JPS6142781B2 - - Google Patents
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- JPS6142781B2 JPS6142781B2 JP14942082A JP14942082A JPS6142781B2 JP S6142781 B2 JPS6142781 B2 JP S6142781B2 JP 14942082 A JP14942082 A JP 14942082A JP 14942082 A JP14942082 A JP 14942082A JP S6142781 B2 JPS6142781 B2 JP S6142781B2
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Description
本発明は、高温クリープ破断強度、耐熱衝撃
性、耐浸炭性等にすぐれた耐熱鋳鋼に関する。 従来、石油化学工業用エチレンクラツキングチ
ユーブ材、リフオーマチユーブ材などには、Cr
―Ni系耐熱鋳鋼、代表的にはASTM HK40材や
HP材が使用され、また高温特性を改善したもの
として、HP材にNb、MoおよびWを含有させた
HP改良材が開発されている。しかしながら、操
業条件の苛酷化に対処し、安定した耐久性を保証
するために、高温特性、就中高温クリープ破断強
度、耐熱衝撃性、耐浸炭性などを高めた新たな材
料が望まれている。 本発明者等はこの要請に応えるために、Cr―
Ni―Nb―W―Mo―Fe系鋳鋼の高温特性に対する
各種合金元素の作用について詳細な研究を重ねた
結果、N、Ti、AlおよびCuを一定量複合的に含
有させることにより、1000℃以上の高温域でのク
リープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸炭性等の諸特
性が著しく高められることを見出して本発明を完
成した。 本発明は、C 0.3〜0.6%(重量%、以下同
じ)、Si 2.0%以下、Mn 2.0%以下、Cr 20〜30
%、Ni 30〜40%、Nb 0.3〜1.5%、W 0.5〜3.0
%、Mo 0.2〜0.8%、N 0.04〜0.15%、Ti 0.04
〜0.5%、Al 0.02〜0.5%、B 0.0002〜0.004
%、Cu 3.0%以下、残部実質的にFeからなる耐
熱鋳鋼を提供する。 本発明耐熱鋳鋼の成分限定理由を以下に説明す
る。 C:0.3〜0.6% Cは鋳鋼の鋳造性を改善するほか、後記Nbと
結合して一次炭化物を形成し、クリープ破断強度
を高める。このために少くとも0.3%を必要とす
る。C量の増加とともにその効果も大きくなる
が、多量に含有すると二次炭化物の過剰析出によ
り使用後の靭性低下が著しく、また溶接性も悪化
するので0.6%を上限とする。 Si:2.0%以下 Siは溶湯の脱酸元素であり、かつ鋳造性を高め
るほか、耐浸炭性改善効果を有する。しかし、多
量に含有すると溶接性を損うので、2.0%以下と
する。 Mn:2.0%以下 Mnは溶湯の脱酸、並びに鋼中の不純物元素S
を固定・無害化する作用を果すが、多量の含有
は、耐酸化性の低下を招くので、2.0%を上限と
する。 Cr:20〜30% Crは後記Niと共存して鋳鋼組織をオーステナ
イト組織とし、高温強度や耐酸化性を高める。特
に、1000℃以上の高温域で高強度、高耐酸化性を
保持するためには、少くとも20%以上であること
を要する。この効果は含有量の増加とともに大き
くなるが、あまり多く含むと、使用後の靭性が低
下するので、30%を上限とする。 Ni:30〜40% Niは上記のようにCrとの共存下にオーステナ
イト組織を形成し、組織的安定性を高めるととも
に、耐酸化性および高温強度の確保に有効な元素
である。1000℃以上の高温域での耐酸化性や強度
をすぐれたものとするには、30%以上の含有を要
する。これらの高温特性は含有量の増加に従つて
向上するが、40%をこえると、効果はほゞ飽和
し、それ以上の含有は経済的に不利である。従つ
て、40%を上限とする。 Nb:0.3〜1.5% Nbはクリープ破断強度および耐浸炭性を高め
る。このためには0.3%以上の含有を要するが、
あまり多くなると、かえつてクリープ破断強度が
低下するので、1.5%を上限とする。なお、Nbは
通常これと同効元素であるTaを随伴するので、
その場合は、Taとの合計の含有量が0.3〜1.5%で
