JPS5928621B2 - 熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼 - Google Patents
熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼Info
- Publication number
- JPS5928621B2 JPS5928621B2 JP6039176A JP6039176A JPS5928621B2 JP S5928621 B2 JPS5928621 B2 JP S5928621B2 JP 6039176 A JP6039176 A JP 6039176A JP 6039176 A JP6039176 A JP 6039176A JP S5928621 B2 JPS5928621 B2 JP S5928621B2
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- JP
- Japan
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- ferrite
- hot workability
- stainless steel
- steel
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明はフェライト量を１０〜７５％含有し残りがオー
ステナイトからなる熱間加工性が著しくすぐれた二相ス
テンレス鋼に関するものである。
ステナイトからなる熱間加工性が著しくすぐれた二相ス
テンレス鋼に関するものである。
二相ステンレス鋼は耐食性（とくに耐応力腐食割れ性）
、溶接割れ性がすぐれているため近年多く用いられるよ
うになってきた。しかしながら二相ステンレス鋼は機械
的性質のことなるフェライト相、オーステナイト相が同
時に含まれているため分塊圧延、熱間圧延等の熱間加工
の際、フェライト相とオーステナイト相との界面から割
れが発生しやすく、フェライト相の増加とともに加工性
が著しく悪くなることは周知の事実である。そのため二
相ステンレス鋼は分塊圧延、熱間圧延工程で歩留が非常
に悪い。又鍛造分塊では歩留が向上しても作業性、経済
性から著しく不利であった。本発明は分塊圧延、熱間圧
延工程での割れ発生を低減させて歩留を向上させた二相
ステンレス鋼に関するもので、その要旨とするところは
重量でＣ ■ ０００５〜０．２％、ＳｉＯ、０１〜３
％、Ｍｎ１５％以下、Ｃｒ１５〜３５％、Ｎｉ１０〜３
０係、Ｎ：０．０１〜００４％を主成分とし、Ｎｂ■
２％以下、Ｍｏ■ ６ ％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｃｕ
：３係以下の一種または二種以上を含み、さらにＡ６、
Ｇａ、Ｉｎのうち一種または二種以上を０５０１〜６％
含み、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０００３％以下として
残部がＦｅおよび不可避的不純物とからなり、かつフェ
ライト量を１０〜７５ヂとしたことを特徴とする熱間加
工性のすぐれた二相ステンレス鋼にある。従来ステンレ
ス鋼に不純物として含有されるＳおよびＰはこれらに対
して特殊な溶解法、精錬法を施をか原料の吟味をしない
限りそれぞれ０．００６〜０．０２０１０、００１〜０
０３％程度含まれるのが普通である。
、溶接割れ性がすぐれているため近年多く用いられるよ
うになってきた。しかしながら二相ステンレス鋼は機械
的性質のことなるフェライト相、オーステナイト相が同
時に含まれているため分塊圧延、熱間圧延等の熱間加工
の際、フェライト相とオーステナイト相との界面から割
れが発生しやすく、フェライト相の増加とともに加工性
が著しく悪くなることは周知の事実である。そのため二
相ステンレス鋼は分塊圧延、熱間圧延工程で歩留が非常
に悪い。又鍛造分塊では歩留が向上しても作業性、経済
性から著しく不利であった。本発明は分塊圧延、熱間圧
延工程での割れ発生を低減させて歩留を向上させた二相
ステンレス鋼に関するもので、その要旨とするところは
