JPS6140750B2 - - Google Patents
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- JPS6140750B2 JPS6140750B2 JP54156918A JP15691879A JPS6140750B2 JP S6140750 B2 JPS6140750 B2 JP S6140750B2 JP 54156918 A JP54156918 A JP 54156918A JP 15691879 A JP15691879 A JP 15691879A JP S6140750 B2 JPS6140750 B2 JP S6140750B2
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- nitrogen
- steel
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- hardness
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10S148/00—Metal treatment
- Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics
- Y10S148/909—Tube
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
本発明は耐高温水蒸気酸化性の優れたオーステ
ナイト系合金管の製造法に係り、ボイラ等に用い
られ高温水蒸気に曝されるオーステナイト・ステ
ンレス鋼管をはじめとするオーステナイト系合金
等において、その耐高温水蒸気酸化性を改善し、
高温水蒸気によるスケールの生成を減少させた好
ましい合金管を提供しようとするものである。 ボイラ用配管などに用いられるオーステナイ
ト・ステンレス鋼管は500〜700℃、特に550〜600
℃を中心とした500〜650℃のような高温水蒸気に
より管内面に著しいスケール発生が認められるこ
とは一般に知られている通りであり、このように
管内面に発生したスケールがボイラの起動時、停
止時などにおける母材とスケールとの熱膨張差に
よつて剥離し、ボイラ運転上の障害をなすことに
なる。そこでこのような高温水蒸気による酸化ス
ケールの発生を防止する方策に関して従来から
種々の提案がなされ、例えばCrメツキを管内面
に施す方法、高クロム化合金（例えば25％Cr−
20％Ni鋼）或いは細粒鋼を採用する方法、管内
面にシヨツト加工を施す方法などがあるが、これ
らの中に実用化されているのは細粒鋼とシヨツト
加工である。 ところが細粒鋼（例えばSUS347鋼）によつて
もその効果が必ずしも充分でなく、しかもその鋼
種も限定されるという欠点があり、又シヨツト加
工法は高温熱履歴を受けた場合においてその効果
が大きく減少する不利があり、その減少程度を小
さくすることについても検討されているが結晶粒
度や加工度などに制限を伴う。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、Cr：15〜26％、
Ni：８〜35％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、
Ｎ：0.25％未満を基本成分とし、残部が鉄及び不
可避不純物から成る鉄合金管に対しその内面に窒
素を浸入させ、該管の内表面推定窒素濃度を0.25
％以上とするオーステナイト系合金管の製造法を
提案するものである。 斯かる本発明について更に説明すると、先ずそ
の成分限定理由は以下の通りである。即ちCrは
15〜26％の範囲に含有することが必要で、この
Crが15％以下のものでは耐食性が劣り、又それ
が26％以上のものでは高温特性が劣化する。又
Niは８％以上含有させることが耐熱性を適切に
得る上において必要であるけれども、それが35％
を超えるようなことは不経済であり、しかも加工
性を充分に得ることができない。 Siの１％以下、Mnの２％以下は脱酸ないし脱
酸脱硫に必要な量であつて、Ｎについては0.25％
以上となると加工性が劣る。なおＮについて更に
説明すれば鋼の溶製時に特にＮを富化する操作を
行つたり、固定状態の鋼に滲炭処理（窒化）を行
わない限りＮ量は0.05％以下であるのが一般であ
る。 更に本発明においては上記したような基本成分
のものに対してTiを0.6％以下、Alを0.6％以下、
Moを3.0％以下、Nbを1.0％以下の何れか１種又
は２種以上を添加することができる。即ちTi、
Nbについては再結晶化処理においてこれら元素
の炭化物、窒化物、炭窒化物がその結晶粒の成長
を妨げる作用を有しており、上記した限度内にお
ける添加により耐高温水蒸気酸化性を具備せしめ
るに必要な管内表面窒素濃度ないし管内表面近傍
の窒素濃度を結晶粒の微細化を介してより低い範
囲に起させることができ、特にTiに関してはク
リープ特性をも充分に得しめるような場合におい
て好ましい。又Mo、Alについても上記限度内の
添加は本発明の目的を適切に達成せしめる。 本発明においては上記したような成分の鉄合金
管の内表面に窒素を浸入させ該内表面近傍のＮ量
を高めて0.25％以上とするものであり、浸窒処理
方法としてはアンモニア、N2ガスを用いたガス
浸窒やソルト窒化などの何れによつてもよい。即
ち通常のこの種ステンレス鋼の窒素含有量は工場
設備で量産した場合において0.3％程度まで含有
させ得るが、このような高窒素含有鋼をボイラー
用などの高温水蒸気条件下の管材として使用する
場合において、加工性と共に長時間クリープ試験
値において安定したデータが確立しておらず実用
的でないので、素材としては前記のように0.25％
Ｎ未満の基本成分のものを用い、その内面を窒化
し、この種管材に必要とされる内面付近のＮ含有
量を増加させるものである。 浸窒処理後に酸化、酸洗等の処理を行つた場合
に浸窒素層が除去され耐水蒸気酸化性の低下する
ことが考えられるが、このような処理により浸窒
素層がある程度削減されるおそれがあるときは、
それを見込んで余分に浸窒素処理を行い、最終的
に使用に供される際に本発明が規定する内表面な
いし内表面近傍窒素濃度を有するようにする必要
がある。要すに本発明は使用に供される際に耐高
温水蒸気酸化性を発揮できる内表面窒素濃度ない
し内表面近傍窒素濃度を規定したものである。又
前記の如く内表面ないし内表面近傍のＮ量は管材
自体の窒素量より多いので一旦浸窒素処理した後
に窒素が肉厚内部に拡散してしまうような長時間
の高温処理を行つた場合、該部分のＮ量は低下
し、例えば1150℃×1hrの処理を行うことによつ
て表面付近の窒素含有量が約２分の１に低下して
目的の耐水蒸気酸化性を充分に得難いこととなる
から斯様な処理を避けることが好ましい。浸窒に
よるＮ含有量の上限は特に限定する必要はない
が、通常ガス又は液体より浸窒させた場合には
