JP7190559B2 - 拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents

拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 Download PDF

Info

Publication number
JP7190559B2
JP7190559B2 JP2021513967A JP2021513967A JP7190559B2 JP 7190559 B2 JP7190559 B2 JP 7190559B2 JP 2021513967 A JP2021513967 A JP 2021513967A JP 2021513967 A JP2021513967 A JP 2021513967A JP 7190559 B2 JP7190559 B2 JP 7190559B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
stainless steel
austenitic stainless
less
value
cracks
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.)
Active
Application number
JP2021513967A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2022500553A (ja
Inventor
ソク キム，サン
チャン アン，ドク
パク，ミ－ナム
ウン ミン，ヒョン
ミン キム，ヨン
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.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco 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 Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2022500553A publication Critical patent/JP2022500553A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7190559B2 publication Critical patent/JP7190559B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment 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
    • 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
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite

Landscapes

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

Description

本発明は、拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼に係り、より詳しくは、５段階以上の拡管及びカーリング工程後にも時効割れ又は遅延破断などの欠陥が発生しない拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼に関する。
最近、自動車の燃料注入管は、軽量化及び高機能化のために、炭素鋼に比べて耐食性に優れ、強度が高いステンレス鋼に転換されている。一般的に、炭素鋼１．２ｍｍのチューブを製作した後、発錆防止のために塗装及びコーティング工程を経由するが、ステンレス鋼は、優れた耐食性により塗装及びコーティング工程を省略できる長所を有する。
しかし、自動車の燃料注入管は、５～６段階の拡管工程及び最終カーリング工程など複雑な加工段階を経るため、加工性が劣位であるフェライト系ステンレス鋼又は二相系ステンレス鋼の適用は容易ではないので、加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の適用が検討されている。特に、自動車の製造会社では、３０４成分規格（ＫＳ、ＪＩＳ、ＡＳＴＭ）を満足する範囲内で燃料注入管用ステンレス鋼の開発を希望しているため、３０４材質規格（ＥＮ、ＫＳ）である降伏強度２３０ＭＰａ以上及び引張強度５５０ＭＰａ以上を満足すると同時に燃料注入管の複雑な加工でもクラックが発生しないオーステナイト系ステンレス鋼の開発が要求される。
特許文献１には、加工硬化指数（ｎ値）０．４９以下のオーステナイト系ステンレス鋼を素材とする管からなることを特徴とする給油管について記述されている。しかし、特許文献１で提示する加工硬化指数（ｎ値）０．４９以下という冷燃製品の材質特性では、多様で且つ複雑になる自動車の燃料注入管の成形に単純適用することには限界がある。
大韓民国公開特許公報第１０－２００３－００２６３３０号公報
上記問題点を解決するためになされた本発明の課題は、３０４鋼種の成分規格範囲内で多様で且つ複雑な形状の加工及び多段階拡管加工でも時効割れの発生を防止できる拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供することにある。
本発明の一実施例による拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０１～０．０４％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｃｒ：１６～２０％、Ｎｉ：６～１０％、Ｃｕ：０．１～２．０％、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎ：０．０３５～０．０７％、残りＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃ＋Ｎ：０．１％以下を満足し、下記式（１）で表示されるＭｄ３０（℃）値と平均結晶粒サイズ（μｍ）の積が－５００未満を満足することを特徴とする。
（１）Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２＊（Ｃ＋Ｎ）－９．２＊Ｓｉ－８．１＊Ｍｎ－１３．７＊Ｃｒ－２９＊（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５＊Ｍｏ
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、各元素の含量（重量％）を意味する。
前記Ｃ＋Ｎは、０．０６～０．１％の範囲を満足することができる。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、真ひずみ０．３～０．４範囲での加工硬化指数ｎ値が０．４５～０．５範囲を満足することがよい。
前記式（１）のＭｄ３０値は、－１０℃以下であることがよい。
前記平均結晶粒サイズは、４５μｍ以上であることが好ましい。
本発明のステンレス鋼の時効割れ限界絞り比（Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｄｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）は、２．９７以上であることがよい。
また、本発明の一実施例によると、下記式（２）で表示されるホール拡管率（ＨＥＲ）が７２％以上であることが好ましい。
（２）ＨＥＲ＝（Ｄｈ－Ｄ０）／Ｄ０×１００
ここで、Ｄｈは、破断後の内径、Ｄ０は、初期内径を意味する。
本発明のによると、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、ホール拡管率が７０％以上で拡管加工性に優れ、時効割れ限界絞り比が２．９以上で耐時効割れ性に優れ、自動車の燃料注入管の成形時に円周方向のクラックが発生しない。
チューブ（Ｔｕｂｅ）造管品を用いて自動車の燃料注入管の成形過程を順に示す図である。 Ｍｄ３０（℃）× Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）による燃料注入管の円周方向のクラック数の相関関係を示すグラフである。 ホール拡管率の測定方法に対する模式図である。 本発明の実施例による時効割れ限界絞り比とホール拡管率の範囲を示すグラフである。