重量でＣ ■ ０００５〜０．２％、ＳｉＯ、０１〜３
％、Ｍｎ１５％以下、Ｃｒ１５〜３５％、Ｎｉ１０〜３
０係、Ｎ：０．０１〜００４％を主成分とし、Ｎｂ■
２％以下、Ｍｏ■ ６ ％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｃｕ
：３係以下の一種または二種以上を含み、さらにＡ６、
Ｇａ、Ｉｎのうち一種または二種以上を０５０１〜６％
含み、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０００３％以下として
残部がＦｅおよび不可避的不純物とからなり、かつフェ
ライト量を１０〜７５ヂとしたことを特徴とする熱間加
工性のすぐれた二相ステンレス鋼にある。従来ステンレ
ス鋼に不純物として含有されるＳおよびＰはこれらに対
して特殊な溶解法、精錬法を施をか原料の吟味をしない
限りそれぞれ０．００６〜０．０２０１０、００１〜０
０３％程度含まれるのが普通である。
この量程度の不純物Ｐ、Ｓが含まれていても熱間加工性
におよぼす悪影響はフェライトステンレス鋼の場合はほ
とんどなく、オーステナイトステンレス鋼の場合でもそ
れほど大きくない場合が多い。しかしながら二相ステン
レス鋼ではこの量程度のＰ、Ｓが含まれていても熱間で
の加工性は著しく悪くなる。
におよぼす悪影響はフェライトステンレス鋼の場合はほ
とんどなく、オーステナイトステンレス鋼の場合でもそ
れほど大きくない場合が多い。しかしながら二相ステン
レス鋼ではこの量程度のＰ、Ｓが含まれていても熱間で
の加工性は著しく悪くなる。
Ｓは特殊溶解法、精錬法等により低減することは可能で
ある。Ｐは鋼溶製時の精錬で低くすることは困難であり
、通常低Ｐ原料を使用している。しかし低Ｐ原料使用は
原料自体が非常に高価なため製品は非常に高くなり工業
的、経済的に著しく不利であった。本発明者はＰがＯ、
Ｏｌ％以上含まね，ていてもＰを固定しておけばよいと
いう思想のもとに種々の元素を添加し二相ステンレス鋼
の熱間加工性の試験結果を検討したところＭＢ族元素が
Ｐを固定し、Ｐの熱間加工性への悪影響をとりのぞくと
いうことを発見したのである。
ある。Ｐは鋼溶製時の精錬で低くすることは困難であり
、通常低Ｐ原料を使用している。しかし低Ｐ原料使用は
原料自体が非常に高価なため製品は非常に高くなり工業
的、経済的に著しく不利であった。本発明者はＰがＯ、
Ｏｌ％以上含まね，ていてもＰを固定しておけばよいと
いう思想のもとに種々の元素を添加し二相ステンレス鋼
の熱間加工性の試験結果を検討したところＭＢ族元素が
Ｐを固定し、Ｐの熱間加工性への悪影響をとりのぞくと
いうことを発見したのである。
すなわちIIIＢ族元素ＶＢ族元素とＧａＡｓ，ＩｎＳｂ
等のｍ−ｖ族化合物半導体を作ることは良く知られてい
るが、本発明者は鋼中でもＭＢ族元素がＶＢ族元素に対
して強い相互作用をもつことを発見したのである。この
際Ｐの悪影響を取除くだけでは不十分でありＳの悪影響
も同時にとりのぞく必要がある。二相ステンレス鋼の割
れを組織観察してみるとフエライト結晶粒とオーステナ
イト結晶粒とが混在しており熱間加工時の割れはこれら
オーステナイト粒とフエライト粒との二相界面から発生
して粒界を伝播している。
等のｍ−ｖ族化合物半導体を作ることは良く知られてい
るが、本発明者は鋼中でもＭＢ族元素がＶＢ族元素に対
して強い相互作用をもつことを発見したのである。この
際Ｐの悪影響を取除くだけでは不十分でありＳの悪影響
も同時にとりのぞく必要がある。二相ステンレス鋼の割
れを組織観察してみるとフエライト結晶粒とオーステナ
イト結晶粒とが混在しており熱間加工時の割れはこれら
オーステナイト粒とフエライト粒との二相界面から発生
して粒界を伝播している。
ここでＰをＡＡ，Ｇａ，ＩｎなどのIIIＢ族元素で固定
すると加工性があがる理由は固溶Ｐが低減された結果、
粒界での固溶Ｐも低減し、オーステナイト粒界、フエラ
イト粒界およびフエライト粒とオーステナイト粒との粒
界の結合力がそれぞれ著しく高められるためである。
すると加工性があがる理由は固溶Ｐが低減された結果、
粒界での固溶Ｐも低減し、オーステナイト粒界、フエラ