1.5％程度が実質的に上限となり、又窒素と同時
に炭素が浸入した場合もその耐水蒸気酸化性に影
響を与えない。浸窒の深さについては例えば肉厚
の半分にも及ぶような場合はその機械的特性に影
響を与えるから一般的には浸窒素層を１mm以下と
することが好ましい。 耐高温水蒸気酸化性を発揮せしめるに必要な管
内表面窒素濃度ないし内表面近傍の窒素濃度は該
部の使用前における結晶粒度依存性を有し、結晶
粒度がASTM粒度番号で７未満の通常の粒度の
ものにあつては管内表面推定Ｎ濃度は0.30％以上
である必要があり、内表面近傍（管内表面0.1
mm）のＮ濃度を0.30％以上とすることが好まし
い。また浸窒処理後使用前の結晶粒度がASTM
粒度番号で７以上の微細なものにあつては、管内
表面推定Ｎ濃度は0.25％以上であることが必要で
あり内表面近傍（管内表面0.1mm）のＮ濃度が
0.25％以上とすることが好ましい。このように耐
高温水蒸気酸化性を発揮せしめるに必要な内表面
ないし内表面近傍の窒素濃度は使用前の粒度に依
存し、結晶粒が微細になるとより低いＮ濃度でも
同様な効果を発揮する。しかし本発明対象のオー
ステナイト系合金組成のうちCr、Ni、Mn、Siな
どの成分については前記のとおりであるがNbを
少くとも0.05％以上、しかも（Nb×２＋Ti）で
0.2％以上含有しＣ：0.05％以上含有する合金な
らびにTiを0.2％以上含有し、その（Ｃ＋Ｎ）を
0.05％以上とした合金では溶体化処理、侵窒処理
において結晶粒度をASTM番号で７以上の微細
粒とすることが容易であるのでこのような組成を
選ぶことが好ましい。 尚管全肉厚にわたつてASTM粒度番号で７以
上の微細粒とするよりも管内表面近傍のみを微細
粒とすることが高温強度の点からは好ましいので
あつて、このような観点から管内表面近傍のみに
前記Nb、Tiと炭化物窒化物或いは炭窒化物を形
成するに十分な炭素及び又は窒素を富化して（即
ち滲炭或いは窒化により）該部のＣ及び又はＮ量
のみが前記組成を満足するようにすることも勿論
できる。 本発明者等は先ず0.05％Ｃ−18％Cr−12％Ni鋼
について、そのＮ含有量を該鋼の溶製時に窒化フ
エロクロムを添加溶解して種々に変化させたもの
を準備し、1050℃以上で溶体化処理したもの（但
しＡ、Ｂは前記組成鋼を溶体化処理後グラスチユ
ーブ内に純窒素と共に封入し、1100℃以上で試料
の全体に均一な浸窒処理を行つたものである）で
あつて、ここでテストした試料の結晶粒度は何れ
もASTMNo.で４〜５の範囲のものであり、これ
らのものを600℃×1000時間の高温水蒸気に曝露
させた条件下において酸化スケール発生状態を測
定した結果を要約して示したのが第１図の図表で
あつて、Ｎ含有量が増加するに従いその耐水蒸気
酸化性が改善され、Ｎ量が0.30％程度以上となる
とスケール発生を30μ以下とすることができる。
ところでこのようにＮ量が高められると耐水蒸気
酸化性を改善し得るが、この第１図の場合の試料
のように全面窒化すると加工性が劣化し、又クリ
ープ特性に関しても問題があり、一方耐水蒸気酸
化性が必要とされる部分は水蒸気と接触する部分
だけでよく、管体の場合においては内面近傍のみ
で充分であると推定され、このような内面近傍の
みであれば比較的簡易に窒化し得ると共にそのＮ
量も比較的大きくすることができる。 然して第２図には18％Cr−10％Ni−0.3％Ti−
0.05％Ｃの組成を有するオーステナイト鋼（〇
印）および18％Cr−10％Ni−0.2％Ti−0.06％Ｃ
−0.04％Ｎの組成を有するオーステナイト鋼（●
印）を用い、1050℃以上で充分溶体化処理したも
のを固体状態で浸窒処理して試料全般に亘つて均
一Ｎ量としたもの（この段階で前者の粒度は
ASTM No.で４〜６、後者は同じく７〜８番）
についてそのＮ含有量と硬度との関係を示すが、
何れの試料においてもＮ含有量が大となると硬度
が急激に増大することは図示の通りである。 一方18％Cr−10％Ni−0.3％Ti−0.05％Ｃの鋼
管を冷牽後溶体化処理し、次いでこの鋼管にN2
ガスを封入し或いはその内部に窒素ガスを流入さ
せつつ（窒素分圧0.5〜４気圧）、900〜1150℃で
処理し、浸窒素程度のことなる鋼Ａ〜Ｋを得た。
第３図、第４図はこれらのうち結晶粒度が
ASTM粒度番号で４〜６のものの鋼管の断面硬
度測定結果を示したものである。尚両図における
右側縦軸には第２図に示した硬度−窒素量の関係
から当該左側縦軸の硬度に対応するＮ量が目盛つ
てある。既に触れたごとく鋼管内面から浸窒素処
理したような場合窒素と直接接触する内表面にお
いて最もＮ含量が多く、内表面から肉厚方向に入
るにしたがつてそのＮ含有量は低下してくる。 しかして窒素量を管内表面から肉厚方向に連続
して分析することは不可能であるので本発明では
前記の如き組成を有する合金において耐高温水蒸
気酸化性を賦与するに十分な管内表面ないし管内
表面近傍の窒素量を次の２つの方法によつて定量
的に表示することにした。 (1) 内表面推定窒素濃度ＮE (2) 0.1mm窒素濃度ＮA (1) ＮE 窒素量そのものは直接分析しなくてもＮ量が
多くなるにつれて第２図に示したように硬度も
次第に高くなる。従つてあるオーステナイト系
ステンレス鋼或いはオーステナイト系合金にお
いて予め窒素量とその硬度の関係を求めておけ
ば逆に管の断面硬度を測定することにより管断
面における窒素濃度分布を求めることが可能と
なる。 然して前記のごとく耐高温水蒸気酸化性を支
配するのは極く内表面近傍の窒素量と考えられ
るが内表面そのものの硬度は測定し得ない。そ
こで発明者等は例えば内表面〜内表面より0.1
mm間において0.02mm間隔で例えば第３，４図に
示す如く硬度を測定し得られた硬度分布曲線を
管内表面に外挿し内表面硬度即ち内表面窒素量
を求め、これを内表面推定窒素濃度ＮEとし
て、これと耐高温水蒸気酸化性との関係を検討
することとした。 (2) ＮA 浸窒素処理された管内表面近傍をバイトで削
りこれを分析することにより該部の窒素量を把
握することが可能である。先にも触れた如く窒
素と直接接触する管内表面から肉厚方向に向つ
て（管外面へと肉厚方向にむかつて）窒素量は
低下するのが一般的であるので削り粉を採取す
る厚みは可能な限り薄いことが好ましい。実際
にバイトで切削しうる最小厚みは0.1mm程度で
あるので本発明では内表面から0.1mmの厚みで
管を切削しこの削り粉を化学分析し、これで内
表面近傍のＮ濃度を定量的に表示することにし
た。 改めて説明するまでもなかろうが第３図第４図
でも明らかなごとく内表面乃至内表面より0.1mm
の位置の間でも硬度（即ち窒素量）には勾配があ
るのであるが、ここで定義するＮAはこの間の勾
配を無視して、この間の平均窒素値でもつて内表
面近傍のＮ量を表示せんとするものである。 さて、これら鋼管Ａ〜Ｋ及び比較材Ｍ（浸窒素
処理なし）における600℃1000hrの高温水蒸気酸
