CN102257172A - 高强度不锈钢管 - Google Patents

高强度不锈钢管 Download PDF

Info

Publication number
CN102257172A
CN102257172A CN2009801506338A CN200980150633A CN102257172A CN 102257172 A CN102257172 A CN 102257172A CN 2009801506338 A CN2009801506338 A CN 2009801506338A CN 200980150633 A CN200980150633 A CN 200980150633A CN 102257172 A CN102257172 A CN 102257172A
Authority
CN
China
Prior art keywords
phase
stainless steel
carbide
tubulation
junction surface
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN2009801506338A
Other languages
English (en)
Inventor
矶崎诚一
秀嶋保利
藤本广
铃木聪
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Original Assignee
Nisshin Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nisshin Steel Co Ltd filed Critical Nisshin Steel Co Ltd
Publication of CN102257172A publication Critical patent/CN102257172A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/14—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes wear-resistant or pressure-resistant pipes
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • 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
    • 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
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种强度和耐蚀性良好、能够廉价地进行制造的高强度不锈钢管。其以具有下述成分组成的不锈钢材作为母材，所述成分组成以质量％计含有C：0.04～0.12％、Ni：0(无添加)～5.0％、Cr：12.0～17.0％、N：0(无添加)～0.10％、Si：0.2～2.0％、Mn：2.0％以下、Cu：0(无添加)～2.0％、P：0.06％以下、S：0.006％以下，余部由Fe和不可避免的杂质构成。另外，母相由铁素体相或马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织的任一种组织构成。将该母材的端部作为接合部进行熔融焊接，从而制管。母相在晶界和晶粒内均匀地析出碳化物，固溶C量为0.03质量％以下。