イト粒界およびフエライト粒とオーステナイト粒との粒
界の結合力がそれぞれ著しく高められるためである。
もう一つの理由はフエライト相とオーステナイト相とへ
のＰの固溶度の差による両相の熱間変形能の違いである
。
のＰの固溶度の差による両相の熱間変形能の違いである
。
すなわちもし固溶Ｐが多く存在するとＰはオーステナイ
ト粒よりもフエライト粒中に多く固溶してフエライト粒
を著しく硬くし、フエライト相の高温での変形能を著し
く劣化させる。したがってフエライト粒とオーステナイ
ト粒との界面は固溶Ｐが増加するにしたがい割れやすく
なる。さらにＳを低減すれば熱間加工性があがる理由は
Ｐの場合と同じようにＳを少なくすることにより粒界Ｓ
が低減され結晶粒界の結合力が著しく高められるためで
ある。
ト粒よりもフエライト粒中に多く固溶してフエライト粒
を著しく硬くし、フエライト相の高温での変形能を著し
く劣化させる。したがってフエライト粒とオーステナイ
ト粒との界面は固溶Ｐが増加するにしたがい割れやすく
なる。さらにＳを低減すれば熱間加工性があがる理由は
Ｐの場合と同じようにＳを少なくすることにより粒界Ｓ
が低減され結晶粒界の結合力が著しく高められるためで
ある。
Ｓを下げるためには鋼中Ｓを特殊な溶解法、精錬法によ
り下げればよい。勿論、二相鋼を構成する変形能の異な
る両相の量的割合に応じて、第二相の結晶粒形状、およ
び分布を適当に制御して二相鋼の熱間加工性を向上させ
ることも可能であるがＰを多量に固溶したフエライト粒
は非常に強固であって熱加工処理によってもその形状分
布を変えることは極めて困難でありその効果の程度も僅
少である。したがって熱間加工性をあげるためには固溶
Ｐ，Ｓの量を同時に低くしてやることが必須である。次
に本発明における化学組成の限定理由について説明する
。
り下げればよい。勿論、二相鋼を構成する変形能の異な
る両相の量的割合に応じて、第二相の結晶粒形状、およ
び分布を適当に制御して二相鋼の熱間加工性を向上させ
ることも可能であるがＰを多量に固溶したフエライト粒
は非常に強固であって熱加工処理によってもその形状分
布を変えることは極めて困難でありその効果の程度も僅
少である。したがって熱間加工性をあげるためには固溶
Ｐ，Ｓの量を同時に低くしてやることが必須である。次
に本発明における化学組成の限定理由について説明する
。
Ｃは強度を増大させるに必要な元素であり、最低０００
５％以上必要である。
５％以上必要である。
またあまり多く入れるとカーバイトとして結晶粒界に析
出し、熱間加工性を劣化させるのでその上限を０．２％
とする。のぞましい範囲は０．０１〜００８％である。
Ｓｉは製鋼の際に脱酸のため加えられこの目的のために
は０．０１％以上が必要である。Ｓｉはまた高温で使用
中の耐酸化性を高めるがその量が３係をこえると加工性
、溶接性が阻害されるのでＳｉの上限は３％とする。Ｍ
ｎは脱酸および熱間脆性防止のために加えら，？１７る
がオーステナイトを安定にする効果が強く高価なＮｉの
代替元素として使用することもできる。
出し、熱間加工性を劣化させるのでその上限を０．２％
とする。のぞましい範囲は０．０１〜００８％である。
Ｓｉは製鋼の際に脱酸のため加えられこの目的のために
は０．０１％以上が必要である。Ｓｉはまた高温で使用
中の耐酸化性を高めるがその量が３係をこえると加工性
、溶接性が阻害されるのでＳｉの上限は３％とする。Ｍ
ｎは脱酸および熱間脆性防止のために加えら，？１７る
がオーステナイトを安定にする効果が強く高価なＮｉの
代替元素として使用することもできる。
しかしながらＭｎが多すぎると耐酸化性が劣化するので
その量は１５％以下とする。Ｃｒは耐酸化性を向上させ
るために１５％以上必要であるがあまり多くなるとシグ
マ脆化が生じやすくなるので３５％以下とした。
その量は１５％以下とする。Ｃｒは耐酸化性を向上させ
るために１５％以上必要であるがあまり多くなるとシグ
マ脆化が生じやすくなるので３５％以下とした。
Ｎｉはシグマ脆化や浸炭、窒化を防止する効果があるが
あまり多く加えすぎるとその効果はほぼ飽和に達し、か
えって材料費を高めることになるのでｌθ〜３０％とし