化試験後に発生したスケール厚さの測定結果と
夫々の管におけるＮE、ＮAとを第１表に纒めて示
した。
ナイト系合金管の製造法に係り、ボイラ等に用い
られ高温水蒸気に曝されるオーステナイト・ステ
ンレス鋼管をはじめとするオーステナイト系合金
等において、その耐高温水蒸気酸化性を改善し、
高温水蒸気によるスケールの生成を減少させた好
ましい合金管を提供しようとするものである。 ボイラ用配管などに用いられるオーステナイ
ト・ステンレス鋼管は500〜700℃、特に550〜600
℃を中心とした500〜650℃のような高温水蒸気に
より管内面に著しいスケール発生が認められるこ
とは一般に知られている通りであり、このように
管内面に発生したスケールがボイラの起動時、停
止時などにおける母材とスケールとの熱膨張差に
よつて剥離し、ボイラ運転上の障害をなすことに
なる。そこでこのような高温水蒸気による酸化ス
ケールの発生を防止する方策に関して従来から
種々の提案がなされ、例えばCrメツキを管内面
に施す方法、高クロム化合金（例えば25％Cr−
20％Ni鋼）或いは細粒鋼を採用する方法、管内
面にシヨツト加工を施す方法などがあるが、これ
らの中に実用化されているのは細粒鋼とシヨツト
加工である。 ところが細粒鋼（例えばSUS347鋼）によつて
もその効果が必ずしも充分でなく、しかもその鋼
種も限定されるという欠点があり、又シヨツト加
工法は高温熱履歴を受けた場合においてその効果
が大きく減少する不利があり、その減少程度を小
さくすることについても検討されているが結晶粒
度や加工度などに制限を伴う。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、Cr：15〜26％、
Ni：８〜35％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、
Ｎ：0.25％未満を基本成分とし、残部が鉄及び不
可避不純物から成る鉄合金管に対しその内面に窒
素を浸入させ、該管の内表面推定窒素濃度を0.25
％以上とするオーステナイト系合金管の製造法を
提案するものである。 斯かる本発明について更に説明すると、先ずそ
の成分限定理由は以下の通りである。即ちCrは
15〜26％の範囲に含有することが必要で、この
Crが15％以下のものでは耐食性が劣り、又それ
が26％以上のものでは高温特性が劣化する。又
Niは８％以上含有させることが耐熱性を適切に
得る上において必要であるけれども、それが35％
を超えるようなことは不経済であり、しかも加工
性を充分に得ることができない。 Siの１％以下、Mnの２％以下は脱酸ないし脱
酸脱硫に必要な量であつて、Ｎについては0.25％
以上となると加工性が劣る。なおＮについて更に
説明すれば鋼の溶製時に特にＮを富化する操作を
行つたり、固定状態の鋼に滲炭処理（窒化）を行
わない限りＮ量は0.05％以下であるのが一般であ
る。 更に本発明においては上記したような基本成分
のものに対してTiを0.6％以下、Alを0.6％以下、
Moを3.0％以下、Nbを1.0％以下の何れか１種又
は２種以上を添加することができる。即ちTi、
Nbについては再結晶化処理においてこれら元素
の炭化物、窒化物、炭窒化物がその結晶粒の成長
を妨げる作用を有しており、上記した限度内にお
ける添加により耐高温水蒸気酸化性を具備せしめ
るに必要な管内表面窒素濃度ないし管内表面近傍
の窒素濃度を結晶粒の微細化を介してより低い範
囲に起させることができ、特にTiに関してはク
リープ特性をも充分に得しめるような場合におい
て好ましい。又Mo、Alについても上記限度内の
添加は本発明の目的を適切に達成せしめる。 本発明においては上記したような成分の鉄合金
管の内表面に窒素を浸入させ該内表面近傍のＮ量
を高めて0.25％以上とするものであり、浸窒処理
方法としてはアンモニア、N2ガスを用いたガス
浸窒やソルト窒化などの何れによつてもよい。即
ち通常のこの種ステンレス鋼の窒素含有量は工場
設備で量産した場合において0.3％程度まで含有
させ得るが、このような高窒素含有鋼をボイラー
用などの高温水蒸気条件下の管材として使用する
場合において、加工性と共に長時間クリープ試験
値において安定したデータが確立しておらず実用
的でないので、素材としては前記のように0.25％
Ｎ未満の基本成分のものを用い、その内面を窒化
し、この種管材に必要とされる内面付近のＮ含有
量を増加させるものである。 浸窒処理後に酸化、酸洗等の処理を行つた場合
に浸窒素層が除去され耐水蒸気酸化性の低下する
ことが考えられるが、このような処理により浸窒
素層がある程度削減されるおそれがあるときは、
それを見込んで余分に浸窒素処理を行い、最終的
に使用に供される際に本発明が規定する内表面な
いし内表面近傍窒素濃度を有するようにする必要
がある。要すに本発明は使用に供される際に耐高
温水蒸気酸化性を発揮できる内表面窒素濃度ない
し内表面近傍窒素濃度を規定したものである。又
前記の如く内表面ないし内表面近傍のＮ量は管材
自体の窒素量より多いので一旦浸窒素処理した後
に窒素が肉厚内部に拡散してしまうような長時間
の高温処理を行つた場合、該部分のＮ量は低下
し、例えば1150℃×1hrの処理を行うことによつ
て表面付近の窒素含有量が約２分の１に低下して
目的の耐水蒸気酸化性を充分に得難いこととなる
から斯様な処理を避けることが好ましい。浸窒に
よるＮ含有量の上限は特に限定する必要はない
が、通常ガス又は液体より浸窒させた場合には
1.5％程度が実質的に上限となり、又窒素と同時
に炭素が浸入した場合もその耐水蒸気酸化性に影
響を与えない。浸窒の深さについては例えば肉厚
の半分にも及ぶような場合はその機械的特性に影
響を与えるから一般的には浸窒素層を１mm以下と
することが好ましい。 耐高温水蒸気酸化性を発揮せしめるに必要な管
内表面窒素濃度ないし内表面近傍の窒素濃度は該
部の使用前における結晶粒度依存性を有し、結晶
粒度がASTM粒度番号で７未満の通常の粒度の
ものにあつては管内表面推定Ｎ濃度は0.30％以上
である必要があり、内表面近傍（管内表面0.1
mm）のＮ濃度を0.30％以上とすることが好まし
い。また浸窒処理後使用前の結晶粒度がASTM
粒度番号で７以上の微細なものにあつては、管内
表面推定Ｎ濃度は0.25％以上であることが必要で
あり内表面近傍（管内表面0.1mm）のＮ濃度が
0.25％以上とすることが好ましい。このように耐
高温水蒸気酸化性を発揮せしめるに必要な内表面
ないし内表面近傍の窒素濃度は使用前の粒度に依
存し、結晶粒が微細になるとより低いＮ濃度でも
同様な効果を発揮する。しかし本発明対象のオー
ステナイト系合金組成のうちCr、Ni、Mn、Siな
どの成分については前記のとおりであるがNbを
少くとも0.05％以上、しかも（Nb×２＋Ti）で
0.2％以上含有しＣ：0.05％以上含有する合金な
らびにTiを0.2％以上含有し、その（Ｃ＋Ｎ）を