Description

高强度不锈钢管
技术领域
本发明涉及一种高强度不锈钢管，其用于传输装置用、机械结构用、建筑用、装饰用等，特别适合于要求强度和耐蚀性的用途。
背景技术
不锈钢材的耐蚀性优异，而且强度、加工性、接合部特性等也良好，因而从高耐蚀性和高强度的方面出发，由这样的不锈钢材形成的不锈钢管被用于各种用途。
此外，近年来，还要求低成本化，因而对于所使用的高强度不锈钢管，要求不含有昂贵的元素而能够提高耐蚀性和强度。
另外，有一种不锈钢材，以质量％计，以12％Cr马氏体系不锈钢材作为基础，在增加Cr的含量的同时，降低C、N的含量，此外，形成含有合适的量的Cr、Ni、Mo、Cu的组成，以马氏体相为基础相，制成由铁素体相和残留奥氏体相形成的复相组织，从而提高了强度、热加工性、耐蚀性和焊接性(例如，参见专利文献1。)。
另外，有一种高强度不锈钢管，以质量％计，将N的含量降低至0.015％以下，焊接马氏体系不锈钢材而制成不锈钢管后，在920～1100℃奥氏体化，通过进行水冷以上的冷却速度下的冷却、回火处理、空气冷却以上的冷却速度下的冷却而生成了马氏体。该高强度不锈钢管即使在二氧化碳环境下也具有充分的耐蚀性，此外冲击韧性和焊接性优异(例如，参见专利文献2。)。
此外，关于金属组织，通过向奥氏体母相导入适量的铁素体相，形成以体积％计含有5～40％的铁素体相的奥氏体主体的2相组织，从而提高了加工性和耐蚀性(例如，参见专利文献3。)。
另外，通过在铁素体系不锈钢材中复合并适量含有Mo和V，提高了耐蚀性，此外，通过规定热压延条件和冷压延条件，抑制了含有Mo所造成的加工性的降低(例如，参见专利文献4。)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-336599号公报(第2-7页、图1)
专利文献2：日本特开平4-268018号公报(第2、3页)
专利文献3：日本特开2004-225075号公报(第2、3页、图1)
专利文献4：日本特开2002-363712号公报(第2、3页、图1)
发明内容
发明要解决的课题
但是，专利文献1的不锈钢材的拉伸强度为689MPa以下，希望进一步提高强度，此外由于含有比较昂贵的元素Mo，因而具有成本高的问题。
另外，专利文献2的不锈钢材虽然耐蚀性、冲击韧性良好，但希望进一步提高强度，此外由于含有比较昂贵的元素Co，因而具有成本高的问题。
专利文献3和专利文献4的不锈钢材在最终退火后的状态下制管，制管后未实施热处理而进行使用，因而虽然加工性良好，但具有无法得到高强度的问题。
本发明是鉴于这样的问题而作出的，提供一种强度和耐蚀性良好、能够廉价地进行制造的高强度不锈钢管。
用于解决课题的方案
方案1所述的发明是一种高强度不锈钢管，其以下述不锈钢材作为母材，所述不锈钢材以质量％计含有C：0.04～0.12％、Ni：0(无添加)～5.0％、Cr：12.0～17.0％、N：0(无添加)～0.10％、Si：0.2～2.0％、Mn：2.0％以下、Cu：0(无添加)～2.0％、P：0.06％以下、S：0.006％以下，余部由Fe和不可避免的杂质构成，母相由铁素体相的单相组织、马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织的任一种组织构成，所述高强度不锈钢管是通过将该母材的端部作为接合部进行熔融焊接，从而制管而得到的，所述母相在晶界和晶粒内均匀地析出碳化物，且固溶C量被调整为0.03％以下，所述接合部具有熔融焊接所产生的熔融组织。
方案2所述的发明为，在方案1所述的高强度不锈钢管中，母相和接合部的析出的碳化物通过制管后的热处理而固溶。
方案3所述的发明为，在方案2所述的高强度不锈钢管中，热处理后的母相和接合部由马氏体相的单相组织或马氏体相和铁素体相的复相组织构成。
发明的效果
根据方案1所述的发明，由于规定了成分组成，并且不锈钢材的母相由铁素体相的单相组织、马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织的任一种组织构成，因而在制管后，母相成为含有马氏体相的组织，能够提高强度。
另外，由于仅利用通常的不锈钢材中使用的元素来构成成分组成，因而能够廉价地制造。
不锈钢材中，碳化物在母相的晶界和晶粒内均匀地析出，从而方案1所述的发明能够防止碳化物在晶界局部地析出而韧性降低所导致的制管时的加工性的降低。另外，晶界处的碳化物的局部析出会引起固溶Cr量减少、耐蚀性降低，方案1所述的发明能够防止这种情况。
通过将母相的固溶C量调整为0.03质量％以下，从而能够防止强度过高所导致的制管时的加工负荷的增大和表面的加工缺陷的产生。另外，因固溶C量的增加而析出的碳化物增加，由于形成该析出的碳化物而固溶Cr量减少、耐蚀性降低，方案1所述的发明能够防止这种情况。
根据方案2所述的发明，在母相和接合部析出的碳化物通过制管后的热处理而在母相和接合部固溶，因而能够提高制管后的母相和接合部的强度和耐蚀性。需要说明的是，热处理前的制管时，碳化物为析出的状态，因而能够易于制管。
根据方案3所述的发明，制管、并热处理后的母相和接合部由于为马氏体相的单相组织或马氏体相和铁素体相的复相组织，从而能够提高母相和接合部的强度。需要说明的是，马氏体相和铁素体相的复相组织的情况下，马氏体相的体积比例越高，则强度越高。
具体实施方式
以下，对本发明中的实施方式进行详细说明。
对作为该实施方式的高强度不锈钢管的母材的不锈钢材的各元素、和各元素的含量进行说明。需要说明的是，只要不特别声明，则各元素的含量为质量％。
[C：0.04～0.12％]
C是提高强度的元素，特别是，对于通过制管后的热处理而在母相和接合部固溶从而提高强度而言，是重要的元素。作为构成高强度不锈钢管的母材的不锈钢，为了得到有效的强度，需要含有0.04％以上。但是，随着C的含量的增加，与C形成碳化物的Cr的量也增加。因此固溶Cr量减少，耐蚀性降低。此外，若C的含量超过0.12％，则碳化物过多，延展性和韧性也降低，制管时的加工性变差。因此，使C的含量为0.04～0.12％。
[Ni：0～5.0％]
Ni是通过置换一部分的C和N，从而能够防止C和N的过量含有所导致的耐蚀性降低的元素。但是，若Ni的含量超过5.0％，则由于残留奥氏体量的增加而使强度降低。因此，Ni的含量的上限为5.0％。需要说明的是，通过调整作为铁素体生成元素的Cr的含量和作为奥氏体生成元素的C、N的含量，能够以铁素体相的单相组织、马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织的任一种组织构成不锈钢材的母相，因而不一定含有Ni。
[Cr：12.0～17.0％]
Cr是提高母相和接合部的耐蚀性的元素，为了得到作为构成高强度不锈钢管的母材的不锈钢的有效的耐蚀性，需要含有12.0％以上。但是，若Cr的含量超过17.0％，则通过制管后的热处理难以得到马氏体相。另外，即使通过含有奥氏体生成元素来实现成分调整，也会因残留奥氏体的增加而导致母相和接合部的强度降低。因此，使Cr的含量为12.0～17.0％。
[N：0～0.10％]
N与C同样地是提高强度的元素，特别是，通过制管后的热处理而使其固溶至母相，能够提高强度。另外，由于能够用N置换一部分的C，因而能够防止含有大量的C所引起的延展性和韧性的降低。但是，若N的含量超过0.10％，则由于残留奥氏体的增加而使强度降低。因此，N的含量的上限为0.10％。需要说明的是，可以不必含有N。
[Si：0.2～2.0％]
Si是通过固溶强化而提高母相的强度的元素。为了得到作为构成高强度不锈钢管的母材的不锈钢的有效的强度，需要含有0.2％以上。但是，若Si的含量超过3.0％，则固溶强化作用饱和，同时促进了δ铁素体相的形成，导致延展性和韧性降低。因此，使Si的含量为0.2～2.0％。
[Mn：2.0％以下]