た。
あまり多く加えすぎるとその効果はほぼ飽和に達し、か
えって材料費を高めることになるのでｌθ〜３０％とし
た。
ＮｂはＴａと同様強力な炭化物生成元素でありＣ重量％
の約１０倍程度添加することにより耐粒界腐食性を改善
する。
の約１０倍程度添加することにより耐粒界腐食性を改善
する。
（ＴａはＮｂの１／２の効果を示す）。またＮｂは徽細
な炭化物、窒化物となって転位上に優先析出し、高温強
さ、クリープ特性を向上させる。しかし過剰に添加する
と熱間加工性が劣化するのでその上限を２係とする。Ｍ
Ｏを０．５％以上添加すると非酸化性の酸に対して著し
くすぐれた耐食効果を発揮する。またＭＯは基地を強化
し高温強度、クリープ破断強度を高める。しかしながら
６％を超えての合金化は異常酸化を起し耐高温酸化性の
著しい劣化を示す。又前述の効果も飽和に達するのでそ
の上限を６％とする。Ｔｉは強い脱酸、脱窒、脱硫効果
を示す。
な炭化物、窒化物となって転位上に優先析出し、高温強
さ、クリープ特性を向上させる。しかし過剰に添加する
と熱間加工性が劣化するのでその上限を２係とする。Ｍ
Ｏを０．５％以上添加すると非酸化性の酸に対して著し
くすぐれた耐食効果を発揮する。またＭＯは基地を強化
し高温強度、クリープ破断強度を高める。しかしながら
６％を超えての合金化は異常酸化を起し耐高温酸化性の
著しい劣化を示す。又前述の効果も飽和に達するのでそ
の上限を６％とする。Ｔｉは強い脱酸、脱窒、脱硫効果
を示す。
また強力なフエライト生成元素であり、Ｃ重量係の４〜
６倍のＴｉで粒界腐食を防止する。耐孔食性はＴｉが析
出物、介在物として存在すると著しく劣化するのでその
上限を１％とする。Ｃｕはオーステナイト中に約３％ま
で均一に固溶し、基地を強化するとともに非酸化性酸に
対する耐食性を増す。
６倍のＴｉで粒界腐食を防止する。耐孔食性はＴｉが析
出物、介在物として存在すると著しく劣化するのでその
上限を１％とする。Ｃｕはオーステナイト中に約３％ま
で均一に固溶し、基地を強化するとともに非酸化性酸に
対する耐食性を増す。
また浸炭、窒化に対する抵抗、耐酸化性を示す。しかし
ながら３％をこえると熱間加工性が劣化するのでその上
限を３％とする。Ｎは普通、ステンレス鋼中に（，．０
１％程度含まれているが、強力なオーステナイト生成元
素であり、Ｎｉの代用として用いられる。大気中添加で
は０４％が限界であり、この程度のＮで変形抵抗は著し
く高くなり熱間加工は著しく困難となるので０．４％を
上限とする。Ｓは鋼中に含まれている不純物元素である
が熱間加工性を向上さすために取除く必要のある元素で
あり０００３％以下にしてはじめて熱間加工性は向上す
る。
ながら３％をこえると熱間加工性が劣化するのでその上
限を３％とする。Ｎは普通、ステンレス鋼中に（，．０
１％程度含まれているが、強力なオーステナイト生成元
素であり、Ｎｉの代用として用いられる。大気中添加で
は０４％が限界であり、この程度のＮで変形抵抗は著し
く高くなり熱間加工は著しく困難となるので０．４％を
上限とする。Ｓは鋼中に含まれている不純物元素である
が熱間加工性を向上さすために取除く必要のある元素で
あり０００３％以下にしてはじめて熱間加工性は向上す
る。
Ｐは鋼中に含まれている不純物元素であり通常００３％
以下であるがIIIＢ族の効果が発揮されるのは００８％
までである。
以下であるがIIIＢ族の効果が発揮されるのは００８％
までである。
したがって上限を０．０８係とする。Ａｌ（Ｇａ，Ｉｎ
等のIIIＢ族元素を含む）はＰを固足して熱間加工性を
向上させるに必要な元素であり０旧係未満ではその効果
は認められずまた一力２％位で効果は飽和に達するが６
％までは効果はそのまま保たれるので６％を上限とする
。
等のIIIＢ族元素を含む）はＰを固足して熱間加工性を
向上させるに必要な元素であり０旧係未満ではその効果
は認められずまた一力２％位で効果は飽和に達するが６
％までは効果はそのまま保たれるので６％を上限とする
。
好ましい範囲は００６〜５．５％である。フエライト量
を１０〜７５％に限定した理由は通常の生産材では経済
性から添加合金量を規格を下限にするため２〜３％のフ