0.05％以上とした合金では溶体化処理、侵窒処理
において結晶粒度をASTM番号で７以上の微細
粒とすることが容易であるのでこのような組成を
選ぶことが好ましい。 尚管全肉厚にわたつてASTM粒度番号で７以
上の微細粒とするよりも管内表面近傍のみを微細
粒とすることが高温強度の点からは好ましいので
あつて、このような観点から管内表面近傍のみに
前記Nb、Tiと炭化物窒化物或いは炭窒化物を形
成するに十分な炭素及び又は窒素を富化して（即
ち滲炭或いは窒化により）該部のＣ及び又はＮ量
のみが前記組成を満足するようにすることも勿論
できる。 本発明者等は先ず0.05％Ｃ−18％Cr−12％Ni鋼
について、そのＮ含有量を該鋼の溶製時に窒化フ
エロクロムを添加溶解して種々に変化させたもの
を準備し、1050℃以上で溶体化処理したもの（但
しＡ、Ｂは前記組成鋼を溶体化処理後グラスチユ
ーブ内に純窒素と共に封入し、1100℃以上で試料
の全体に均一な浸窒処理を行つたものである）で
あつて、ここでテストした試料の結晶粒度は何れ
もASTMNo.で４〜５の範囲のものであり、これ
らのものを600℃×1000時間の高温水蒸気に曝露
させた条件下において酸化スケール発生状態を測
定した結果を要約して示したのが第１図の図表で
あつて、Ｎ含有量が増加するに従いその耐水蒸気
酸化性が改善され、Ｎ量が0.30％程度以上となる
とスケール発生を30μ以下とすることができる。
ところでこのようにＮ量が高められると耐水蒸気
酸化性を改善し得るが、この第１図の場合の試料
のように全面窒化すると加工性が劣化し、又クリ
ープ特性に関しても問題があり、一方耐水蒸気酸
化性が必要とされる部分は水蒸気と接触する部分
だけでよく、管体の場合においては内面近傍のみ
で充分であると推定され、このような内面近傍の
みであれば比較的簡易に窒化し得ると共にそのＮ
量も比較的大きくすることができる。 然して第２図には18％Cr−10％Ni−0.3％Ti−
0.05％Ｃの組成を有するオーステナイト鋼（〇
印）および18％Cr−10％Ni−0.2％Ti−0.06％Ｃ
−0.04％Ｎの組成を有するオーステナイト鋼（●
印）を用い、1050℃以上で充分溶体化処理したも
のを固体状態で浸窒処理して試料全般に亘つて均
一Ｎ量としたもの（この段階で前者の粒度は
ASTM No.で４〜６、後者は同じく７〜８番）
についてそのＮ含有量と硬度との関係を示すが、
何れの試料においてもＮ含有量が大となると硬度
が急激に増大することは図示の通りである。 一方18％Cr−10％Ni−0.3％Ti−0.05％Ｃの鋼
管を冷牽後溶体化処理し、次いでこの鋼管にN2
ガスを封入し或いはその内部に窒素ガスを流入さ
せつつ（窒素分圧0.5〜４気圧）、900〜1150℃で
処理し、浸窒素程度のことなる鋼Ａ〜Ｋを得た。
第３図、第４図はこれらのうち結晶粒度が
ASTM粒度番号で４〜６のものの鋼管の断面硬
度測定結果を示したものである。尚両図における
右側縦軸には第２図に示した硬度−窒素量の関係
から当該左側縦軸の硬度に対応するＮ量が目盛つ
てある。既に触れたごとく鋼管内面から浸窒素処
理したような場合窒素と直接接触する内表面にお
いて最もＮ含量が多く、内表面から肉厚方向に入
るにしたがつてそのＮ含有量は低下してくる。 しかして窒素量を管内表面から肉厚方向に連続
して分析することは不可能であるので本発明では
前記の如き組成を有する合金において耐高温水蒸
気酸化性を賦与するに十分な管内表面ないし管内
表面近傍の窒素量を次の２つの方法によつて定量
的に表示することにした。 (1) 内表面推定窒素濃度ＮE (2) 0.1mm窒素濃度ＮA (1) ＮE 窒素量そのものは直接分析しなくてもＮ量が
多くなるにつれて第２図に示したように硬度も
次第に高くなる。従つてあるオーステナイト系
ステンレス鋼或いはオーステナイト系合金にお
いて予め窒素量とその硬度の関係を求めておけ
ば逆に管の断面硬度を測定することにより管断
面における窒素濃度分布を求めることが可能と
なる。 然して前記のごとく耐高温水蒸気酸化性を支
配するのは極く内表面近傍の窒素量と考えられ
るが内表面そのものの硬度は測定し得ない。そ
こで発明者等は例えば内表面〜内表面より0.1
mm間において0.02mm間隔で例えば第３，４図に
示す如く硬度を測定し得られた硬度分布曲線を
管内表面に外挿し内表面硬度即ち内表面窒素量
を求め、これを内表面推定窒素濃度ＮEとし
て、これと耐高温水蒸気酸化性との関係を検討
することとした。 (2) ＮA 浸窒素処理された管内表面近傍をバイトで削
りこれを分析することにより該部の窒素量を把
握することが可能である。先にも触れた如く窒
素と直接接触する管内表面から肉厚方向に向つ
て（管外面へと肉厚方向にむかつて）窒素量は
低下するのが一般的であるので削り粉を採取す
る厚みは可能な限り薄いことが好ましい。実際
にバイトで切削しうる最小厚みは0.1mm程度で
あるので本発明では内表面から0.1mmの厚みで
管を切削しこの削り粉を化学分析し、これで内
表面近傍のＮ濃度を定量的に表示することにし
た。 改めて説明するまでもなかろうが第３図第４図
でも明らかなごとく内表面乃至内表面より0.1mm
の位置の間でも硬度（即ち窒素量）には勾配があ
るのであるが、ここで定義するＮAはこの間の勾
配を無視して、この間の平均窒素値でもつて内表
面近傍のＮ量を表示せんとするものである。 さて、これら鋼管Ａ〜Ｋ及び比較材Ｍ（浸窒素
処理なし）における600℃1000hrの高温水蒸気酸
化試験後に発生したスケール厚さの測定結果と
夫々の管におけるＮE、ＮAとを第１表に纒めて示
した。
【表】
即ち、上記したような第１表によるならばＮA
が大きくなればＮEも大きくなる傾向がみられ、
これにつれてスケール厚みも減少している。然し
ＮAとＮEは必ずしも１：１に対応している訳では
ない。例えば鋼管Ｂ，ＣにおいてＮAはいづれも
0.08％であるがＮEは夫々の0.20％、0.30％で異な
つている。これは前記したように内表面乃至内表
面0.1mm間の平均Ｎ量は同じであつてもこの間に
おける窒素の分布が異なるためである。例えば第
３図にみるがごとく鋼管Ｃでは内表面より0.1mm
における（推定）窒素量はＢ鋼管のそれより低い
がここから内表面にかけての窒素濃度勾配が大き
く内表面では逆に鋼管Ｃの方の（推定）窒素量が
高くなつているためである。そしてこのように同
一のＮAを示す鋼管であつてもこの部分のＮ濃度
勾配が大きく内表面（推定）Ｎ濃度の大なるもの
の方が耐高温水蒸気酸化性は大となる。同じこと
が鋼管Ｆ，Ｇについても云える。このように高温
水蒸気酸化性をより厳密に論んずるにはＮAより
もＮEの方を因子としてとり上げる方が妥当と考
えられる。然して耐高温水蒸気酸化性の優れた鋼
種として知られているSUS347鋼の600℃×1000hr
条件下に発生するスケール厚さは30〜40μの範囲
にあるので、これを一応の目標とし、同条件下の
