JP3172848B2 - 優れたクリープ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼 - Google Patents
優れたクリープ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼Info
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- JP3172848B2 JP3172848B2 JP34486492A JP34486492A JP3172848B2 JP 3172848 B2 JP3172848 B2 JP 3172848B2 JP 34486492 A JP34486492 A JP 34486492A JP 34486492 A JP34486492 A JP 34486492A JP 3172848 B2 JP3172848 B2 JP 3172848B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、火力発電、化学プラン
ト等に用いられる高Ｃｒ耐熱鋼において、優れたクリー
プ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼に関する。
ト等に用いられる高Ｃｒ耐熱鋼において、優れたクリー
プ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】９〜１２％Ｃｒを含有する高Ｃｒ耐熱鋼
では、適用されるプラントの高温高圧化への対応から、
クリープ破断強度の改善が強く求められている。また、
プラントの安全性確保の点から、靭性の劣化抑制、溶接
性の向上も望まれている。このため、数多くの成分改良
が進められてきた。例えば、特開昭６２−２９７４３６
号公報に開示される如く、従来のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ
系の基本成分に対し、ＷやＢを添加する技術がある。ま
た、特開昭６３−２３８２４４号公報で開示されたＣｏ
添加、特開昭６３−６５０５９号公報でのＣｕ、Ｎｉ添
加等の技術が開発されてきた。
では、適用されるプラントの高温高圧化への対応から、
クリープ破断強度の改善が強く求められている。また、
プラントの安全性確保の点から、靭性の劣化抑制、溶接
性の向上も望まれている。このため、数多くの成分改良
が進められてきた。例えば、特開昭６２−２９７４３６
号公報に開示される如く、従来のＣｒ−Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂ
系の基本成分に対し、ＷやＢを添加する技術がある。ま
た、特開昭６３−２３８２４４号公報で開示されたＣｏ
添加、特開昭６３−６５０５９号公報でのＣｕ、Ｎｉ添
加等の技術が開発されてきた。
【０００３】これらは何れも合金元素の添加量を増加す
る方向の技術であり、クリープ破断強度が向上する反
面、合金コストの上昇、製造性の低下、靭性の低下、溶
接性の低下、を随伴することとなる。一方、少数ではあ
るが、成分組合せを適正化して、高価な合金元素の添加
量を抑制しようとする試みもある。特開平２−１３３５
４６号公報では、Ｍｎ添加量を低下させることによりク
リープ破断強度を向上することが述べられている。
る方向の技術であり、クリープ破断強度が向上する反
面、合金コストの上昇、製造性の低下、靭性の低下、溶
接性の低下、を随伴することとなる。一方、少数ではあ
るが、成分組合せを適正化して、高価な合金元素の添加
量を抑制しようとする試みもある。特開平２−１３３５
４６号公報では、Ｍｎ添加量を低下させることによりク
リープ破断強度を向上することが述べられている。
【０００４】しかしながら、特開平２−１３３５４６号
公報ではクリープ破断強度が不十分なため、工業的に広
く利用されるに至っていない。
公報ではクリープ破断強度が不十分なため、工業的に広
く利用されるに至っていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、徒に合金元
素を多量添加することなく、優れたクリープ強度を得る
ことのできる高Ｃｒフェライト鋼を提供するを目的とす
る。
素を多量添加することなく、優れたクリープ強度を得る
ことのできる高Ｃｒフェライト鋼を提供するを目的とす
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の課
題を解決するため、クリープ破断強度への合金元素の効
果について種々調査研究した結果、ＭｎとＰが相乗効果
を示し、両者の積を一定値以下とすることによりクリー