Mn抑制高温区域中的β铁素体相的生成。另外，具有以MnS的方式补充S，从而提高制造性的作用。但是，含有大量的Mn会增多退火后的残留奥氏体量，导致强度降低。因此，Mn的含量的上限为2.0％。需要说明的是，Mn的含量优选为0.1～1.2％。
[Cu：0～2.0％]
Cu是可以抑制高温区域中的β铁素体相的生成、同时对于耐蚀性的提高有效的元素。但是，若Cu的含量超过2.0％，则在母相或焊接部生成残留奥氏体或β铁素体，导致强度降低。因此，Cu的含量的上限为2.0％。需要说明的是，可以不必含有Cu。
[P：0.06％以下]
P是导致耐蚀性降低的元素。因此，P的含量越少越优选，但若极端地降低P的含量，则制造成本高涨，因此作为实质上不产生不良影响的范围，使P的含量的上限为0.06％。
[S：0.006％以下]
S是在热压延时在晶界偏析而使热加工性降低并引起热加工裂纹和表面粗糙等的元素，同时该元素在中间退火后的冷压延中导致切边(耳切れ)的发生。另外，若存在大量的MnS，则对耐蚀性产生不良影响。因此，S的含量越少越优选，但若极端地降低S的含量，则制造成本高涨，因此作为实质上不产生不良影响的范围，使S的含量的上限为0.006％。
另外，根据需要除了上述元素之外，还可以含有3.0％以下的Mo、0.01％以下的B、0.5％以下的Nb、Ti、V。
[Mo：3.0％以下]
Mo是提高耐蚀性的元素。但是，若Mo的含量超过3.0％，则会导致热加工性降低。另外，由于是比较昂贵的元素，因而若大量含有则会导致成本升高。因此，Mo的含量的上限为3.0％。
[B：0.01％以下]
B是形成微细的析出物从而抑制晶粒粗大化的元素，同时该元素提高热压延温度区域中的铁素体相和奥氏体相之间的晶界处的结合力，改善热加工性。但是，若B的含量超过0.01％，则会引起低熔点硼化物的形成，导致热加工性变差。因此，B的含量的上限为0.01％。
[Nb、Ti、V：0.5％以下]
Nb、Ti、V是使晶粒微细化、进而分别生成析出物从而提高强度的元素。但是，若Nb、Ti、V的各含量超过0.5％，则由于金属间化合物的生成而导致韧性降低。因此，Nb、Ti、V的各含量的上限分别为0.5％。
除上述元素以外的余部由Fe和不可避免的杂质构成，通过这样调整成分组成，形成母相由铁素体相的单相组织、马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织的任一种组织构成的不锈钢材。
不锈钢材通过在制管前实施2次热处理，从而均匀地在母相的晶界和晶粒内析出碳化物，且固溶C量被调整为0.03质量％以下。
需要说明的是，碳化物是指C与1种以上的其他元素结合而形成的物质，也包括C、N和其他元素结合而成的碳氮化物。
另外，碳化物在晶界和晶粒内均匀地析出的状态是指，在使用透射型电子显微镜以10万倍观察的1um见方的视野中，不同观察场所的碳化物面积率的偏差为80％以下的状态。需要说明的是，在晶界或晶粒内碳化物相连地析出的状态除外。
对于不锈钢材，首先以材料温度600～850℃、均热时间0～24小时实施第一次的热处理，从而约全部量的固溶C以碳化物的形式析出。
此处，与晶粒内相比，碳化物更容易在晶界析出，第1次热处理后碳化物优先在晶界析出。碳化物优先在晶界析出的状态下，韧性降低，加工性变差。另外，由于析出的碳化物中含有C和Cr结合而形成的碳化铬，因而碳化物优先在晶界局部析出，由于碳化物局部形成，固溶Cr量减少，Cr贫化层形成。
需要说明的是，Cr贫化层是指这样的区域：由于例如碳化铬的形成等，与母相的Cr量相比，Cr量低2质量％以上的区域，由于耐蚀性会降低，因而优选不形成Cr贫化层。
此外，消除氧化皮后，以压延率20％以上进行冷压延，导入冷应变(冷同ひずみ)。
然后，以材料温度计使与第1次热处理温度的温度差在50℃以内，以均热时间0～1小时实施第2次热处理。通过该第2次热处理，碳化物均匀地在母相的晶界和晶粒内析出。
另外，通过第2次热处理，母相的固溶C量被调整为0.03质量％以下。固溶C量越多则不锈钢材的强度越高，若固溶C量超过0.03质量％，则强度变得过高，制管时的加工负荷增大，同时加工性变差，容易生成表面缺陷。此外，在制管时的冷却过程中，接合部的固溶C形成碳化物而析出，因而若固溶C量超过0.03质量％，则形成作为碳化物之一的碳化铬的Cr的量过度增加，容易形成Cr贫化层。因此，固溶C量的上限为0.03质量％。
这样，在不锈钢材中，从韧性、耐蚀性和制管时的加工性的方面出发，碳化物在母相的晶界和晶粒内均匀地析出，固溶C量需要被调整为0.03质量％以下，此外优选为不存在Cr贫化层的状态。
需要说明的是，关于构成高强度不锈钢管的母材的不锈钢材，只要是碳化物在母相的晶界和晶粒内均匀地析出、且母相的固溶C量被调整为0.03质量％以下的状态，则不限定于实施第一次的热处理、冷压延和第2次的热处理，例如也可以实施不同条件的热处理等。
另外，将这样的母材的端部作为接合部，通过例如TIG焊接、MIG焊接、高频焊接等熔融焊接来进行焊接，从而制管。
制管后的接合部通过熔融焊接而形成了与母相不同的熔融组织。
对于制管后的不锈钢管，以材料温度950～1100℃、均热时间0～1小时实施热处理，在母相和接合部析出的碳化物固溶，母相和接合部形成碳化物固溶的状态。
这样，在母相和接合部析出的碳化物通过制管后的热处理而被固溶到母相和接合部，从而能够提高高强度不锈钢管的母相和接合部的强度和耐蚀性，因而优选。
需要说明的是，将析出的碳化物在母相和接合部固溶的方法不限定于上述的热处理，例如可以是不同条件的热处理等。
将制管前的母相由铁素体相的单相组织、马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织的任一种组织构成的不锈钢材制管，并进行热处理，从而形成不锈钢管的母相和接合部含有马氏体相的组织。
这样，若构成热处理后的母相和接合部的组织为马氏体相的单相组织或马氏体相和铁素体相的复相组织，则母相和接合部的强度良好，因而优选。
为马氏体相和铁素体相的复相组织的情况下，马氏体相的体积比例越高，则强度越高，优选马氏体相的体积比例为30体积％以上。
需要说明的是，略微含有残留奥氏体量虽然不会对高强度不锈钢管的强度带来很大的不良影响，但优选奥氏体相的体积比例为20体积％以下。
接下来，对上述实施方式的作用和效果进行说明。
在制造高强度不锈钢管时，以规定的成分组成，将母相由铁素体相的单相组织、马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织的任一种组织构成的不锈钢材作为母材。
对于这样的母材，作为第一次的热处理，以材料温度600～850℃、均热时间0～24小时实施热处理，消除氧化皮后，以冷压延率20％以上实施冷压延，导入冷应变。此外，作为第2次的热处理，以与第1次热处理温度的材料温度差在50℃以内的温度、以均热时间0～1小时实施热处理，从而碳化物在母相的晶界和晶粒内被均匀地析出，母相的固溶C量被调整为0.03质量％以下。
此外，将母材的端部作为接合部，通过例如TIG焊接、MIG焊接、高频焊接等熔融焊接进行制管，在接合部形成与母相不同的熔融组织。
并且，在制管后，以材料温度950～1100℃、均热时间0～1小时实施热处理，从而在母相和接合部析出的碳化物在母相和接合部固溶，形成高强度不锈钢管。
通过由铁素体相的单相组织、马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织构成不锈钢材的母相，从而在制管后，母相和接合部形成含有马氏体相的组织，因此能够提高母相和接合部的强度。
此处，例如若不锈钢材的母相中含有奥氏体相，则制管后奥氏体相容易残留，若该奥氏体相大量残留，则难以提高强度。
通过对不锈钢材进行2次热处理，在母相的晶界和晶粒内均匀地析出碳化物，由此能够防止碳化物优先在晶界局部析出、母相的韧性降低所产生的制管时加工性降低。
