あるいは
熱間加工性の少なくともいずれか一特性に問題点を有し
ている。すなわち、Ａｌが本発明の成分範囲下限より低
いＨＡ〜ＨＥ、Ａｌを約３％含有するがＮｉが本発明の
成分範囲下限より低いＨＦは高温腐食深さが５０μｍを
超えて、高温腐食特性が本発明例より劣る。
高温腐食特性、時効後靭性、クリープ破断強度あるいは
熱間加工性の少なくともいずれか一特性に問題点を有し
ている。すなわち、Ａｌが本発明の成分範囲下限より低
いＨＡ〜ＨＥ、Ａｌを約３％含有するがＮｉが本発明の
成分範囲下限より低いＨＦは高温腐食深さが５０μｍを
超えて、高温腐食特性が本発明例より劣る。
【００３８】Ｓｉが本発明の成分範囲上限より高いＨＧ
〜ＨＩは、時効後靭性が１５０Ｊ／cm2 を下回り本発明
例より劣る。またＡｌが本発明の成分範囲上限より高い
ＨＪ，ＨＫは熱間押出時にヘゲ状疵が発生し、また時効
後靭性が１５０Ｊ／cm2 を下回り、かつ破断時間２００
ｈ未満のクリープ破断強度であり、いずれの特性も本発
明例より劣る。Ｎｉが本発明の成分範囲上限より高いＨ
Ｌは熱間押出時にヘゲ状疵が発生した。
〜ＨＩは、時効後靭性が１５０Ｊ／cm2 を下回り本発明
例より劣る。またＡｌが本発明の成分範囲上限より高い
ＨＪ，ＨＫは熱間押出時にヘゲ状疵が発生し、また時効
後靭性が１５０Ｊ／cm2 を下回り、かつ破断時間２００
ｈ未満のクリープ破断強度であり、いずれの特性も本発
明例より劣る。Ｎｉが本発明の成分範囲上限より高いＨ
Ｌは熱間押出時にヘゲ状疵が発生した。
【００３９】Ｔｉ，ＮｂおよびＢのいずれかが本発明の
成分範囲下限より低いＨＭ〜ＨＱは、破断時間２００ｈ
未満のクリープ破断強度であり、本発明例より劣る。ま
た、Ｍｏが本発明の成分範囲下限より低いＨＲは破断時
間２００ｈ未満のクリープ破断強度であり、本発明例よ
り劣る。一方、Ｍｏが本発明の成分範囲上限より高いＨ
Ｓは時効後靭性が１５０Ｊ／cm2 を下回り、本発明例よ
り劣る。
成分範囲下限より低いＨＭ〜ＨＱは、破断時間２００ｈ
未満のクリープ破断強度であり、本発明例より劣る。ま
た、Ｍｏが本発明の成分範囲下限より低いＨＲは破断時
間２００ｈ未満のクリープ破断強度であり、本発明例よ
り劣る。一方、Ｍｏが本発明の成分範囲上限より高いＨ
Ｓは時効後靭性が１５０Ｊ／cm2 を下回り、本発明例よ
り劣る。
【００４０】
【発明の効果】この発明によれば、廃棄プラスチック類
および自動車シュレッダーダスト等の廃棄物燃焼ボイラ
の過熱器管等に適用することのできる、燃焼環境中の塩
化物および塩化水素（ＨＣｌ）ガス等に対して極めて優
れた高温腐食特性を有し、また、高温使用後の時効後靭
性が良好で、かつ、クリープ破断強度の良好なオーステ
ナイト系ステンレス鋼を供給することが可能になり、エ
ネルギーおよび環境分野に極めて有用な効果がもたらさ
れる。
および自動車シュレッダーダスト等の廃棄物燃焼ボイラ
の過熱器管等に適用することのできる、燃焼環境中の塩
化物および塩化水素（ＨＣｌ）ガス等に対して極めて優
れた高温腐食特性を有し、また、高温使用後の時効後靭
性が良好で、かつ、クリープ破断強度の良好なオーステ
ナイト系ステンレス鋼を供給することが可能になり、エ
ネルギーおよび環境分野に極めて有用な効果がもたらさ
れる。
【図面の簡単な説明】
【図１】高温腐食深さに及ぼすＮｉ含有量の影響を示す
図。
図。
【図２】高温腐食深さに及ぼすＡｌ含有量の影響を示す
図。
図。
【図３】時効後靭性に及ぼすＳｉ含有量の影響を示す
図。
図。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ ；０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ；０．０５〜０．３５％、 Ｍｎ；０．３〜２．０％、 Ｃｒ；１８〜２５％、 Ｎｉ；１７〜５０％、 Ｍｏ；０．５〜３．０％、 Ａｌ；０．５〜６．０％、 Ｔｉ；０．０３〜０．３％、 Ｎｂ；０．０５〜０．６％、 Ｂ ；０．００３〜０．０１％、 Ｐ ；０．０４％以下、 Ｓ ；０．００５％以下、 Ｎ ；０．０２〜０．３％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする高温腐食特性および時効後靭性に優れた
オーステナイト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 重量％にて、 Ｃ ；０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ；０．０５〜０．３５％、 Ｍｎ；０．３〜２．０％、 Ｃｒ；１８〜２５％、 Ｎｉ；１７〜５０％、 Ｍｏ；０．５〜３．０％、 Ａｌ；０．５〜６．０％、 Ｔｉ；０．０３〜０．３％、 Ｎｂ；０．０５〜０．６％、 Ｂ ；０．００３〜０．０１％、 Ｎ ；０．０２〜０．３％ を含有し、さらにＣａ；０．０００５〜０．０１５％を
含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする高温腐食特性および時効後靭性に優れたオー
ステナイト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 重量％にて、 Ｃ ；０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ；０．０５〜０．３５％、 Ｍｎ；０．３〜２．０％、 Ｃｒ；１８〜２５％、 Ｎｉ；１７〜５０％、 Ｍｏ；０．５〜３．０％、 Ａｌ；０．５〜６．０％、 Ｔｉ；０．０３〜０．３％、 Ｎｂ；０．０５〜０．６％、 Ｂ ；０．００３〜０．０１％、 Ｎ ；０．０２〜０．３％ を含有し、さらにＹ ；０．００１〜０．１０％、 Ｌａ；０．００１〜０．１０％、 Ｃｅ；０．００１〜０．１０％のうち１種以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴と