プ破断強度を向上できることを見出した。本発明はこの
知見に基づきなされたものであり、重量％にて、Ｃ：
０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．０２〜０．２％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｗ：０．
９２〜３．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．３４％、Ｖ：
０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１２
％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００５％
以下、Ｐ：０．０００５〜０．０１％、Ｎ：０．００５
〜０．１％、を含み、Ｍｎ（％）×Ｐ（％）が０．００
１以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
優れたクリープ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼を要旨
とする。
題を解決するため、クリープ破断強度への合金元素の効
果について種々調査研究した結果、ＭｎとＰが相乗効果
を示し、両者の積を一定値以下とすることによりクリー
プ破断強度を向上できることを見出した。本発明はこの
知見に基づきなされたものであり、重量％にて、Ｃ：
０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．０２〜０．２％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｗ：０．
９２〜３．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．３４％、Ｖ：
０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１２
％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００５％
以下、Ｐ：０．０００５〜０．０１％、Ｎ：０．００５
〜０．１％、を含み、Ｍｎ（％）×Ｐ（％）が０．００
１以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
優れたクリープ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼を要旨
とする。
【０００７】
【作用】以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
０．１０％Ｃ−０．１％Ｓｉ−０．０１〜０．２％Ｍｎ
−０．０００１〜０．０２％Ｐ−０．００１％Ｓ−９％
Ｃｒ−０．２％Ｍｏ−１．２％Ｗ−０．１８％Ｖ−０．
０５％Ｎｂ−０．０１５％Ａｌ−０．０５５％Ｎを合金
成分とする真空溶解鋼塊を用い、１２５０℃で加熱の
後、２５ｍｍ厚に熱間圧延した。１０５０℃で１時間の
加熱保持から空冷により焼ならしを行った後、７６０℃
で３時間の焼もどしを行った。この後、圧延方向に直角
（Ｃ方向）にクリープ破断試験片を採取し、６００℃、
２１ｋｇｆ／ｍｍ2 の条件でクリープ破断試験を行い、
クリープ破断時間を求めた。図１にＭｎ（％）×Ｐ
（％）がクリープ破断強度におよぼす影響を示す。
０．１０％Ｃ−０．１％Ｓｉ−０．０１〜０．２％Ｍｎ
−０．０００１〜０．０２％Ｐ−０．００１％Ｓ−９％
Ｃｒ−０．２％Ｍｏ−１．２％Ｗ−０．１８％Ｖ−０．
０５％Ｎｂ−０．０１５％Ａｌ−０．０５５％Ｎを合金
成分とする真空溶解鋼塊を用い、１２５０℃で加熱の
後、２５ｍｍ厚に熱間圧延した。１０５０℃で１時間の
加熱保持から空冷により焼ならしを行った後、７６０℃
で３時間の焼もどしを行った。この後、圧延方向に直角
（Ｃ方向）にクリープ破断試験片を採取し、６００℃、
２１ｋｇｆ／ｍｍ2 の条件でクリープ破断試験を行い、
クリープ破断時間を求めた。図１にＭｎ（％）×Ｐ
（％）がクリープ破断強度におよぼす影響を示す。
【０００８】Ｍｎ（％）×Ｐ（％）が０．００１超まで
低下してもクリープ破断時間は余り変化しないが、０．
００１以下に低下するとクリープ破断時間、即ちクリー
プ破断強度が顕著に向上することを発見した。これは次
のような理由による。Ｍｎは極めて偏析し易い元素であ
る。一方、クリープ破断強度向上に有効なＭｏ，Ｗ，
Ｖ，Ｎｂ等は、所謂フェライト生成元素であり、Ｍｎの
非濃化部に濃縮する性質を有する。このため、Ｍｎの偏
析により、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等の偏析が助長される。