另外，通过2次热处理，母相的固溶C量被调整为0.03质量％以下，从而能够防止这种情况：因固溶C量增多而不锈钢材的强度过高、加工性变差导致制管时的加工负荷的增大和不锈钢材表面的加工缺陷的产生。另外，能够防止这种情况：固溶C量的增加导致析出的碳化物增加，因形成析出的碳化物而固溶Cr量减少，耐蚀性降低。
此外，通过碳化物在母相的晶界和晶粒内均匀地析出，母相的固溶C量被调整为0.03质量％以下，从而能够防止碳化物优先在晶界局部析出所引起的Cr贫化层的形成、和制管时的冷却工序中碳化物局部地在接合部析出所引起的Cr贫化层的形成。
通过防止Cr贫化层的形成，能够防止耐蚀性的降低，防止母相的生锈，能够防止有可能损害表面品质。
接合部通过熔融焊接而形成熔融组织，从而能够将接合部彼此之间可靠地接合，能够可靠地制管。
在母相和接合部，析出后的碳化物通过制管后的热处理而被固溶，因而制管后为C在母相和接合部固溶的状态，能够提高母相和接合部的强度和耐蚀性。另外，热处理前的制管时，为碳化物未在母相和接合部固溶的状态，因而加工性良好，容易制管。
此外，通过制管后的热处理，碳化物在母相和接合部固溶，因而能够抑制母相和接合部的硬度的偏差，能够提高加工所产生的尺寸精度。
制管并热处理后的母相和接合部通过由马氏体相的单相组织或马氏体相和铁素体相的复相组织构成，由此能够提高母相和接合部的强度。
需要说明的是，这样形成的高强度不锈钢管不使用昂贵的元素，能够以通常的不锈钢材中使用的元素构成成分组成，此外，不进行特别的处理，能够以通常的不锈钢管的制造工序中使用的处理进行制造，因此能够廉价地制造。
实施例1
表1示出了作为本实施例、比较例以及现有例的不锈钢材的成分组成。
钢种编号A～C是以规定的成分组成形成的不锈钢材，是本实施例。另外，钢种编号D是与规定的成分组成相比C含量少的比较例。此外，钢种编号E是现有例的SUS430LX，钢种编号F是现有例的SUS304。
[表1]
Figure BDA0000068763600000091
关于表1所示的成分组成的不锈钢材，分别由100kg的钢块经热压延而制作板厚为3.0mm的压延板。
然后，对于这些压延板，以表2所示的工序进行精心制造，制成板厚为1.0mm的不锈钢板。
此外，对于这些不锈钢材，测定固溶C量，确认金属组织和碳化物的析出状态。
固溶C量的测定通过提取残渣的分析来测定。提取残渣的采取使用10质量％C5H8O2(乙酰丙酮)+1质量％(CH3)4N+CL-(四甲基氯化铵)+CH3OH(甲醇)溶液以溶解电压40～70mV进行。然后，对于所取得的残渣，通过进行重量测定和EPMA(X射线显微分析仪)的定量分析而求出残渣中的C含量，计算出固溶C量。
另外，关于金属组织和碳化物的析出状况的确认，分别研磨各不锈钢材，其后浸渍于将氢氟酸、硝酸、甘油以容积比1∶1∶2混合而成的混合液中进行蚀刻，利用光学显微镜观察来确认。
表2示出了表1的不锈钢材的各自的制造工序、固溶C量、金属组织和碳化物的析出状态。
[表2]
Figure BDA0000068763600000101
钢种编号A1是本实施例，在该例中，对于表1的钢种编号A的成分组成的不锈钢材，作为第1次的热处理以材料温度760℃、均热时间12小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，进而作为第2次的热处理以材料温度790℃、均热时间60秒进行退火。另外，固溶C量为0.017质量％，金属组织的母相由铁素体相的单相组织构成，碳化物均匀地析出。
钢种编号B1是本实施例，在该例中，对于表1的钢种编号B的成分组成的不锈钢材，作为第1次的热处理以材料温度770℃、均热时间6小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，进而作为第2次的热处理以材料温度820℃、均热时间60秒进行退火。另外，固溶C量为0.024质量％，金属组织的母相由铁素体相的单相组织构成，碳化物均匀地析出。
钢种编号B2是本实施例，在该例中，对于表1的钢种编号B的成分组成的不锈钢材，作为第1次的热处理以材料温度830℃、均热时间6小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，进而作为第2次的热处理以材料温度780℃、均热时间60秒进行退火。另外，固溶C量为0.018质量％，金属组织的母相由铁素体相和马氏体相的复相组织构成，碳化物均匀地析出。
钢种编号C1是本实施例，在该例中，对于表1的钢种编号C的成分组成的不锈钢材，作为第1次的热处理以材料温度710℃、均热时间8小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，进而作为第2次的热处理以材料温度700℃、均热时间60秒进行退火。另外，固溶C量为0.015质量％，金属组织的母相由马氏体相的单相组织构成，碳化物均匀地析出。
钢种编号C2是比较例，在该例中，对于表1的钢种编号C的成分组成的不锈钢材，作为第1次的热处理以材料温度720℃、均热时间8小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，作为第2次的热处理以材料温度1000℃、均热时间60秒进行退火。此外，进行材料温度为700℃、均热时间为1小时的热处理，使碳化物在晶界析出。另外，固溶C量为0.012质量％，金属组织的母相由马氏体相的单相组织构成，碳化物优先在晶界析出。
钢种编号C3是比较例，在该例中，对于表1的钢种编号C的成分组成的不锈钢材，作为第1次的热处理以材料温度720℃、均热时间8小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，进而作为第2次的热处理以材料温度1000℃、均热时间60秒进行退火。另外，固溶C量为0.081质量％，金属组织的母相由马氏体相的单相组织构成，约全部量的碳化物固溶于母相中，碳化物几乎未析出。
钢种编号D1是比较例，在该例中，对于表1的钢种编号D的成分组成的不锈钢材，作为第1次的热处理以材料温度710℃、均热时间8小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，进而作为第2次的热处理以材料温度700℃、均热时间60秒进行退火。另外，由于C的含量少，因而固溶C量也少，为0.009质量％，金属组织的母相由马氏体相的单相组织构成，碳化物几乎未析出。
钢种编号E1是比较例，在该例中，对于表1的钢种编号E的成分组成的不锈钢材，作为第1次的热处理以材料温度920℃、均热时间60小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，进而作为第2次的热处理以材料温度900℃、均热时间60秒进行退火。另外，由于C的含量少，因而固溶C量也少，为0.006质量％，金属组织的母相由铁素体相的单相组织构成，碳化物几乎未析出。
钢种编号F1是比较例，在该例中，对于表1的钢种编号F的成分组成的不锈钢材，与SUS304的通常的制造工序同样地，作为第1次的热处理以材料温度1080℃、均热时间60小时进行退火，将板厚为3mm的不锈钢材冷压延为板厚1mm后，进而作为第2次的热处理以材料温度1090℃、均热时间60秒进行退火。另外，固溶C量为0.068质量％，金属组织的母相由奥氏体相的单相组织构成，碳化物几乎未析出。
需要说明的是，虽然表2中进行了省略，但对于各不锈钢材，在退火后通过酸洗而除去了氧化皮。
对于表2所示的不锈钢材，通过高频焊接将接合部接合，从而制管，制成外径为38.1mm的不锈钢管，对于这些不锈钢管，进行加工性评价和耐蚀性评价。
关于加工性评价，通过目视确认各不锈钢管在制管后有无裂纹和表面缺陷，未确认到的情况下记为○，确认到的情况下记为×。