あればよい。 W:0.5〜3.0% Wは前記Nbとの組合せにより高温強度を高め
る効果をもつ。その効果を得るために、0.5%以
上の含有を要するが、あまり多くなると耐酸化性
が悪くなるので、3.0%を上限とする。 Mo:0.2〜0.8% MoはNb、Wと共存して高温強度を高める。そ
の十分な効果を得るために少くとも0.2%を要す
る。たゞし、多量の含有は耐酸化性の低下を招く
ので、0.8%以下とする。 本発明鋳鋼は上記諸元素とともに、N、Ti、
Al、BおよびCuを複合的に含有する点に最大の
特徴を有する。TiはC、Nと結合して炭化物、
窒化物、炭窒化物を形成し、BおよびAlはこれ
らの化合物を微細に分散析出させて結晶粒界を強
化し、耐粒界割れ性を高めることにより、高温ク
リープ破断強度、高温熱衝撃特性、長時間クリー
プ破断強度等の顕著な向上をもたらす。また、
TiはAlとの相乗効果として耐浸炭性を著しく高
め、更にCuはTiおよびAlとの相乗効果により耐
熱衝撃性を大幅に改善する。 N:0.04〜0.15% Nは固溶窒素の形態でオーステナイト相を安定
化および強化する一方、Ti等の窒化物、炭窒化
物の形成にも関与する。この化合物が前記のよう
にAl、Bとの共存下に微細に分散析出して結晶
粒を微細化し、粒成長を阻止することによつてク
リープ破断強度や耐熱衝撃性が高められる。この
効果を確保するために、少くとも0.04%の含有を
要するが、多量になると前記化合物の過剰析出、
粗大化が生じ、却つて耐熱衝撃性が悪くなるの
で、0.15%を上限とする。 Ti:0.04〜0.5% Tiは窒化物等を形成し上記のように高温強
度、耐熱衝撃性を高めるほか、Alとの共存下に
耐浸炭性を強化する。これらの効果を十分なもの
とするために少くとも0.04%を要する。含有量の
増加にともなつてその効果も増すが、あまり多く
なると、析出物の粗大化、酸化物系介在物の増加
により、かえつて強度が低下する。よつて、0.5
%を上限とし、特に強度を重視する場合は、0.15
%以下とするのが好ましい。 Al:0.02〜0.5% Alはクリープ破断強度の改善効果のほかに、
Tiとの共存により耐浸炭性の向上に著効を発揮
する。クリープ破断強度の改善を重視する場合
は、その含有量は0.02〜0.07%が好ましい。ま
た、特に耐浸炭性強化を重視するときには、0.07
%をこえる量とするのが好ましく、含有量の増加
につれ耐浸炭性の向上をみる。しかし、その一方
で強度低下の傾向を伴うので、0.5%を上限とす
る。なお、TiおよびAl含有材を浸炭試験後、X
線マイクロアナライザー(EPMA)に付すと、試
験片の表層部にAlリツチ層が認められる。この
Alリツチ層が強力な浸炭防止効果を発揮するの
である。 B:0.0002〜0.004% Bは結晶粒界の強化のほか、前記Ti化合物の
微細析出と、析出後の凝集粗大化遅延効果により
クリープ破断強度向上に寄与する。このための含
有量は0.0002%以上を要するが、あまり増量する
と強度向上が緩慢になるばかりか、溶接性が悪く
なるので、0.004%を上限とする。 Cu:3.0%以下 CuはTi、Alとの共存下に耐熱衝撃性の改善に
著効を有する。この効果は含有量の増加につれて
増大するが、3.0%をこえると、耐熱衝撃性向上
の度合が緩慢となるほか、溶接性の低下を伴うの
で、3.0%以下とする。また、Cuは耐浸炭性を高
める効果を有する。これらの効果を十分に発揮さ
せるための好ましい含有量は0.2〜3.0%、更に好
ましくは0.5〜3.0%である。 P、S、その他不可避的に混入する不純物は、
むろん可及的に少いことが望ましいが、この種の
鋼に通常許容される範囲内であれば何らさしつか
えない。 次に、実施例により本発明を具体的に説明す
る。 実施例 高周波溶解炉(大気中)にて溶製した鋳鋼を遠
心鋳造に付し、第1表に示す成分組成の鋳鋼管
(外径136mm×肉厚20mm×長さ500mm)を得、それ
ぞれから試験片を調製し、クリープ破断試験、耐
熱衝撃性試験および耐浸炭性試験を行つた。試験
結果を第2表に示す。 試番1〜6は比較例、101〜107は本発明例であ
る。比較例のうち、No.1はNb、W、Moを含む従
来のHP改良材(N、Ti、Al、B、Cuのいづれも
含まない)、No.2〜5はN、Ti、Al、Bを含む
が、Cuが本発明の規定から逸脱する例、No.6は
所要量のCuを含むが、Ti、Alの含有量が不足す