エライト相が含まれているのが普通であり、ここではこ
の範囲を除いて意識的にフエライト相をふやし、しかも
熱間加工性の悪くなる１０％を下限とした。
を１０〜７５％に限定した理由は通常の生産材では経済
性から添加合金量を規格を下限にするため２〜３％のフ
エライト相が含まれているのが普通であり、ここではこ
の範囲を除いて意識的にフエライト相をふやし、しかも
熱間加工性の悪くなる１０％を下限とした。
１０〜７５係までは通常加工性が著しく悪いといわれて
いるので７５％を上限とする。
いるので７５％を上限とする。
次に本発明の実施例についてのべる。
実施例
表１に示す組成の試料を真空溶解してそれらから試験片
を作成しグリーブル試験（高淵高速引張試験）および小
型プロック試験片（ １２０（履）Ｘ（ＳＯ） （Ｍ）
Ｘｌ９Ｏ（ＦＪ） ）を用いた連続８パス圧延試験に
より熱間加工性を調べた。
を作成しグリーブル試験（高淵高速引張試験）および小
型プロック試験片（ １２０（履）Ｘ（ＳＯ） （Ｍ）
Ｘｌ９Ｏ（ＦＪ） ）を用いた連続８パス圧延試験に
より熱間加工性を調べた。
表１中のフエライト量はフエライトメータ一により測定
しｊラ３０視野の組織写真を観察しそれからフエライト
面積率を測定し体積率に換算した平均フエライト量とフ
エライトメータ一により測定したフエライト量は１％程
度の差で計算値と一致した。第１図は／Ｆ；．１鋼の組
織写真の一部である。組織写真より計算したフエライト
量は１２、１％であり、フエライトメータ一で測定した
フエライト量は１１．３％であった。第２図、第３図、
第４図および第５図はグリーブル試験によりＳおよびＡ
ｌ等のIIIＢ族元素の熱間加工性におよほす影響を調べ
たものである。
しｊラ３０視野の組織写真を観察しそれからフエライト
面積率を測定し体積率に換算した平均フエライト量とフ
エライトメータ一により測定したフエライト量は１％程
度の差で計算値と一致した。第１図は／Ｆ；．１鋼の組
織写真の一部である。組織写真より計算したフエライト
量は１２、１％であり、フエライトメータ一で測定した
フエライト量は１１．３％であった。第２図、第３図、
第４図および第５図はグリーブル試験によりＳおよびＡ
ｌ等のIIIＢ族元素の熱間加工性におよほす影響を調べ
たものである。
扁１乃至五９鋼は鋼中に多量のＰとＳまたはどちらか一
力を多く含有している比較鋼であり、五１０乃至庸１５
鋼は本発明鋼である。Ｓが低く、Ｐを八ｌ等のＩＢ族元
素で固定した本発明鋼（五１０，五１１，五１２，五１
３，煮１４および４１５鋼）は比較鋼にくらべて延性（
絞り率）が著しく向上しているのがわかる。グリーブル
試験で五１０，五１１，溜１２，Ｋ１３，五１４および
五１５鋼程度の絞り率があれは経験的に分塊圧延司能で
あることがわかっている。
力を多く含有している比較鋼であり、五１０乃至庸１５
鋼は本発明鋼である。Ｓが低く、Ｐを八ｌ等のＩＢ族元
素で固定した本発明鋼（五１０，五１１，五１２，五１
３，煮１４および４１５鋼）は比較鋼にくらべて延性（
絞り率）が著しく向上しているのがわかる。グリーブル
試験で五１０，五１１，溜１２，Ｋ１３，五１４および
五１５鋼程度の絞り率があれは経験的に分塊圧延司能で
あることがわかっている。
したがってＳが低く、ＰをＡｌ等のIII８族元素で固定
した本発明鋼は分塊圧延することが可能である。一力比
較鋼は分塊圧延監度範囲が狭く実際上、工業的な規模で
分塊圧延することは困難である。参考図は４１鋼、ＡＩ
Ｏ鋼から切り出した小型プロック材を連続８パス（１２
０ｍ→２０層）圧延後の圧延材の耳割れの様子を示す写
真図である。
した本発明鋼は分塊圧延することが可能である。一力比
較鋼は分塊圧延監度範囲が狭く実際上、工業的な規模で
分塊圧延することは困難である。参考図は４１鋼、ＡＩ
Ｏ鋼から切り出した小型プロック材を連続８パス（１２
０ｍ→２０層）圧延後の圧延材の耳割れの様子を示す写
真図である。
＆ １０鋼はグリーブル試験から予想されるように耳割
れは全然みられないが＆１鋼には著しい耳割れがみられ
た。以上説明したように本発明鋼は熱間加工性が著しく
改善され従って従来困難であった分坊圧延を行なうこと