従って、Ｍｎの濃化部では、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等の濃
度が低下するばかりでなく、Ｍｎの濃縮自体が炭窒化物
の安定性を阻害し、クリープ破断強度が低下する。逆に
Ｍｎの非濃化部では、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等が濃化し、
δフェライトの生成を促進する。このため、クリープ破
断強度を改善する目的でＭｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等を多量添
加するとδフェライトが生成し、Ｍｎの非濃化部でもク
リープ破断強度が低下する原因となる。
低下してもクリープ破断時間は余り変化しないが、０．
００１以下に低下するとクリープ破断時間、即ちクリー
プ破断強度が顕著に向上することを発見した。これは次
のような理由による。Ｍｎは極めて偏析し易い元素であ
る。一方、クリープ破断強度向上に有効なＭｏ，Ｗ，
Ｖ，Ｎｂ等は、所謂フェライト生成元素であり、Ｍｎの
非濃化部に濃縮する性質を有する。このため、Ｍｎの偏
析により、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等の偏析が助長される。
従って、Ｍｎの濃化部では、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等の濃
度が低下するばかりでなく、Ｍｎの濃縮自体が炭窒化物
の安定性を阻害し、クリープ破断強度が低下する。逆に
Ｍｎの非濃化部では、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等が濃化し、
δフェライトの生成を促進する。このため、クリープ破
断強度を改善する目的でＭｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ等を多量添
加するとδフェライトが生成し、Ｍｎの非濃化部でもク
リープ破断強度が低下する原因となる。
【０００９】Ｍｎの偏析度はＰ添加の増量により相乗的
に上昇し、Ｐ量の増加はＭｎの偏析を通してクリープ破
断強度低下を招く。このため、Ｍｎ（％）×Ｐ（％）を
０．００１以下に抑制することがクリープ破断強度向上
に極めて有効な手段となる。また、０．２％超のＭｎ添
加ではＭｎ（％）×Ｐ（％）を０．００１以下とするこ
とが困難になるため、Ｍｎ量を０．２％以下とする。Ｍ
ｎ量が０．０２％未満では、ＭｎＳとしてのＳの固定が
出来なくなるため、下限を０．０２％とする。
に上昇し、Ｐ量の増加はＭｎの偏析を通してクリープ破
断強度低下を招く。このため、Ｍｎ（％）×Ｐ（％）を
０．００１以下に抑制することがクリープ破断強度向上
に極めて有効な手段となる。また、０．２％超のＭｎ添
加ではＭｎ（％）×Ｐ（％）を０．００１以下とするこ
とが困難になるため、Ｍｎ量を０．２％以下とする。Ｍ
ｎ量が０．０２％未満では、ＭｎＳとしてのＳの固定が
出来なくなるため、下限を０．０２％とする。
【００１０】Ｐについても、Ｍｎ（％）×Ｐ（％）を
０．００１以下を達成するため、上限を０．０１％とす
る。また、下限については可及的に低いことが望ましい
が、工業的な達成限界から下限を０．０００５％とす
る。以下にその他の成分元素の限定理由について述べ
る。Ｃは常温および高温の強度を高めるのに有効な元素
であり、高Ｃｒ耐熱鋼として要求される強度レベルか
ら、少なくても０．０５％を必要とする。しかし、Ｃ量
の増加とともに、鋼材の靭性が低下し、溶接性も悪くな
るため、上限を０．１５％とする。
０．００１以下を達成するため、上限を０．０１％とす
る。また、下限については可及的に低いことが望ましい
が、工業的な達成限界から下限を０．０００５％とす
る。以下にその他の成分元素の限定理由について述べ
る。Ｃは常温および高温の強度を高めるのに有効な元素
であり、高Ｃｒ耐熱鋼として要求される強度レベルか
ら、少なくても０．０５％を必要とする。しかし、Ｃ量
の増加とともに、鋼材の靭性が低下し、溶接性も悪くな
るため、上限を０．１５％とする。
【００１１】Ｓｉは脱酸および強度上昇のため０．０１
％以上添加するが、添加量が多いと靭性を低下するため
上限を０．５％とする。Ｃｒは焼入れ性を増すととも
に、焼もどしおよび溶接後熱処理で炭窒化物を析出し、
高温強度を向上させる。またＣｒは密着性の良い酸化皮
膜を形成し、耐酸化性を向上させるため、８％以上添加
する。しかし、１３％超の添加は不必要なため、上限を
１３％とする。
％以上添加するが、添加量が多いと靭性を低下するため