る例である。 各試験条件は次のとおりである。 〔〕 クリープ破断試験 JIS Z 2272の規定による。たゞし、 (A) 温度1093℃・荷重1.9Kgf/mm2、および (B) 温度850℃、荷重7.3Kgf/mm2の2通りの条件
で行い、その破断時間(Hr)を測定。 〔〕 耐熱衝撃性試験 第1図に示す形状・寸法の試片(肉厚8mm)を
温度900℃に加熱保持(保持時間30分)したのち
水冷する加熱・冷却操作を繰返す。その操作を10
回反復するごとに、試片に発生したクラツクの長
さを測定する。耐熱衝撃性は、クラツク長さが5
mmに達したときの繰返し回数で評価した。第2表
中、「耐熱衝撃性」欄の数値はその回数であり、
回数の多い程、耐熱衝撃性がすぐれる。 〔〕 耐浸炭性試験 試片(直径12mm×長さ60mm)を固体浸炭剤(デ
グザKG30、BaCO3含有)中、温度1300℃で300時
間保持したのち、試片の表面から深さ1mmまでの
層、および1〜2mmの層のそれぞれから切粉を採
取し、C量分析により、増加C量(wt%)を求
めた。第2表中、「耐浸炭性」欄はその増加C量
を示す。C量増加の少い程、耐浸炭性がすぐれ
る。
性、耐浸炭性等にすぐれた耐熱鋳鋼に関する。 従来、石油化学工業用エチレンクラツキングチ
ユーブ材、リフオーマチユーブ材などには、Cr
―Ni系耐熱鋳鋼、代表的にはASTM HK40材や
HP材が使用され、また高温特性を改善したもの
として、HP材にNb、MoおよびWを含有させた
HP改良材が開発されている。しかしながら、操
業条件の苛酷化に対処し、安定した耐久性を保証
するために、高温特性、就中高温クリープ破断強
度、耐熱衝撃性、耐浸炭性などを高めた新たな材
料が望まれている。 本発明者等はこの要請に応えるために、Cr―
Ni―Nb―W―Mo―Fe系鋳鋼の高温特性に対する
各種合金元素の作用について詳細な研究を重ねた
結果、N、Ti、AlおよびCuを一定量複合的に含
有させることにより、1000℃以上の高温域でのク
リープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸炭性等の諸特
性が著しく高められることを見出して本発明を完
成した。 本発明は、C 0.3〜0.6%(重量%、以下同
じ)、Si 2.0%以下、Mn 2.0%以下、Cr 20〜30
%、Ni 30〜40%、Nb 0.3〜1.5%、W 0.5〜3.0
%、Mo 0.2〜0.8%、N 0.04〜0.15%、Ti 0.04
〜0.5%、Al 0.02〜0.5%、B 0.0002〜0.004
%、Cu 3.0%以下、残部実質的にFeからなる耐
熱鋳鋼を提供する。 本発明耐熱鋳鋼の成分限定理由を以下に説明す
る。 C:0.3〜0.6% Cは鋳鋼の鋳造性を改善するほか、後記Nbと
結合して一次炭化物を形成し、クリープ破断強度
を高める。このために少くとも0.3%を必要とす
る。C量の増加とともにその効果も大きくなる
が、多量に含有すると二次炭化物の過剰析出によ
り使用後の靭性低下が著しく、また溶接性も悪化
するので0.6%を上限とする。 Si:2.0%以下 Siは溶湯の脱酸元素であり、かつ鋳造性を高め
るほか、耐浸炭性改善効果を有する。しかし、多
量に含有すると溶接性を損うので、2.0%以下と
する。 Mn:2.0%以下 Mnは溶湯の脱酸、並びに鋼中の不純物元素S
を固定・無害化する作用を果すが、多量の含有
は、耐酸化性の低下を招くので、2.0%を上限と
する。 Cr:20〜30% Crは後記Niと共存して鋳鋼組織をオーステナ
イト組織とし、高温強度や耐酸化性を高める。特
に、1000℃以上の高温域で高強度、高耐酸化性を
保持するためには、少くとも20%以上であること
を要する。この効果は含有量の増加とともに大き
くなるが、あまり多く含むと、使用後の靭性が低
下するので、30%を上限とする。 Ni:30〜40% Niは上記のようにCrとの共存下にオーステナ
イト組織を形成し、組織的安定性を高めるととも
に、耐酸化性および高温強度の確保に有効な元素
である。1000℃以上の高温域での耐酸化性や強度
をすぐれたものとするには、30%以上の含有を要
する。これらの高温特性は含有量の増加に従つて
向上するが、40%をこえると、効果はほゞ飽和
し、それ以上の含有は経済的に不利である。従つ
て、40%を上限とする。 Nb:0.3〜1.5% Nbはクリープ破断強度および耐浸炭性を高め
る。このためには0.3%以上の含有を要するが、
あまり多くなると、かえつてクリープ破断強度が