ができ、その効果は極めて大きい。
れは全然みられないが＆１鋼には著しい耳割れがみられ
た。以上説明したように本発明鋼は熱間加工性が著しく
改善され従って従来困難であった分坊圧延を行なうこと
ができ、その効果は極めて大きい。
第１図は扁１鋼の組織写真図、第２図、第３図、第４図
および第５図はグリーブル試験（高温高速引張試験）結
果を示す図である。
および第５図はグリーブル試験（高温高速引張試験）結
果を示す図である。
Claims (1)
- １ 重量でＣ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１
〜３％、Ｍｎ：１５％以下、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ
：１０〜３０％、Ｎ：０．１〜０．４％を主成分とし、
Ｎｂ：２％以下、Ｍｏ：６％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｃ
ｕ：３％以下の一種または二種以上に加えてＡｌ、Ｇａ
、Ｉｎのうちの一種または二種以上を０．０１〜６％含
み、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００３％以下として
残部がＦｅおよび不可避的不純物とからなり、かつフェ
ライト量を１０〜７５％としたことを特徴とする熱間加
工性のすぐれた二相ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6039176A JPS5928621B2 (ja) | 1976-05-25 | 1976-05-25 | 熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6039176A JPS5928621B2 (ja) | 1976-05-25 | 1976-05-25 | 熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS52143912A JPS52143912A (en) | 1977-11-30 |
| JPS5928621B2 true JPS5928621B2 (ja) | 1984-07-14 |
Family
ID=13140794
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6039176A Expired JPS5928621B2 (ja) | 1976-05-25 | 1976-05-25 | 熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5928621B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5456018A (en) * | 1977-10-12 | 1979-05-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenitic steel with superior oxidation resistance for high temperature use |
| JPH0772317B2 (ja) * | 1985-11-26 | 1995-08-02 | 株式会社東芝 | ガラス溶融炉用電極合金 |
| US5393487A (en) * | 1993-08-17 | 1995-02-28 | J & L Specialty Products Corporation | Steel alloy having improved creep strength |
-
1976
- 1976-05-25 JP JP6039176A patent/JPS5928621B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS52143912A (en) | 1977-11-30 |
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