スケール発生量を30μ以下におさめるためにはＮ
Eを少くとも0.30％としなければならぬことがわ
かる。また、既に説明してきたことから明らかな
ように浸窒素処理したようなものにあつてはＮA
が0.30％であれば当然内表面の（推定）窒素濃度
ＮEは0.30％以上となり、更にＮA、ＮEが同一の
値ａを有する鋼管同志の耐高温水蒸気酸化性を比
較すれば、ＮAがαを有する鋼管の方が良い。（例
えば第１表において鋼管ＤとＦ，Ｇを比較された
い）また、ＮEを求めるにはほぼ同じようなオー
ステナイト系鉄合金を用意してこれを種々の程度
に窒化し、その硬度を求めておかねばならぬとと
もに使用前における管の断面硬度も求めなければ
ならず手間が大変である。以上のような諸点にか
んがみ本発明では好ましい範囲としてＮAを0.30
％以上と規定するものである。 然してこのような結果を硬度との関係で図表と
して示したのが第３図と第４図であり、表面近傍
の硬度分布については内表面の硬度は測定し得な
いので第２図のＮ量と硬度の関係から第３図の右
側縦軸に窒素量を目盛り、パイプ内側0.1mmを削
り取つた削り粉からＮ分析を行い、それより内表
面の硬度については夫々の曲線の延長線により表
面硬度を換算して求め、この硬度から内表面Ｎ量
を求めたものであつて0.1mm範囲内の平均窒素量
が0.5％の場合の表面窒素含有量は約１％と推定
される。 上記した第３，４図のものは使用前の粒度が
ASTM No.4〜６の通常粒度のものであるのに対
し第５図には同じく滲窒素処理後のそれが
ASTM No.8〜10の細粒鋼の場合が示されてい
る。即ち素材鋼管Ｎ，Ｏ，Ｕ，Ｖは18％Cr−10
％Ni−0.1％Nb−0.05％Ｃのもので素材Ｓはこの
ものに更に0.1％Tiが添加されたものであつて、
その使用前粒度は何れもASTM No.8であり、又
素材Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｔのものは18％Cr−10％Ni−
0.06％Ｃ−0.04％Ｎ（内面近傍0.4mmの範囲）−0.2
％Tiのものであつて、その細粒状態に固定し、
ASTM No.9で中央部ないし外面がASTM
No.4、５の２段階粒度材であり、それらの製造
法としては冷牽した後の中間焼鈍時に0.04％Ｎに
浸窒させ、溶体化処理に当つて内表面だけの粒成
長を押えて細粒状態に固定した後に第３，４図の
場合と同様に滲窒させたものである。なお比較材
ＷについてはSUS347材（18％Cr−12％Ni−0.05
％Ｃ−0.6％Nb）であり、その粒度はASTM
No.8、５のものであ。第１表の場合と同様、鋼
管Ｎ〜ＷのＮA、ＮEおよび600℃×1000hrの高温
水蒸気酸化量を次の第２表に縄めた。
が大きくなればＮEも大きくなる傾向がみられ、
これにつれてスケール厚みも減少している。然し
ＮAとＮEは必ずしも１：１に対応している訳では
ない。例えば鋼管Ｂ，ＣにおいてＮAはいづれも
0.08％であるがＮEは夫々の0.20％、0.30％で異な
つている。これは前記したように内表面乃至内表
面0.1mm間の平均Ｎ量は同じであつてもこの間に
おける窒素の分布が異なるためである。例えば第
３図にみるがごとく鋼管Ｃでは内表面より0.1mm
における（推定）窒素量はＢ鋼管のそれより低い
がここから内表面にかけての窒素濃度勾配が大き
く内表面では逆に鋼管Ｃの方の（推定）窒素量が
高くなつているためである。そしてこのように同
一のＮAを示す鋼管であつてもこの部分のＮ濃度
勾配が大きく内表面（推定）Ｎ濃度の大なるもの
の方が耐高温水蒸気酸化性は大となる。同じこと
が鋼管Ｆ，Ｇについても云える。このように高温
水蒸気酸化性をより厳密に論んずるにはＮAより
もＮEの方を因子としてとり上げる方が妥当と考
えられる。然して耐高温水蒸気酸化性の優れた鋼
種として知られているSUS347鋼の600℃×1000hr
条件下に発生するスケール厚さは30〜40μの範囲
にあるので、これを一応の目標とし、同条件下の
スケール発生量を30μ以下におさめるためにはＮ
Eを少くとも0.30％としなければならぬことがわ
かる。また、既に説明してきたことから明らかな
ように浸窒素処理したようなものにあつてはＮA
が0.30％であれば当然内表面の（推定）窒素濃度
ＮEは0.30％以上となり、更にＮA、ＮEが同一の
値ａを有する鋼管同志の耐高温水蒸気酸化性を比
較すれば、ＮAがαを有する鋼管の方が良い。（例
えば第１表において鋼管ＤとＦ，Ｇを比較された
い）また、ＮEを求めるにはほぼ同じようなオー
ステナイト系鉄合金を用意してこれを種々の程度
に窒化し、その硬度を求めておかねばならぬとと
もに使用前における管の断面硬度も求めなければ
ならず手間が大変である。以上のような諸点にか
んがみ本発明では好ましい範囲としてＮAを0.30
％以上と規定するものである。 然してこのような結果を硬度との関係で図表と
して示したのが第３図と第４図であり、表面近傍
の硬度分布については内表面の硬度は測定し得な
いので第２図のＮ量と硬度の関係から第３図の右
側縦軸に窒素量を目盛り、パイプ内側0.1mmを削
り取つた削り粉からＮ分析を行い、それより内表
面の硬度については夫々の曲線の延長線により表
面硬度を換算して求め、この硬度から内表面Ｎ量
を求めたものであつて0.1mm範囲内の平均窒素量
が0.5％の場合の表面窒素含有量は約１％と推定
される。 上記した第３，４図のものは使用前の粒度が
ASTM No.4〜６の通常粒度のものであるのに対
し第５図には同じく滲窒素処理後のそれが
ASTM No.8〜10の細粒鋼の場合が示されてい
る。即ち素材鋼管Ｎ，Ｏ，Ｕ，Ｖは18％Cr−10
％Ni−0.1％Nb−0.05％Ｃのもので素材Ｓはこの
ものに更に0.1％Tiが添加されたものであつて、
その使用前粒度は何れもASTM No.8であり、又
素材Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｔのものは18％Cr−10％Ni−
0.06％Ｃ−0.04％Ｎ（内面近傍0.4mmの範囲）−0.2
％Tiのものであつて、その細粒状態に固定し、
ASTM No.9で中央部ないし外面がASTM
No.4、５の２段階粒度材であり、それらの製造
法としては冷牽した後の中間焼鈍時に0.04％Ｎに
浸窒させ、溶体化処理に当つて内表面だけの粒成
長を押えて細粒状態に固定した後に第３，４図の
場合と同様に滲窒させたものである。なお比較材
ＷについてはSUS347材（18％Cr−12％Ni−0.05
％Ｃ−0.6％Nb）であり、その粒度はASTM
No.8、５のものであ。第１表の場合と同様、鋼
管Ｎ〜ＷのＮA、ＮEおよび600℃×1000hrの高温
水蒸気酸化量を次の第２表に縄めた。
【表】
即ちこの場合においては、表面推定Ｎ量を0.25
％以上とすることにより600℃×1000hrの水蒸気
酸化スケール量を30μ以下とすることができる。
ＮAを0.25％以上とすればより耐高温水蒸気酸化