低下するので、1.5%を上限とする。なお、Nbは
通常これと同効元素であるTaを随伴するので、
その場合は、Taとの合計の含有量が0.3〜1.5%で
あればよい。 W:0.5〜3.0% Wは前記Nbとの組合せにより高温強度を高め
る効果をもつ。その効果を得るために、0.5%以
上の含有を要するが、あまり多くなると耐酸化性
が悪くなるので、3.0%を上限とする。 Mo:0.2〜0.8% MoはNb、Wと共存して高温強度を高める。そ
の十分な効果を得るために少くとも0.2%を要す
る。たゞし、多量の含有は耐酸化性の低下を招く
ので、0.8%以下とする。 本発明鋳鋼は上記諸元素とともに、N、Ti、
Al、BおよびCuを複合的に含有する点に最大の
特徴を有する。TiはC、Nと結合して炭化物、
窒化物、炭窒化物を形成し、BおよびAlはこれ
らの化合物を微細に分散析出させて結晶粒界を強
化し、耐粒界割れ性を高めることにより、高温ク
リープ破断強度、高温熱衝撃特性、長時間クリー
プ破断強度等の顕著な向上をもたらす。また、
TiはAlとの相乗効果として耐浸炭性を著しく高
め、更にCuはTiおよびAlとの相乗効果により耐
熱衝撃性を大幅に改善する。 N:0.04〜0.15% Nは固溶窒素の形態でオーステナイト相を安定
化および強化する一方、Ti等の窒化物、炭窒化
物の形成にも関与する。この化合物が前記のよう
にAl、Bとの共存下に微細に分散析出して結晶
粒を微細化し、粒成長を阻止することによつてク
リープ破断強度や耐熱衝撃性が高められる。この
効果を確保するために、少くとも0.04%の含有を
要するが、多量になると前記化合物の過剰析出、
粗大化が生じ、却つて耐熱衝撃性が悪くなるの
で、0.15%を上限とする。 Ti:0.04〜0.5% Tiは窒化物等を形成し上記のように高温強
度、耐熱衝撃性を高めるほか、Alとの共存下に
耐浸炭性を強化する。これらの効果を十分なもの
とするために少くとも0.04%を要する。含有量の
増加にともなつてその効果も増すが、あまり多く
なると、析出物の粗大化、酸化物系介在物の増加
により、かえつて強度が低下する。よつて、0.5
%を上限とし、特に強度を重視する場合は、0.15
%以下とするのが好ましい。 Al:0.02〜0.5% Alはクリープ破断強度の改善効果のほかに、
Tiとの共存により耐浸炭性の向上に著効を発揮
する。クリープ破断強度の改善を重視する場合
は、その含有量は0.02〜0.07%が好ましい。ま
た、特に耐浸炭性強化を重視するときには、0.07
%をこえる量とするのが好ましく、含有量の増加
につれ耐浸炭性の向上をみる。しかし、その一方
で強度低下の傾向を伴うので、0.5%を上限とす
る。なお、TiおよびAl含有材を浸炭試験後、X
線マイクロアナライザー(EPMA)に付すと、試
験片の表層部にAlリツチ層が認められる。この
Alリツチ層が強力な浸炭防止効果を発揮するの
である。 B:0.0002〜0.004% Bは結晶粒界の強化のほか、前記Ti化合物の
微細析出と、析出後の凝集粗大化遅延効果により
クリープ破断強度向上に寄与する。このための含
有量は0.0002%以上を要するが、あまり増量する
と強度向上が緩慢になるばかりか、溶接性が悪く
なるので、0.004%を上限とする。 Cu:3.0%以下 CuはTi、Alとの共存下に耐熱衝撃性の改善に
著効を有する。この効果は含有量の増加につれて
増大するが、3.0%をこえると、耐熱衝撃性向上
の度合が緩慢となるほか、溶接性の低下を伴うの
で、3.0%以下とする。また、Cuは耐浸炭性を高
める効果を有する。これらの効果を十分に発揮さ
せるための好ましい含有量は0.2〜3.0%、更に好
ましくは0.5〜3.0%である。 P、S、その他不可避的に混入する不純物は、
むろん可及的に少いことが望ましいが、この種の
鋼に通常許容される範囲内であれば何らさしつか
えない。 次に、実施例により本発明を具体的に説明す
る。 実施例 高周波溶解炉(大気中)にて溶製した鋳鋼を遠
心鋳造に付し、第1表に示す成分組成の鋳鋼管
(外径136mm×肉厚20mm×長さ500mm)を得、それ
ぞれから試験片を調製し、クリープ破断試験、耐
熱衝撃性試験および耐浸炭性試験を行つた。試験
結果を第2表に示す。 試番1〜6は比較例、101〜107は本発明例であ
る。比較例のうち、No.1はNb、W、Moを含む従
来のHP改良材(N、Ti、Al、B、Cuのいづれも
含まない)、No.2〜5はN、Ti、Al、Bを含む