本発明の一実施例による拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０１～０．０４％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｃｒ：１６～２０％、Ｎｉ：６～１０％、Ｃｕ：０．１～２．０％、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎ：０．０３５～０．０７％、残りＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃ＋Ｎ：０．１％以下を満足し、下記式（１）で表示されるＭｄ３０（℃）値と平均結晶粒サイズ（μｍ）の積が－５００未満を満足する。
（１）Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２＊（Ｃ＋Ｎ）－９．２＊Ｓｉ－８．１＊Ｍｎ－１３．７＊Ｃｒ－２９＊（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５＊Ｍｏ
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、各元素の含量（重量％）を意味する。
以下、本発明の実施例について添付図面を参照して詳細に説明する。以下の実施例は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有した者に本発明の思想を充分に伝達するために提示するものであり、ここに提示した実施例に限定されず、他の形態で具体化することができる。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分の図示を省略し、理解を助けるために構成要素のサイズを誇張して表現することがある。
最近、自動車の燃料注入管は、耐食性に優れ且つ強度が高いステンレス鋼に転換されている。しかし、自動車の燃料注入管は、５～６段階の複雑な加工段階を経るため、拡管工程及び最終カーリング工程で円周方向のクラックが発生する問題がある。よって、本発明者らは、オーステナイトステンレス鋼板を自動車の燃料注入管用として冷燃製品を製造可能にすることで、拡管性に優れ、耐時効割れ性に優れたステンレス鋼を提供する事を目標とした。
本発明では、３０４材質規格の範囲を満足する材料強度（降伏強度２３０ＭＰａ以上、引張強度５５０ＭＰａ以上）の確保と同時に優れたホール拡管加工性と耐時効割れ特性を有する鋼材の開発を目標とした。３０４成分規格及び材質規格を満足する範囲内で、自動車の燃料注入管の成形工程で要求されるホール（Ｈｏｌｅ）拡散性と耐時効割れ性を同時に確保することは容易ではない。一般的に、３０４鋼は、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）特徴を有する鋼であって、０．５以上の高い加工硬化指数（ｎ）を活用してシンク、洋食器などに用いられる鋼種である。しかし、３０４鋼は、ＴＲＩＰにより発生する多量のマルテンサイトの生成によって燃料注入管の成形時に時効割れが引き起こされる問題がある。
図１は、チューブ（Ｔｕｂｅ）造管品を用いて自動車の燃料注入管の成形過程を順に示す図である。
図１に示したとおり、自動車の燃料注入管の成形は、直径２８．６ｍｍのチューブの一側端部を４～５段階にわたって直径約５０ｍｍまで拡管加工し、そのために、７０％以上の拡管率が要求される。また、最終拡管された燃料注入口は、カーリング工程を通じて直径５９ｍｍまで成形されて拡管率１００％を超過することになる。
このように、一般の３０４鋼をそのまま燃料注入管で成形すると、要求される高い拡管率を満たすことができずに燃料注入管の注入口の円周方向に多数のクラック（時効割れ）が発生することになる。このため、耐時効割れ性の確保のために、一般的にＭｄ３０（℃）値のみを低めて加工硬化指数ｎ値を０．５以下に管理する方法があるが、これは、低いホール拡管率により図１のような５～６段階の拡管／カーリング加工段階でクラックが発生する問題が発生する。したがって、本発明では、高いホール拡管加工性と耐時効割れ性を同時に満足する具体的な冷燃製品の成分系組成範囲とパラメータを追求した。
本発明の一実施例による拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０１～０．０４％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｃｒ：１６～２０％、Ｎｉ：６～１０％、Ｃｕ：０．１～２．０％、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎ：０．０３５～０．０７％、残りＦｅ及び不可避な不純物からなる。
以下、本発明の実施例での合金元素含量の数値限定理由について説明する。以下では、特に言及がない限り、単位は、重量％である。
Ｃの含量は、０．０１～０．０４％である。
鋼中のＣは、オーステナイト相の安定化元素であって、多量添加するほどオーステナイト相が安定化する効果があるので、０．０１％以上添加する必要はあるが、０．０４％以上含有すると、変形誘起マルテンサイトを硬質化して成形中にひどく変形された部位で時効割れ（ｓｅａｓｏｎ ｃｒａｃｋ）を発生させる。
Ｓｉの含量は、０．１～１．０％である。
鋼中のＳｉは、製鋼段階で脱酸剤として添加される成分であり、一定量を添加するとき、光輝焼鈍（Ｂｒｉｇｈｔ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）工程を経る場合、不働態皮膜にＳｉ－Ｏｘｉｄｅを形成して鋼の耐食性を向上させる効果がある。しかし、１．０％を超過して含有するとき、鋼の軟性を低下させる問題がある。
Ｍｎの含量は、０．１～２．０％である。
鋼中のＭｎは、オーステナイト相の安定化元素であって、多量含有するほどオーステナイト相が安定化するので、０．１％以上添加するが、過度に添加すると、耐食性を阻害するので、２％以下に制限する。
Ｃｒの含量は、１６．０～２０．０％である。
鋼中のＣｒは、耐食性の改善のための必須元素であって、耐食性の確保のために１６．０％以上添加する必要があるが、過度に添加するときには、素材を硬質化して拡管加工性などの成形性を不利に低下させるので、２０．０％に制限する。
Ｎｉの含量は、６．０～１０．０％である。
鋼中のニッケルは、オーステナイト相の安定化元素であって、多量添加するほどオーステナイト相が安定化して素材を軟質化し、変形誘起マルテンサイトの発生に起因する加工硬化の抑制のために６．０％以上添加する必要がある。しかし、高価なＮｉを過度に添加すると、費用上昇の問題が発生するので、１０．０％に制限する。
Ｃｕの含量は、０．１～２．０％である。
鋼中のＣｕは、オーステナイト相の安定化元素であって、添加するほどオーステナイト相が安定化して変形誘起マルテンサイトの発生に起因する加工硬化を抑制する効果があるので、０．１％以上を添加する。しかし、２．０％を超過して添加すると、耐食性が低下する問題及び費用上昇の問題がある。
Ｍｏの含量は、０．２％以下である。
鋼中のＭｏは、添加するとき耐食性と加工性を向上させる効果があるが、過度な添加は、費用上昇を伴うので、０．２％以下に制限する。
Ｎの含量は、０．０３５～０．０７％である。
鋼中のＮは、オーステナイト相の安定化元素であって、多量添加するほどオーステナイト相を安定化する効果及び材料の強度向上のために０．０３５％以上添加する必要はあるが、０．０７％を超過して含有すると、変形誘起マルテンサイトを硬質化して成形中にひどく変形された部位で時効割れを発生させる。
また、本発明の一実施例によると、Ｃ＋Ｎは、０．０６～０．１％の範囲を満足することがよい。
Ｃ＋Ｎの含量を０．０６％以上に制御することで、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、降伏強度（ＹＳ）２３０ＭＰａ以上及び引張強度（ＴＳ）５５０ＭＰａ以上を示すことができ、３０４材質規格を満足する。Ｃ＋Ｎが０．１％を超過する場合には、Ｍｄ３０値と加工硬化指数ｎ値は低くなるが、強度が過度に高くなって素材が軽くなるので、むしろ時効割れの発生可能性が高くなる。
また、本発明の一実施例による拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｍｄ３０（℃）値と平均結晶粒サイズ（Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ、μｍ）の積が－５００未満を満足する。
すなわち、［Ｍｄ３０（℃）× Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）＜－５００］を満足し、Ｍｄ３０は、下式（１）のように表現される。
（１）Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２＊（Ｃ＋Ｎ）－９．２＊Ｓｉ－８．１＊Ｍｎ－１３．７＊Ｃｒ－２９＊（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５＊Ｍｏ