关于耐蚀性评价，利用研磨机除去接合部的氧化皮后，根据JIS H8502的CASS试验方法进行CASS试验(铜加速乙酸盐雾试验)，并进行评价。CASS试验的试验溶液使用将5质量％NaCl(氯化钠水溶液)+0.268g/LCuCl2(氯化铜)+CH3COOH(乙酸)调整为pH3.0～3.1的溶液，试验温度为50±2℃。另外，CASS试验中，将各不锈钢板的测定数设为2，将这些不锈钢板设置于试验槽内，喷雾试验溶液。并且，200小时后通过目视确认母相和接合部有无生锈，未确认到的情况下记为○，确认到的情况下记为×。
表3示出了加工性评价和耐蚀性评价的结果。
[表3]
Figure BDA0000068763600000131
如表3所示，对于作为本实施例的钢种编号A1、B1、B2、C1的高强度不锈钢管，制管后均未确认到裂纹和表面缺陷，也未确认到CASS试验后的生锈，因此加工性和耐蚀性良好。
另一方面，对于作为比较例的、在晶界优先析出碳化物的钢种编号C2的不锈钢管，确认到裂纹的产生，因此加工性不充分。这被认为是，由于碳化物优先在晶界析出，因而韧性降低，加工性变差。另外，在母相和接合部确认到生锈，耐蚀性不充分。这被认为是，由于碳化物在晶界局部地析出，因此在碳化物的周围形成Cr贫化层，耐蚀性降低。
对于作为比较例的、将约全部量的C固溶于母相的钢种编号C3的不锈钢管，制管时由于强度高，因而难以制管，此外确认到表面缺陷，因而加工性不充分。这被认为是，由于固溶C量超过0.03质量％，因而强度变得过高，加工性变差。另外，在接合部确认到生锈，因而耐蚀性不充分。这被认为是，由于固溶C量超过0.03质量％，因而在制管时的冷却过程中，大量的碳化物在接合部析出，由于该碳化物的生成而在接合部形成Cr贫化层，接合部的耐蚀性降低。
作为比较例的钢种编号D1、E1的不锈钢管在制管后均未确认到裂纹和表面缺陷，也未确认到CASS试验后的生锈，因此加工性和耐蚀性良好。
作为比较例的、通常的SUS304——钢种编号F1的不锈钢管在制管后未确认到裂纹和表面缺陷，因此加工性良好。但是，在CASS试验后的接合部确认到生锈，因此耐蚀性不充分。这被认为是，由于固溶C量超过0.03质量％，因而在制管时的冷却过程中，大量的碳化物在接合部析出，由于该碳化物的生成而形成Cr贫化层，接合部的耐蚀性降低。
对于表3的加工性评价和耐蚀性评价的结果良好的钢种编号A1、B1、B2、C1、D1、E1的不锈钢管，实施制管后的热处理，进行金属组织考察、碳化物有无析出的考察、拉伸强度测定、耐蚀性评价。
钢种编号A1-1是本实施例，对于表3的钢种编号A1的不锈钢管，在制管后以材料温度980℃、均热时间60秒进行了热处理。
钢种编号A1-2是比较例，对于表3的钢种编号A1的不锈钢管，不进行制管后的热处理，为碳化物析出的状态。
钢种编号B1是本实施例，对于表3的钢种编号B1的不锈钢管，在制管后以材料温度1030℃、均热时间60秒进行了热处理。
钢种编号B2是本实施例，对于表3的钢种编号B2的不锈钢管，在制管后以材料温度1030℃、均热时间60秒进行了热处理。
钢种编号C1是本实施例，对于表3的钢种编号C1的不锈钢管，在制管后以材料温度1050℃、均热时间60秒进行了热处理。
钢种编号D1是比较例，对于表3的钢种编号D1的不锈钢管，在制管后以材料温度1030℃、均热时间60秒进行了热处理。
钢种编号E1是比较例，对于表3的钢种编号E1的不锈钢管，在制管后以材料温度1000℃、均热时间60秒进行了热处理。
关于金属组织和碳化物的有无的考察，在母相和接合部，通过与上述不锈钢板中的测定方法相同的方法进行。
关于拉伸强度测定，将长度为300mm的不锈钢管的两端部夹紧，以十字头速度3mm/分钟进行拉伸试验，从而测定。
关于耐蚀性评价，考虑到更苛刻的使用环境，通过条件比上述CASS试验更严格的盐干湿复合循环试验进行评价。盐干湿复合试验是指，对于长度为150mm的试验片，以如以下工序1个循环，重复进行5个循环，通过目视确认有无生锈的试验方法：以在35℃下将5质量％NaCl(氯化钠)喷雾900秒的盐水喷雾工序；在气氛温度60℃、湿度35％的环境中保持3.6千秒的干燥工序；和在气氛温度50℃、湿度95％的环境中保持10.8千秒的湿润工序。
表4示出了这些有无金属组织的考察、碳化物有无析出的考察、拉伸强度测定、耐蚀性评价结果。
[表4]
Figure BDA0000068763600000151
如表4所示，作为本实施例的钢种编号A1-1、B1、B2、C1的高强度不锈钢管的拉伸强度为1200(N/mm2)以上，强度良好。另外，关于耐蚀性评价，未确认到生锈，耐蚀性良好。
作为比较例的钢种编号A1-2的不锈钢管的拉伸强度为610(N/mm2)，强度不足。另外，在耐蚀性评价中也确认到生锈，耐蚀性不充分。这被认为是，由于未进行制管后的热处理，因而为碳化物析出的状态，此外，母相和接合部由铁素体相的单相组织构成，因而强度和耐蚀性不充分。
作为比较例的钢种编号D1的不锈钢管的耐蚀性良好，但拉伸强度为865(N/mm2)，强度不足。这被认为是，在作为母材的不锈钢材的成分组成中，由于C的含量少于本发明规定的C的含量，因而强度不足。
作为比较例的钢种编号E1的不锈钢管的耐蚀性良好，但拉伸强度为545(N/mm2)，强度不足。这被认为是，使用现有例的SUS430LX作为母材的不锈钢材，C的含量少于本发明规定的C的含量，此外，母相和接合部由铁素体相的单相组织构成母相，因而强度不足。
如上所述，通过使规定的成分组成的不锈钢材为规定的制管前的状态和制管后的状态，从而能够提高高强度不锈钢管的加工性、强度、耐蚀性。
实施例2
关于表4所示的钢种编号A1-1、A1-2、B1、B2、C1和表3所示的钢种编号C3的不锈钢管，在制管后实施热处理，进行正圆度评价、基于扁平试验的抗裂评价、弯曲加工后的尺寸精度评价。需要说明的是，对于钢种编号A1-2、C3，在制管后未实施热处理。
关于正圆度评价，在管轴周围以45°间隔的8个点测定直径，若这8个点的直径的最大值与最小值之差在0.2mm以内则正圆度良好，记为○，超过0.2mm时，则正圆度不足，记为×。
基于扁平试验的抗裂评价中，以长度为300mm的不锈钢管的焊缝部与压缩方向垂直的方式设置不锈钢管，压缩至管径的一半——19.05mm。并且，压缩后，目视确认有无裂纹。需要说明的是，未确认到裂纹的情况下记为○，确认到裂纹的情况下记为×。
关于弯曲加工后的尺寸精度评价，以焊缝部为弯曲的外侧的方式设置管，使设定弯曲角度为130°，以测定次数30次进行旋转拉伸弯曲加工。并且，弯曲加工后，用量角器测定实际的角度，若实际的角度的偏差在1°以内则尺寸精度良好，记为○，超过1°时，则尺寸精度不足，记为×。
表5示出了这些正圆度评价、裂纹评价、尺寸精度评价的结果。
[表5]
Figure BDA0000068763600000161
如表5所示，作为本实施例的钢种编号A1-1、B1、B2、C1不锈钢管的正圆度、抗裂性、尺寸精度均良好。
另一方面，作为比较例的钢种编号A1-2的不锈钢管尺寸精度不足。这被认为是，制管前碳化物在母相和接合部析出，通过制管时的熔融焊接，碳化物仅在接合部固溶，制管后未实施热处理。即，形成碳化物未固溶于母相、而碳化物固溶于接合部的状态，母相和接合部的硬度变得不均匀，因此尺寸精度变差。
另外，作为比较例的钢种编号C3的不锈钢管正圆度不足。这被认为是，通过第2次热处理，使C在母相和接合部固溶，因此难以以高强度制管，因而制管后的正圆度不足。此外，尺寸精度也不充分。这被认为是，制管前C在母相和接合部固溶，在制管时的冷却工序中，碳化物仅在接合部析出。并且，制管后未进行热处理，因而形成C固溶于母相、而C未固溶于接合部的状态，母相和接合部的硬度变得不均匀，因此尺寸精度变差。
如上所述，由于规定的成分组成的不锈钢材为规定的制管前的状态和制管后的状态，因而能够提高高强度不锈钢管的加工性和尺寸精度。
工业实用性
本发明能够用于要求强度和耐蚀性的传输装置用高强度不锈钢管、机械结构用高强度不锈钢管、建筑用高强度不锈钢管和装饰用高强度不锈钢管等。