が、Cuが本発明の規定から逸脱する例、No.6は
所要量のCuを含むが、Ti、Alの含有量が不足す
る例である。 各試験条件は次のとおりである。 〔〕 クリープ破断試験 JIS Z 2272の規定による。たゞし、 (A) 温度1093℃・荷重1.9Kgf/mm2、および (B) 温度850℃、荷重7.3Kgf/mm2の2通りの条件
で行い、その破断時間(Hr)を測定。 〔〕 耐熱衝撃性試験 第1図に示す形状・寸法の試片(肉厚8mm)を
温度900℃に加熱保持(保持時間30分)したのち
水冷する加熱・冷却操作を繰返す。その操作を10
回反復するごとに、試片に発生したクラツクの長
さを測定する。耐熱衝撃性は、クラツク長さが5
mmに達したときの繰返し回数で評価した。第2表
中、「耐熱衝撃性」欄の数値はその回数であり、
回数の多い程、耐熱衝撃性がすぐれる。 〔〕 耐浸炭性試験 試片(直径12mm×長さ60mm)を固体浸炭剤(デ
グザKG30、BaCO3含有)中、温度1300℃で300時
間保持したのち、試片の表面から深さ1mmまでの
層、および1〜2mmの層のそれぞれから切粉を採
取し、C量分析により、増加C量(wt%)を求
めた。第2表中、「耐浸炭性」欄はその増加C量
を示す。C量増加の少い程、耐浸炭性がすぐれ
る。
【表】
【表】
【表】
上記試験結果から明らかなように、本発明材
(No.101〜107)は、高温クリープ破断強度、耐熱
衝撃性および耐浸炭性のいづれも、従来のHP改
良材(No.1)をはるかに凌ぐ良好な高温特性を有
している。また、その他の比較例(No.2〜6)
は、従来材No.1にくらべて好結果を示すが、各特
性の総合的評価においていづれも本発明材には及
ばない。なお、溶接試験において、過剰のCuを
含む供試材No.4,5は溶接不良が認められたが、
本発明材は良好な溶接性を有し、溶接構造材とし
て何ら問題はない。 以上のように、本発明の耐熱鋳鋼は、従来の
Nb、W、Mo含有HP材等に比し、高温特性、と
りわけ高温クリープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸
炭性等にすぐれているので、石油化学工業におけ
るエチレンクラツキングチユーブ、リフオーマチ
ユーブ等として、苛酷な使用条件によく耐え、そ
のほか各種鉄鋼関連設備部材、例えばハースロー
ル、ラジアントチユーブ材等1000℃をこえる高温
用途において従来材にまさる安定性、耐久性を保
証するものである。
(No.101〜107)は、高温クリープ破断強度、耐熱
衝撃性および耐浸炭性のいづれも、従来のHP改
良材(No.1)をはるかに凌ぐ良好な高温特性を有
している。また、その他の比較例(No.2〜6)
は、従来材No.1にくらべて好結果を示すが、各特
性の総合的評価においていづれも本発明材には及
ばない。なお、溶接試験において、過剰のCuを
含む供試材No.4,5は溶接不良が認められたが、
本発明材は良好な溶接性を有し、溶接構造材とし
て何ら問題はない。 以上のように、本発明の耐熱鋳鋼は、従来の
Nb、W、Mo含有HP材等に比し、高温特性、と
りわけ高温クリープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸
炭性等にすぐれているので、石油化学工業におけ
るエチレンクラツキングチユーブ、リフオーマチ
ユーブ等として、苛酷な使用条件によく耐え、そ
のほか各種鉄鋼関連設備部材、例えばハースロー
ル、ラジアントチユーブ材等1000℃をこえる高温
用途において従来材にまさる安定性、耐久性を保
証するものである。
第1図は実施例での耐熱衝撃性試験片の形状寸
法説明図である。
法説明図である。
Claims (1)
- 1 C 0.3〜0.6%、Si 2.0%以下、Mn 2.0%以
下、Cr 20〜30%、Ni 30〜40%、Nb 0.3〜1.5
%、W 0.5〜3.0%、Mo 0.2〜0.8%、N 0.04〜
0.15%、Ti 0.04〜0.5%、Al 0.02〜0.5%、B
0.0002〜0.004%、Cu 3.0%以下、残部実質的に