例えば、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼のＭｄ３０値は、－１０℃以下、平均結晶粒サイズ（ＧＳ）は、４５μｍ以上であることがよい。
準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、マルテンサイトの変態開始温度（Ｍｓ）以上の温度で塑性加工によってマルテンサイト変態が発生する。このような加工によって相変態を起こす上限温度は、Ｍｄ値で示し、特に、３０％の変形を付与するとき、マルテンサイトへの相変態が５０％起きる温度（℃）をＭｄ３０と称する。Ｍｄ３０値が高いと、加工誘起マルテンサイト相の生成が容易であることに比べて、Ｍｄ３０値が低いと、加工誘起マルテンサイト相の生成が相対的に難しい鋼種と判断できる。このようなＭｄ３０値を通じて通常の準安定オーステナイト系ステンレス鋼のオーステナイト安定化度を判断できる指標として用いられる。
Ｍｄ３０値は、加工誘起マルテンサイトの生成量だけではなく、加工硬化指数にも影響を及ぼす。これによって、本発明の一実施例による拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、真ひずみ０．３～０．４範囲での加工硬化指数ｎ値が０．４５～０．５の範囲を満足することができる。大部分の３００系オーステナイトステンレス鋼素材は、変形初盤である真ひずみ１０～２０％で０．３～０．４範囲の加工硬化指数（ｎ）を有するが、オーステナイト安定化度（Ｍｄ３０）によって変形後半である真ひずみ３０％以上では、０．５５以上の加工硬化指数を有する。
加工硬化指数ｎ値が０．４５未満である場合、十分な加工硬化が行われず、むしろ延伸率が低下され、０．５超過の場合、過度な加工硬化が発生して加工誘起マルテンサイト相変態によって時効割れが引き起こされる虞がある。
これによって、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼の時効割れ限界絞り比（Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｄｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）は、２．９７以上であってもよい。時効割れ限界絞り比は、時効割れが発生しない限界絞り比を意味し、絞り加工時の素材の最大直径（Ｄ）とパンチ直径（Ｄ’）の比（Ｄ／Ｄ’）を意味する。
本発明では、Ｍｄ３０値、最終冷燃製品の平均結晶粒サイズ及びＣ＋Ｎ含量範囲を調和させることで、優れた拡管加工性及び耐時効割れ性を確保することができ、自動車の燃料注入管用拡管／カーリング成形時にもクラックの発生を防止することができる。
また、本発明の一実施例によると、下式（２）で表示されるホール拡管率（ＨｏｌｅＥｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｅ、ＨＥＲ）が７２％以上であることがよい。
（２）ＨＥＲ＝（Ｄｈ－Ｄ０）／Ｄ０×１００
ここで、Ｄｈは、破断後の内径、Ｄ０は、初期内径を意味する。
以下、本発明の好ましい実施例を通じてより詳しく説明する。
燃料注入管の成形－クラック評価
表１に示した成分系のオーステナイト系ステンレス鋼を、一部は、Ｌａｂ．真空溶解を行ってインゴット（Ｉｎｇｏｔ）を製造し、一部は、電気炉－ＶＯＤ－連続工程を経てスラブ（Ｓｌａｂ）を製造した。製造されたインゴットとスラブは、１，２４０℃で１～２時間再加熱した後、粗圧延機と連続仕上げ圧延機により熱延剤で製造し、１，０００～１，１００℃の温度で熱延焼鈍を行った後に冷間圧延及び冷延焼鈍を行った。
Figure 0007190559000001
 表１に記載した実施例及び比較例の鋼種を用い、図１に示したように、１～５段階の拡管加工及び６段階のカーリング加工を行った。
Figure 0007190559000002
 表１及び表２に示したとおり、本発明によるＣ＋Ｎ：０．０６～０．１％の範囲、Ｍｄ３０（℃）× Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）値が－５００未満では、５段階の拡管加工及び６段階のカーリング加工後にも燃料注入管の先端のカーリング部に円周方向のクラックが発生しないことが確認された。