上限を０．５％とする。Ｃｒは焼入れ性を増すととも
に、焼もどしおよび溶接後熱処理で炭窒化物を析出し、
高温強度を向上させる。またＣｒは密着性の良い酸化皮
膜を形成し、耐酸化性を向上させるため、８％以上添加
する。しかし、１３％超の添加は不必要なため、上限を
１３％とする。
【００１２】Ｗは高温強度、特にクリープ破断強度を増
す効果を有する元素であり、０．９２％以上添加する。
しかし、３．２％超を添加するとδフェライトの生成等
によりクリープ破断強度が却って低下し、また靱性にも
悪影響を与えるため、上限を３．２％とする。ＭｏはＷ
との複合添加により高温強度、特にクリープ破断強度が
増すために添加する。しかし、添加量が０．０５％未満
では効果が認められず、０．３４％超では複合添加効果
が飽和する傾向を示すため、添加範囲を０．０５〜０．
３４％とする。
す効果を有する元素であり、０．９２％以上添加する。
しかし、３．２％超を添加するとδフェライトの生成等
によりクリープ破断強度が却って低下し、また靱性にも
悪影響を与えるため、上限を３．２％とする。ＭｏはＷ
との複合添加により高温強度、特にクリープ破断強度が
増すために添加する。しかし、添加量が０．０５％未満
では効果が認められず、０．３４％超では複合添加効果
が飽和する傾向を示すため、添加範囲を０．０５〜０．
３４％とする。
【００１３】Ｖはそれ自体炭窒化物を形成し、強度を上
昇するとともに、Ｃｒの炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化
物をさらに安定化する効果がある。しかし、０．０５％
未満では効果が認められず、０．２５％超では効果が飽
和し、添加量に応じた効果が得られないため、０．０５
〜０．２５％とする。Ｎｂは焼もどしあるいは溶接後熱
処理時に安定な炭窒化物を形成し、またＶの炭窒化物と
複合析出し、鋼のクリープ破断強度を向上させる効果を
有する。このため、０．００５％以上を添加するが、
０．１２％超では添加量に見合った効果が得られないた
め、経済的な理由で０．１２％以下に抑制する。
昇するとともに、Ｃｒの炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化
物をさらに安定化する効果がある。しかし、０．０５％
未満では効果が認められず、０．２５％超では効果が飽
和し、添加量に応じた効果が得られないため、０．０５
〜０．２５％とする。Ｎｂは焼もどしあるいは溶接後熱
処理時に安定な炭窒化物を形成し、またＶの炭窒化物と
複合析出し、鋼のクリープ破断強度を向上させる効果を
有する。このため、０．００５％以上を添加するが、
０．１２％超では添加量に見合った効果が得られないた
め、経済的な理由で０．１２％以下に抑制する。
【００１４】Ａｌは鋼の脱酸に不可欠な元素であり、こ
の目的から０．００５％以上を添加する。しかし、Ａｌ
添加量が高くなるとクリープ破断強度を害するため添加
量の上限を０．０５％とする。ＳはＭｎＳ介在物を形成
し、クリープ破断強度を低下させる。このため、低い程
鋼の特性に望ましく、０．００５％以下に限定する。
の目的から０．００５％以上を添加する。しかし、Ａｌ
添加量が高くなるとクリープ破断強度を害するため添加
量の上限を０．０５％とする。ＳはＭｎＳ介在物を形成
し、クリープ破断強度を低下させる。このため、低い程
鋼の特性に望ましく、０．００５％以下に限定する。
【００１５】ＮはＣと同様、鋼の強度を上昇させるが、
通常の溶製方法では０．１％超の添加で鋼塊内に気孔を
形成する。気孔が圧延によっても未圧着であると、延性
および靭性を低下させるため、添加量を０．１％以下と
する。次に、素材の製造条件について述べる。前記のよ
うな化学成分を有する鋼は転炉、電気炉で溶製した後、
必要に応じて取鍋精錬や真空脱ガス処理を施して得ら
れ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊した後、分
塊でスラブとされる。スラブあるいはビレットは連続鋳
造法により溶鋼から直接製造しても良い。分塊での均熱
・圧下はいかなるものであっても構わない。即ち、スラ
ブを冷却した後均熱してもよく、分塊のまま熱片で均熱
炉に装入しても良い。１０００〜１３００℃で均熱の
後、圧延または鍛造によりスラブあるいはビレットとす
る。これらの寸法は製品寸法の２倍以上が好ましい。
通常の溶製方法では０．１％超の添加で鋼塊内に気孔を
形成する。気孔が圧延によっても未圧着であると、延性
および靭性を低下させるため、添加量を０．１％以下と
する。次に、素材の製造条件について述べる。前記のよ
うな化学成分を有する鋼は転炉、電気炉で溶製した後、
必要に応じて取鍋精錬や真空脱ガス処理を施して得ら