性が向上することは明かであろう。 更に本発明者等は上記以外の素材に関しても
種々に検討した。 即ちこのような若干例について示すと次の第３
表の通りであつて、各素材は冷牽圧延、中間焼鈍
してから最終焼鈍（溶体化処理）し、このときに
滲窒処理したものであつて、は23％Cr−35％
Ni−0.05％Ｃ−0.6％Ti−0.6％Al鋼でASTM
No.5の窒化処理のままの状態で高温水蒸気酸化
試験に供したものであり、は26％Cr−22％Ni
−0.05％Ｃで、及びは18％Cr−10％Ni−0.05
％Ｃのものであつて、それらは何れもASTM
No.5のものであり、、については窒化処理
ままの状態で、はHNO3−HFによる脱スケー
ルを行つた状態で試験に供したものである。又
は18％Cr−12％Ni、−0.05％Ｃ−0.7％Nbで
ASTM No.8のものを脱スケールしたものであ
り、とについては17％Cr−12％Ni−0.06％Ｃ
−2.5％NbのASTM No.4のものであつて、は
窒化処理ままの状態で、は更に脱スケールを行
つた状態で試験に供したものを示す。
％以上とすることにより600℃×1000hrの水蒸気
酸化スケール量を30μ以下とすることができる。
ＮAを0.25％以上とすればより耐高温水蒸気酸化
性が向上することは明かであろう。 更に本発明者等は上記以外の素材に関しても
種々に検討した。 即ちこのような若干例について示すと次の第３
表の通りであつて、各素材は冷牽圧延、中間焼鈍
してから最終焼鈍（溶体化処理）し、このときに
滲窒処理したものであつて、は23％Cr−35％
Ni−0.05％Ｃ−0.6％Ti−0.6％Al鋼でASTM
No.5の窒化処理のままの状態で高温水蒸気酸化
試験に供したものであり、は26％Cr−22％Ni
−0.05％Ｃで、及びは18％Cr−10％Ni−0.05
％Ｃのものであつて、それらは何れもASTM
No.5のものであり、、については窒化処理
ままの状態で、はHNO3−HFによる脱スケー
ルを行つた状態で試験に供したものである。又
は18％Cr−12％Ni、−0.05％Ｃ−0.7％Nbで
ASTM No.8のものを脱スケールしたものであ
り、とについては17％Cr−12％Ni−0.06％Ｃ
−2.5％NbのASTM No.4のものであつて、は
窒化処理ままの状態で、は更に脱スケールを行
つた状態で試験に供したものを示す。
【表】
なお、第３表に示したＮAおよびＮEは上記した
如く窒化処理まま及び脱スケール後の、即ち高温
水蒸気酸化試験に供する直前のそれであることは
言うまでもない。該表において、はスケール
厚さが、４μ以下と僅少であるがこれは供試鋼の
Cr含有量が他のものに比べ一段と高いためであ
り、浸窒処理をしないものにおいても同条件下の
水蒸気酸化試験において発生するスケールは両者
ともほぼ10μである。 いづれにしても第３表に示したものはいづれも
本発明の対象組成を有しており、使用前、浸窒素
後の結晶粒度が７未満の〜、 、は本発
明で規定するＮE：0.30％以上を満足しておるた
め優れた耐水蒸気酸化性を有していることがわか
る。また使用前の結晶粒度がASTMで８番を示
すは脱スケール後のＮA、ＮEがともに本発明で
規定する条件を満足しているのでこれまた優れた
耐高温水蒸気酸化性を有している。 以上説明したような本発明によるときは特定範
囲の成分組成よりなる鉄合金管の内面に浸窒処理
し、その内表面近傍の硬度分布から推定した内表
面窒素濃度を0.25％以上とすることにより加工性
や溶接ないしクリープ特性を適切に維持せしめ、
しかも耐高温水蒸気酸化性の頗る優れた管材を適
切に得しめることができるものであり、各種ボイ
ラー用その他の高温水蒸気を対称としたこの種製
品の性能を大きく改善し得るものであるから工業
的にその効果の大きい発明である。
如く窒化処理まま及び脱スケール後の、即ち高温
水蒸気酸化試験に供する直前のそれであることは
言うまでもない。該表において、はスケール
厚さが、４μ以下と僅少であるがこれは供試鋼の
Cr含有量が他のものに比べ一段と高いためであ
り、浸窒処理をしないものにおいても同条件下の
水蒸気酸化試験において発生するスケールは両者
ともほぼ10μである。 いづれにしても第３表に示したものはいづれも
本発明の対象組成を有しており、使用前、浸窒素
後の結晶粒度が７未満の〜、 、は本発
明で規定するＮE：0.30％以上を満足しておるた
め優れた耐水蒸気酸化性を有していることがわか
る。また使用前の結晶粒度がASTMで８番を示
すは脱スケール後のＮA、ＮEがともに本発明で
規定する条件を満足しているのでこれまた優れた
耐高温水蒸気酸化性を有している。 以上説明したような本発明によるときは特定範
囲の成分組成よりなる鉄合金管の内面に浸窒処理
し、その内表面近傍の硬度分布から推定した内表
面窒素濃度を0.25％以上とすることにより加工性
や溶接ないしクリープ特性を適切に維持せしめ、
しかも耐高温水蒸気酸化性の頗る優れた管材を適
切に得しめることができるものであり、各種ボイ
ラー用その他の高温水蒸気を対称としたこの種製
品の性能を大きく改善し得るものであるから工業
的にその効果の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図は18％Cr−12％Ni−0.05％Ｃ鋼につい
てそのＮ含有量を変化させた場合の高温水蒸気曝
露条件下の酸化スケール発生状況を示す図表、第
２図は細粒材及び通常粒度材について固体状態で
全般に亘る浸窒処理を行つたものにおけるＮ含有
量と硬度との関係を示した図表、第３図と第４図
は18％Cr−10Ni−0.3％Ti−0.05％Ｃ材による鋼
管のASTM No.4〜６のものに対し内面側浸窒処
理したもののＮ量分布と硬度との関係を示した図
表、第５図はASTM No.8〜10の細粒材に関する
第３，４図と同様なＮ量分布と硬度との関係を示
した図表である。
て、第１図は18％Cr−12％Ni−0.05％Ｃ鋼につい
てそのＮ含有量を変化させた場合の高温水蒸気曝
露条件下の酸化スケール発生状況を示す図表、第
２図は細粒材及び通常粒度材について固体状態で
全般に亘る浸窒処理を行つたものにおけるＮ含有
量と硬度との関係を示した図表、第３図と第４図
は18％Cr−10Ni−0.3％Ti−0.05％Ｃ材による鋼
管のASTM No.4〜６のものに対し内面側浸窒処
理したもののＮ量分布と硬度との関係を示した図
表、第５図はASTM No.8〜10の細粒材に関する
第３，４図と同様なＮ量分布と硬度との関係を示
した図表である。
Claims (1)
- １ Cr：15〜26％、Ni：８〜35％、Si：1.0％以
下、Mn：2.0％以下、Ｎ：0.25％未満を基本成分
とし、残部が鉄及び不可避不純物から成る鉄合金
管に対しその内面に窒素を浸入させ、該管の内表
面推定窒素濃度を0.25％以上とすることを特徴と
する耐高温水蒸気酸化性の優れたオーステナイト