する高温腐食特性および時効後靭性に優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼。 - 【請求項４】 重量％にて、 Ｃ ；０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ；０．０５〜０．３５％、 Ｍｎ；０．３〜２．０％、 Ｃｒ；１８〜２５％、 Ｎｉ；１７〜５０％、 Ｍｏ；０．５〜３．０％、 Ａｌ；０．５〜６．０％、 Ｔｉ；０．０３〜０．３％、 Ｎｂ；０．０５〜０．６％、 Ｂ ；０．００３〜０．０１％、 Ｎ ；０．０２〜０．３％ を含有し、さらに Ｃａ；０．０００５〜０．０１５％ を含み、かつ、 Ｙ ；０．００１〜０．１０％、 Ｌａ；０．００１〜０．１０％、 Ｃｅ；０．００１〜０．１０％のうち１種以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴と
する高温腐食特性および時効後靭性に優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7110194A JPH07278757A (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 高温腐食特性および時効後靭性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7110194A JPH07278757A (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 高温腐食特性および時効後靭性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07278757A true JPH07278757A (ja) | 1995-10-24 |
Family
ID=13450823
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7110194A Pending JPH07278757A (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 高温腐食特性および時効後靭性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07278757A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008086141A1 (en) * | 2007-01-04 | 2008-07-17 | Ut-Battelle, Llc | Oxidation resistant high creep strength austenitic stainless steel |
| EP2415890A1 (en) * | 2009-03-31 | 2012-02-08 | Kubota Corporation | Cast product having alumina barrier layer |
| WO2014069467A1 (ja) | 2012-10-30 | 2014-05-08 | 株式会社神戸製鋼所 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| WO2019034845A1 (en) * | 2017-08-15 | 2019-02-21 | Paralloy Limited | ALLOY RESISTANT TO OXIDATION |
-
1994
- 1994-04-08 JP JP7110194A patent/JPH07278757A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008086141A1 (en) * | 2007-01-04 | 2008-07-17 | Ut-Battelle, Llc | Oxidation resistant high creep strength austenitic stainless steel |
| EP2415890A1 (en) * | 2009-03-31 | 2012-02-08 | Kubota Corporation | Cast product having alumina barrier layer |
| EP2415890A4 (en) * | 2009-03-31 | 2012-08-15 | Kubota Kk | CASTING PRODUCT HAVING AN ALUMINA BARRIER LAYER |
| US8431230B2 (en) | 2009-03-31 | 2013-04-30 | Kubota Corporation | Cast product having alumina barrier layer |
| WO2014069467A1 (ja) | 2012-10-30 | 2014-05-08 | 株式会社神戸製鋼所 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| WO2019034845A1 (en) * | 2017-08-15 | 2019-02-21 | Paralloy Limited | ALLOY RESISTANT TO OXIDATION |
| GB2579965A (en) * | 2017-08-15 | 2020-07-08 | Paralloy Ltd | Oxidation resistent alloy |
| GB2579965B (en) * | 2017-08-15 | 2021-10-06 | Paralloy Ltd | Oxidation resistent alloy |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030128 |