れ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊した後、分
塊でスラブとされる。スラブあるいはビレットは連続鋳
造法により溶鋼から直接製造しても良い。分塊での均熱
・圧下はいかなるものであっても構わない。即ち、スラ
ブを冷却した後均熱してもよく、分塊のまま熱片で均熱
炉に装入しても良い。１０００〜１３００℃で均熱の
後、圧延または鍛造によりスラブあるいはビレットとす
る。これらの寸法は製品寸法の２倍以上が好ましい。
【００１６】スラブあるいはビレットは鋼に含有される
Ｎｂの一部あるいは全部が固溶する温度で加熱されるこ
とが望ましい。したがって、１１００℃以上の加熱温度
で加熱する。しかし、１２８０℃を超えると、オーステ
ナイト粒が粗大化しすぎ、圧延あるいは鍛造によっても
微細化できなくなることがあるため、１２８０℃以下が
好ましい。
Ｎｂの一部あるいは全部が固溶する温度で加熱されるこ
とが望ましい。したがって、１１００℃以上の加熱温度
で加熱する。しかし、１２８０℃を超えると、オーステ
ナイト粒が粗大化しすぎ、圧延あるいは鍛造によっても
微細化できなくなることがあるため、１２８０℃以下が
好ましい。
【００１７】加熱されたスラブあるいはビレットは、複
数パスの圧延、鍛造、押出、引抜あるいは穴拡げにより
所定の形状寸法とされる。成形の終了後はマルテンサイ
ト変態温度である約３００℃以下まで冷却するのが望ま
しい。冷却は空冷でもよく、水冷等の加速冷却を採用し
てもよい。冷却した素材は焼もどしにより所定の強度に
調整する。本発明の高Ｃｒ耐熱鋼のＡｃ1温度は概ね８
３０〜８５０℃であり、焼もどしはこの温度以下とす
る。
数パスの圧延、鍛造、押出、引抜あるいは穴拡げにより
所定の形状寸法とされる。成形の終了後はマルテンサイ
ト変態温度である約３００℃以下まで冷却するのが望ま
しい。冷却は空冷でもよく、水冷等の加速冷却を採用し
てもよい。冷却した素材は焼もどしにより所定の強度に
調整する。本発明の高Ｃｒ耐熱鋼のＡｃ1温度は概ね８
３０〜８５０℃であり、焼もどしはこの温度以下とす
る。
【００１８】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を用い、表２
に示す条件で熱処理を施し、同表中に示す形状の製品と
した。得られた製品からサンプルを切り出し、引張強さ
を求めるとともに、クリープ破断試験を実施した。結果
を併せて表２に示す。
に示す条件で熱処理を施し、同表中に示す形状の製品と
した。得られた製品からサンプルを切り出し、引張強さ
を求めるとともに、クリープ破断試験を実施した。結果
を併せて表２に示す。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】鋼材１Ａ〜９ＡのＡシリーズは本発明によ
るものであり、引張強さが７０〜７５ｋｇｆ／ｍｍ2 と
加工性および靭性の確保に適切な値であり、６５０℃−
１０、０００時間のクリープ破断強度も９ｋｇｆ／ｍｍ
2 を超えており、優れた値を示している。これに対し、
鋼材２Ｂおよび８ＢではＰ含有量が本発明範囲を超えて
おり、鋼材５ＢではＭｎ量が本発明範囲より高く、Ｍｎ
（％）×Ｐ（％）が０．００１を超えており、引張強さ
が７０〜７５ｋｇｆ／ｍｍ2 と妥当な値であるにも拘ら
ず、６５０℃−１０、０００時間のクリープ破断強度が
９ｋｇｆ／ｍｍ2 未満と低く、クリープ破断強度が劣
る。
るものであり、引張強さが７０〜７５ｋｇｆ／ｍｍ2 と
加工性および靭性の確保に適切な値であり、６５０℃−
１０、０００時間のクリープ破断強度も９ｋｇｆ／ｍｍ
2 を超えており、優れた値を示している。これに対し、
鋼材２Ｂおよび８ＢではＰ含有量が本発明範囲を超えて
おり、鋼材５ＢではＭｎ量が本発明範囲より高く、Ｍｎ
（％）×Ｐ（％）が０．００１を超えており、引張強さ
が７０〜７５ｋｇｆ／ｍｍ2 と妥当な値であるにも拘ら
ず、６５０℃−１０、０００時間のクリープ破断強度が
９ｋｇｆ／ｍｍ2 未満と低く、クリープ破断強度が劣
る。
【００２２】
【発明の効果】本発明による高Ｃｒ耐熱鋼は適切な引張
強さでありながら、優れたクリープ強度を有しており、
高温高圧で使用される火力発電や化学プラント用として
極めて有用なものであり、工業上価値が大きい。
強さでありながら、優れたクリープ強度を有しており、
高温高圧で使用される火力発電や化学プラント用として
極めて有用なものであり、工業上価値が大きい。
【図１】Ｍｎ（％）×Ｐ（％）とクリープ破断時間の関
係を示す図である。
係を示す図である。
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 302 C22C 38/26