Feからなる耐熱鋳鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14942082A JPS5938365A (ja) | 1982-08-28 | 1982-08-28 | 耐熱鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14942082A JPS5938365A (ja) | 1982-08-28 | 1982-08-28 | 耐熱鋳鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5938365A JPS5938365A (ja) | 1984-03-02 |
JPS6142781B2 true JPS6142781B2 (ja) | 1986-09-24 |
Family
ID=15474717
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14942082A Granted JPS5938365A (ja) | 1982-08-28 | 1982-08-28 | 耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5938365A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6370049U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 | ||
JPS6370047U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 | ||
JPS6370048U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5389334A (en) * | 1993-04-22 | 1995-02-14 | Culling; John H. | Abrasion and corrosion resistant alloys |
US5320801A (en) * | 1993-04-26 | 1994-06-14 | Carondelet Foundry Company | High carbon high chromium alloys having corrosion and abrasion resistance |
US5330705A (en) * | 1993-06-04 | 1994-07-19 | Carondelet Foundry Company | Heat resistant alloys |
US5360592A (en) * | 1993-07-22 | 1994-11-01 | Carondelet Foundry Company | Abrasion and corrosion resistant alloys |
US5516485A (en) * | 1994-03-17 | 1996-05-14 | Carondelet Foundry Company | Weldable cast heat resistant alloy |
WO2005078148A1 (ja) * | 2004-02-12 | 2005-08-25 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 浸炭性ガス雰囲気下で使用するための金属管 |
ES2545488T3 (es) * | 2008-02-27 | 2015-09-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Material metálico resistente a la cementación por el carbono |
-
1982
- 1982-08-28 JP JP14942082A patent/JPS5938365A/ja active Granted
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6370049U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 | ||
JPS6370047U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 | ||
JPS6370048U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5938365A (ja) | 1984-03-02 |
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