Claims (3)

1.一种高强度不锈钢管，其特征在于，其以下述不锈钢材作为母材，所述不锈钢材以质量％计含有C：0.04～0.12％、Ni：0(无添加)～5.0％、Cr：12.0～17.0％、N：0(无添加)～0.10％、Si：0.2～2.0％、Mn：2.0％以下、Cu：0(无添加)～2.0％、P：0.06％以下、S：0.006％以下，余部由Fe和不可避免的杂质构成，母相由铁素体相的单相组织、马氏体相的单相组织、铁素体相和马氏体相的复相组织的任一种组织构成，
所述高强度不锈钢管是通过将该母材的端部作为接合部进行熔融焊接，从而制管而得到的，
碳化物在所述母相的晶界和晶粒内均匀地析出，且固溶C量被调整为0.03％以下，
所述接合部具有熔融焊接所产生的熔融组织。
2.如权利要求1所述的高强度不锈钢管，其特征在于，母相和接合部的析出的碳化物通过制管后的热处理而固溶。
3.如权利要求2所述的高强度不锈钢管，其特征在于，热处理后的母相和接合部由马氏体相的单相组织或马氏体相和铁素体相的复相组织构成。
CN2009801506338A 2009-05-07 2009-05-07 高强度不锈钢管 Pending CN102257172A (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2009/058635 WO2010128545A1 (ja) 2009-05-07 2009-05-07 高強度ステンレスパイプ