系合金管の製造法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15691879A JPS5681658A (en) | 1979-12-05 | 1979-12-05 | Austenitic alloy pipe with superior hot steam oxidation resistance |
| US06/210,035 US4382829A (en) | 1979-12-05 | 1980-11-24 | Austenite alloy tubes having excellent high temperature vapor oxidation resistant property |
| GB8038908A GB2064583B (en) | 1979-12-05 | 1980-12-04 | Austenite alloy tubes resistant to high temperature steam oxidation |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15691879A JPS5681658A (en) | 1979-12-05 | 1979-12-05 | Austenitic alloy pipe with superior hot steam oxidation resistance |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5681658A JPS5681658A (en) | 1981-07-03 |
| JPS6140750B2 true JPS6140750B2 (ja) | 1986-09-10 |
Family
ID=15638214
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15691879A Granted JPS5681658A (en) | 1979-12-05 | 1979-12-05 | Austenitic alloy pipe with superior hot steam oxidation resistance |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4382829A (ja) |
| JP (1) | JPS5681658A (ja) |
| GB (1) | GB2064583B (ja) |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58133352A (ja) * | 1982-02-03 | 1983-08-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | オーステナイトステンレス鋼管の製造法 |
| JPS60230966A (ja) * | 1984-04-27 | 1985-11-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 塩化物の存在する高温乾食環境用鋼 |
| US4950873A (en) * | 1984-04-27 | 1990-08-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Sheath heater |
| DE3537658A1 (de) * | 1985-10-23 | 1987-04-23 | Schaeffler Waelzlager Kg | Verfahren zur herstellung eines gehaerteten, aus einem austenitischen werkstoff bestehenden unmagnetisierbaren waelzlagerbauteils und nach diesem verfahren hergestelltes waelzlagerbauteil |
| JPH01275739A (ja) * | 1988-04-28 | 1989-11-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 延性，靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐熱鋼管 |
| US5403409A (en) * | 1993-03-01 | 1995-04-04 | Daidousanso Co., Ltd. | Nitrided stainless steel products |
| RU2149211C1 (ru) * | 1998-05-12 | 2000-05-20 | Байдуганов Александр Меркурьевич | Жаропрочный сплав |
| SE517771C2 (sv) * | 1999-06-07 | 2002-07-16 | Avesta Polarit Ab Publ | Svetselektrod, svetsat föremål |
| US20040156737A1 (en) * | 2003-02-06 | 2004-08-12 | Rakowski James M. | Austenitic stainless steels including molybdenum |
| JP3632672B2 (ja) * | 2002-03-08 | 2005-03-23 | 住友金属工業株式会社 | 耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管およびその製造方法 |
| US8034198B2 (en) * | 2006-08-23 | 2011-10-11 | Nkk Tubes | Austenitic stainless steel tube for boiler with excellent resistance to high temperature steam oxidation |
| US10633733B2 (en) | 2010-02-04 | 2020-04-28 | Harumatu Miura | High-nitrogen stainless-steel pipe with high strength high ductility, and excellent corrosion and heat resistance |
| DE102011087960A1 (de) * | 2011-12-08 | 2013-06-13 | Witzenmann Gmbh | Flexibles Metallelement und Verfahren zum Herstellen eines flexiblen Metallelements |