図２は、Ｍｄ３０（℃）× Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）による燃料注入管の円周方向のクラック数の相関関係を示すグラフである。Ｍｄ３０（℃）× Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）とチューブ先端の円周方向のクラック数の相関性は、図２に示したとうり、非常に強い相関関係を示す。Ｍｄ３０（℃）× Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）パラメータ値が－５００～０の範囲では、円周方向に多くは４ヶ所、少なくは１ヶ所で加工クラック又は時効割れクラックが発生した。また、Ｍｄ３０（℃）× Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）パラメータ値が０～５００範囲の＋値を示すときには、円周方向のクラック数が５ヶ所以上に増加することが確認できた。
実施例１～７は、Ｍｄ３０値を－１０℃以下に管理し、平均結晶粒サイズを４５μｍ以上に製造して、Ｍｄ３０（℃）× Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）パラメータ値を－５００以下に制御することで、一軸引張試験で真ひずみ（ｔｒｕｅ ｓｔｒａｉｎ）０．３～０．４区間での加工硬化指数（ｎ）が０．４５～０．５の範囲を有し、チューブ拡管加工及びカーリング加工でクラックが発生しないことが確認された。
比較例１、２、３、１０は、Ｃ＋Ｎ範囲が０．１％を超過して、Ｍｄ３０値は－１０℃以下と低かったが、真ひずみ０．３～０．４区間での加工硬化指数（ｎ）が０．４５以下と低かったので、チューブ拡管加工及びカーリング加工後にクラックが発生した。
比較例６、７、１１、１２、１５、１６、１７、１８、２１、２３は、－５℃以下の低いＭｄ３０値を有するが、４５μｍ未満の微細な結晶粒サイズによって真ひずみ０．３～０．４区間で加工硬化指数（ｎ）が０．４５以下の区間を含むので、チューブ拡管加工及びカーリング加工後にクラックが発生した。
比較例４、５、８、９、１３、１４、１９、２０は、０℃以上の高いＭｄ３０値によって真ひずみ０．３～０．４区間で加工硬化指数（ｎ）が０．５以上の範囲を含み、これによって、チューブ拡管加工及びカーリング加工後に多くの加工誘起マルテンサイトを生成して、時効割れによるクラックが発生した。
限界絞り比及び拡管率の評価
表１に記載した実施例と比較例の鋼種のうちその一部に対して時効割れ限界絞り比とホール拡管率（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｅ、ＨＥＲ）を測定した。
時効割れ限界絞り比は、時効割れが発生しない限界絞り比であって、絞り加工時の素材の最大直径（Ｄ）とパンチ直径（Ｄ’）の比（Ｄ／Ｄ’）を意味する。
図３は、ホール拡管率の評価方法を示す模式図である。図３の評価方法を用いて上記の式（２）によってホール拡管率を測定した。
Figure 0007190559000003
図４は、本発明の実施例による事項割れ限界搾り比とホール拡管率の範囲を示すグラフである。燃料注入管チューブの５段階拡管加工及びカーリング加工後にもクラックが発生しない健全な成形性を確保するためには、材料の十分なホール拡管性及び耐時効割れ抵抗性が要求される。実施例１～７は、Ｍｄ３０値を－１０℃以下に管理し、平均結晶粒サイズを４５μｍ以上に製造して、Ｍｄ３０（℃）×Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ（μｍ）パラメータ値を－５００以下に制御することで、２．９７以上の時効割れ限界絞り比と７２％以上のホール拡管率（ＨＥＲ）を同時に満足した。図４の四角形ボックス内の実施例は、本発明の時効割れ限界絞り比及びホール拡管率を全て満足することが分かる。
比較例２、６、７、１２、１５、２３は、－５℃以下の低いＭｄ３０値を有するが、３０μｍ以下の微細な結晶粒サイズにより７０％以下の拡管率を示した。
比較例４、５、８、９、１４、１９、２０は、０℃以上の高いＭｄ３０値により２．９７未満の時効割れ限界絞り比を示した。
以上、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明はこれに限定されず、該当技術分野において通常の知識を有した者であれば、次に記載する特許請求の範囲の概念と範囲を脱しない範囲内で多様に変更及び変形が可能であることを理解すべきである。
本発明の実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、拡管加工性と耐時効割れ性に優れるため、自動車の燃料注入管への成形時にクラックを防止することができるので、炭素鋼を代替して複雑な形状の自動車の燃料注入管への適用が可能である。