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．０２〜０．２％、 Ｃｒ：８〜１３％、 Ｗ：０．９２〜３．２％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３４％、 Ｖ：０．０５〜０．２５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１２％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｐ：０．０００５〜０．０１％、 Ｎ：０．００５〜０．１％ を含み、Ｍｎ（％）×Ｐ（％）が０．００１以下であ
り、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる優れたクリ
ープ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34486492A JP3172848B2 (ja) | 1992-12-24 | 1992-12-24 | 優れたクリープ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34486492A JP3172848B2 (ja) | 1992-12-24 | 1992-12-24 | 優れたクリープ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06192794A JPH06192794A (ja) | 1994-07-12 |
| JP3172848B2 true JP3172848B2 (ja) | 2001-06-04 |
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ID=18372585
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34486492A Expired - Fee Related JP3172848B2 (ja) | 1992-12-24 | 1992-12-24 | 優れたクリープ強度を有する高Ｃｒフェライト鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3172848B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101563537B1 (ko) * | 2015-06-23 | 2015-10-28 | 주식회사시니프 | 좌방석이 체형에 따라 조절이 가능한 의자 |
| KR102405617B1 (ko) | 2015-10-20 | 2022-06-09 | 주식회사 나조산업 | 좌방석이 체형에 따라 조절이 가능한 의자 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0481289A (ja) * | 1990-07-23 | 1992-03-13 | Fanuc Ltd | レーザロボットにおけるビーム導管装置 |
| CN100439551C (zh) * | 2006-06-28 | 2008-12-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高钢级高抗二氧化碳、氯离子腐蚀油套管用钢及制造方法 |
| US20170292179A1 (en) * | 2016-04-11 | 2017-10-12 | Terrapower, Llc | High temperature, radiation-resistant, ferritic-martensitic steels |
-
1992
- 1992-12-24 JP JP34486492A patent/JP3172848B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101563537B1 (ko) * | 2015-06-23 | 2015-10-28 | 주식회사시니프 | 좌방석이 체형에 따라 조절이 가능한 의자 |
| KR102405617B1 (ko) | 2015-10-20 | 2022-06-09 | 주식회사 나조산업 | 좌방석이 체형에 따라 조절이 가능한 의자 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06192794A (ja) | 1994-07-12 |
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