| JP5924297B2 (ja) * | 2013-03-19 | 2016-05-25 | 株式会社豊田中央研究所 | 高耐食性金属部材およびその製造方法 |
Family Cites Families (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA479865A (en) * | 1952-01-01 | Armco Steel Corporation | Stainless steel process and product | |
| GB398834A (en) | 1931-03-14 | 1933-09-14 | Commentry Fourchambault Et Dec | Improvements in and relating to the nitrogenisation of ferrous austenitic alloys |
| CA919953A (en) | 1968-12-25 | 1973-01-30 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Austenitic heat resisting steel |
| GB1309257A (en) | 1970-02-18 | 1973-03-07 | Millingford Eng Co Ltd | Method of nitriding hollow bodies |
| GB1407395A (en) | 1971-06-29 | 1975-09-24 | Nat Res Dev | Nitriding and carburizing face-centred cubic iron alloys |
| JPS5219540B2 (ja) * | 1972-08-29 | 1977-05-28 | ||
| DE2331099C3 (de) | 1973-06-19 | 1981-05-07 | Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew), Wien | Verwendung austenitischer Eisen-Chrom-Nickel-Legierungen in aufstickender Atmosphäre bei Temperaturen über 400° |
| JPS5044934A (ja) * | 1973-08-27 | 1975-04-22 | ||
| US3969161A (en) * | 1973-11-07 | 1976-07-13 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Cr-Ni system austenitic heat-resisting steel |
| DE2458213C2 (de) | 1973-12-22 | 1982-04-29 | Nisshin Steel Co., Ltd., Tokyo | Verwendung eines oxidationsbeständigen austenitischen rostfreien Stahls |
| JPS50115610A (ja) * | 1974-02-25 | 1975-09-10 | ||
| SE419102C (sv) | 1974-08-26 | 1985-12-23 | Avesta Ab | Anvendning av ett kromnickelstal med austenitisk struktur till konstruktioner som erfordrar hog extrem krypbestendighet vid konstant temperatur upp till 1200?59c |
| JPS5277836A (en) | 1975-12-23 | 1977-06-30 | Fujikoshi Kk | Surface treatment of martensitic stainless steel |
| US4026699A (en) * | 1976-02-02 | 1977-05-31 | Huntington Alloys, Inc. | Matrix-stiffened heat and corrosion resistant alloy |
| DE2616599C3 (de) | 1976-04-13 | 1987-01-22 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verwendung eines hochlegierten Stahles zum Herstelen von hochfesten, gegen Sauergaskorrosion beständigen Gegenständen |
| US4070209A (en) * | 1976-11-18 | 1978-01-24 | Usui International Industry, Ltd. | Method of producing a high pressure fuel injection pipe |
| JPS53114722A (en) * | 1977-03-17 | 1978-10-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of stainless steel tube having fine grain surface |
| DE2833339C2 (de) | 1978-07-29 | 1983-12-15 | Kernforschungszentrum Karlsruhe Gmbh, 7500 Karlsruhe | Verfahren zur Gefügeverbesserung von gezogenen Rohren aus austenitischen Chrom-nickel-Stählen |
-
1979
- 1979-12-05 JP JP15691879A patent/JPS5681658A/ja active Granted
-
1980
- 1980-11-24 US US06/210,035 patent/US4382829A/en not_active Expired - Lifetime
- 1980-12-04 GB GB8038908A patent/GB2064583B/en not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5681658A (en) | 1981-07-03 |
| GB2064583B (en) | 1983-11-02 |
| US4382829A (en) | 1983-05-10 |
| GB2064583A (en) | 1981-06-17 |
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