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN102257172A true CN102257172A (zh) 2011-11-23

Family

ID=43050058

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2009801506338A Pending CN102257172A (zh) 2009-05-07 2009-05-07 高强度不锈钢管

Country Status (6)

Country Link
US (2) US9803257B2 (zh)
EP (1) EP2439301B1 (zh)
KR (1) KR101339484B1 (zh)
CN (1) CN102257172A (zh)
ES (1) ES2621182T3 (zh)
WO (1) WO2010128545A1 (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108601102A (zh) * 2018-05-10 2018-09-28 珠海泰米科技有限公司 防锈防水垢的钢质搪瓷复合载热传导体及电加热的发热盘、水壶、热水器
CN110484826A (zh) * 2019-09-24 2019-11-22 成都先进金属材料产业技术研究院有限公司 05Cr17Ni4Cu4Nb马氏体不锈钢及其热处理工艺方法
CN111727269A (zh) * 2018-03-15 2020-09-29 日铁不锈钢株式会社 马氏体系不锈钢板及其制造方法以及弹簧构件
CN113265586A (zh) * 2021-05-14 2021-08-17 广东韶钢松山股份有限公司 一种lng储罐用耐低温钢筋机械连接用套筒及制造方法

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101463313B1 (ko) * 2012-12-21 2014-11-18 주식회사 포스코 내마모특성이 우수한 스테인리스 강관 및 그 제조방법
AU2016244148B2 (en) * 2015-03-27 2019-11-28 Dow Global Technologies Llc Overcoated water-soluble films
JP2019511447A (ja) 2016-03-09 2019-04-25 コーニング インコーポレイテッド 複雑に湾曲したガラス物品の冷間成形
US11338556B2 (en) 2016-06-28 2022-05-24 Corning Incorporated Laminating thin strengthened glass to curved molded plastic surface for decorative and display cover application
CN115327805A (zh) 2016-07-05 2022-11-11 康宁公司 固定装置和汽车内饰系统
KR102429148B1 (ko) 2016-10-25 2022-08-04 코닝 인코포레이티드 디스플레이에 냉간-성형 유리 적층
US11016590B2 (en) 2017-01-03 2021-05-25 Corning Incorporated Vehicle interior systems having a curved cover glass and display or touch panel and methods for forming the same
US10712850B2 (en) 2017-01-03 2020-07-14 Corning Incorporated Vehicle interior systems having a curved cover glass and a display or touch panel and methods for forming the same
KR20200017001A (ko) 2017-01-03 2020-02-17 코닝 인코포레이티드 만곡된 커버 유리 및 디스플레이 또는 터치 패널을 갖는 차량 인테리어 시스템 및 이를 형성시키는 방법
EP3625179A1 (en) 2017-05-15 2020-03-25 Corning Incorporated Contoured glass articles and methods of making the same
EP3655282B1 (en) 2017-07-18 2023-02-15 Corning Incorporated Vehicle interior system comprising a cold formed complexly curved glass article
EP3681846A1 (en) 2017-09-12 2020-07-22 Corning Incorporated Deadfront for displays including a touch panel on decorative glass and related methods
TWI806897B (zh) 2017-09-13 2023-07-01 美商康寧公司 用於顯示器的基於光導器的無電面板、相關的方法及載具內部系統
US11065960B2 (en) 2017-09-13 2021-07-20 Corning Incorporated Curved vehicle displays
EP3694709A1 (en) 2017-10-10 2020-08-19 Corning Incorporated Vehicle interior systems having a curved cover glass with improved reliability and methods for forming the same
US11768369B2 (en) 2017-11-21 2023-09-26 Corning Incorporated Aspheric mirror for head-up display system and methods for forming the same
JP7274480B2 (ja) 2017-11-30 2023-05-16 コーニング インコーポレイテッド 曲面ミラーを成形する真空成形装置、システム及び方法
US11767250B2 (en) 2017-11-30 2023-09-26 Corning Incorporated Systems and methods for vacuum-forming aspheric mirrors
CN111989302B (zh) 2018-03-13 2023-03-28 康宁公司 具有抗破裂的弯曲覆盖玻璃的载具内部系统及用于形成这些载具内部系统的方法
WO2019198459A1 (ja) * 2018-04-09 2019-10-17 日本製鉄株式会社 鋼管、及び、鋼管の製造方法
CN112566782A (zh) 2018-07-16 2021-03-26 康宁公司 具冷弯玻璃基板的车辆内部系统及其形成方法
EP3771695A1 (en) 2019-07-31 2021-02-03 Corning Incorporated Method and system for cold-forming glass
US11772361B2 (en) 2020-04-02 2023-10-03 Corning Incorporated Curved glass constructions and methods for forming same

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09263826A (ja) * 1996-03-29 1997-10-07 Sanyo Special Steel Co Ltd 耐粒界腐食性に優れた合金の製造方法
JP2004359971A (ja) * 2003-06-02 2004-12-24 Nisshin Steel Co Ltd 溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板および構造部材
CN1906319A (zh) * 2004-01-30 2007-01-31 杰富意钢铁株式会社 马氏体类不锈钢管

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6112826A (ja) * 1984-06-28 1986-01-21 Nisshin Steel Co Ltd 加工性に優れた安価な耐食性合金鋼板の製造方法
JPH04268018A (ja) 1991-02-22 1992-09-24 Nippon Steel Corp 高強度マルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプの　製造方法
JP3601512B2 (ja) 2000-12-22 2004-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料タンク・燃料パイプ用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP4126979B2 (ja) 2002-07-15 2008-07-30 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管とその製造方法
JP2004225075A (ja) 2003-01-20 2004-08-12 Nippon Steel Corp 耐食性に優れたステンレス燃料タンクあるいは燃料パイプ
JP4479155B2 (ja) 2003-02-14 2010-06-09 住友金属工業株式会社 クロム系ステンレス鋼材およびその製造方法
JP4462005B2 (ja) 2003-10-31 2010-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れたラインパイプ用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法
JP4051042B2 (ja) * 2004-01-19 2008-02-20 新日本製鐵株式会社 Ｃｒを含有する電縫鋼管およびその製造方法
JP4544977B2 (ja) 2004-11-26 2010-09-15 清仁 石田 快削軟磁性ステンレス鋼
JP2006274436A (ja) 2005-03-30 2006-10-12 Jfe Steel Kk 部品用の断面形状をもつ曲管用のフェライト系ステンレス鋼板および鋼管
JP5224780B2 (ja) * 2007-11-01 2013-07-03 日新製鋼株式会社 高強度ステンレスパイプ

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09263826A (ja) * 1996-03-29 1997-10-07 Sanyo Special Steel Co Ltd 耐粒界腐食性に優れた合金の製造方法
JP2004359971A (ja) * 2003-06-02 2004-12-24 Nisshin Steel Co Ltd 溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板および構造部材
CN1906319A (zh) * 2004-01-30 2007-01-31 杰富意钢铁株式会社 马氏体类不锈钢管

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111727269A (zh) * 2018-03-15 2020-09-29 日铁不锈钢株式会社 马氏体系不锈钢板及其制造方法以及弹簧构件
CN111727269B (zh) * 2018-03-15 2021-11-23 日铁不锈钢株式会社 马氏体系不锈钢板及其制造方法以及弹簧构件
CN108601102A (zh) * 2018-05-10 2018-09-28 珠海泰米科技有限公司 防锈防水垢的钢质搪瓷复合载热传导体及电加热的发热盘、水壶、热水器
CN110484826A (zh) * 2019-09-24 2019-11-22 成都先进金属材料产业技术研究院有限公司 05Cr17Ni4Cu4Nb马氏体不锈钢及其热处理工艺方法
CN113265586A (zh) * 2021-05-14 2021-08-17 广东韶钢松山股份有限公司 一种lng储罐用耐低温钢筋机械连接用套筒及制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2010128545A1 (ja) 2010-11-11
US20160355901A1 (en) 2016-12-08
ES2621182T3 (es) 2017-07-03
US10017834B2 (en) 2018-07-10
EP2439301A1 (en) 2012-04-11
EP2439301B1 (en) 2017-03-22
EP2439301A4 (en) 2014-04-30
KR101339484B1 (ko) 2013-12-10
US9803257B2 (en) 2017-10-31
US20120024430A1 (en) 2012-02-02
KR20110099770A (ko) 2011-09-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102257172A (zh) 高强度不锈钢管
EP3561131B1 (en) High strength seamless stainless steel pipe for oil well and production method therefor
JP4948998B2 (ja) 自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼および溶接鋼管
CN101622368B (zh) 热处理用电阻焊钢管及其制造方法
JP6261640B2 (ja) 加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法
JP4952236B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP4925611B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2008189974A (ja) 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼
JP5796351B2 (ja) 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法
CN107109569B (zh) 铁素体系不锈钢及其制造方法
JP2015190026A (ja) ラインパイプ用厚肉高強度電縫鋼管およびその製造方法
EP2990498A1 (en) H-shaped steel and method for producing same
JPWO2020184162A1 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JP5224780B2 (ja) 高強度ステンレスパイプ
JP5142792B2 (ja) 高疲労寿命焼入れ・焼戻し鋼管およびその製造方法
TWI526547B (zh) And the corrosion resistance of the welded portion is excellent
JP6569745B2 (ja) コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法
JP4193308B2 (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた低炭素フェライト−マルテンサイト二相ステンレス溶接鋼管
JP2019163499A (ja) 鋼材
JP2018123419A (ja) 低温用ニッケル含有鋼材およびそれを用いた低温用タンク
JP4899885B2 (ja) 靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた薄肉調質高張力鋼板およびその製造方法
JP3800150B2 (ja) 製造性に優れるマルテンサイト系ステンレス熱延鋼帯
JP3518367B2 (ja) １３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板の製造方法
JP3695233B2 (ja) ハイドロフォーム加工用電縫鋼管
JP2914113B2 (ja) 耐食性に優れた高強度・高靱性マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C02 Deemed withdrawal of patent application after publication (patent law 2001)
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20111123