Claims (4)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０１～０．０５６％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｃｒ：１６．０～２０．０％、Ｎｉ：６．０～１０．０％、Ｃｕ：０．１～２．０％、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎ：０．０３５～０．０７％、残りＦｅ及び不可避な不純物からなり、
    Ｃ＋Ｎは、０．０６～０．１％の範囲を満足し、
    下記式（１）で表示されるＭｄ３０値は、－１０℃以下であり、
    平均結晶粒サイズは、４２μｍ以上であり、
    下記式（１）で表示される前記Ｍｄ３０（℃）値と前記平均結晶粒サイズ（μｍ）の積が－５００未満を満足することを特徴とする拡管加工性と耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
    （１）Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２＊（Ｃ＋Ｎ）－９．２＊Ｓｉ－８．１＊Ｍｎ－１３．７＊Ｃｒ－２９＊（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５＊Ｍｏ
    （ここで、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、各元素の含量（重量％）を意味する）
  2. 真ひずみ０．３～０．４範囲での加工硬化指数ｎ値が０．４５～０．５の範囲を満足す
    ることを特徴とする請求項１に記載の拡管加工性と耐時効割れ性に優れたオーステナイト
    系ステンレス鋼。
  3. 前記ステンレス鋼の時効割れ限界絞り比（Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｄｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）は、２．９７以上であることを特徴とする請求項１に記載の拡管加工性と耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
  4. 下記式（２）で表示されるホール拡管率（ＨＥＲ）が７２％以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の拡管加工性と耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
    （２）ＨＥＲ＝（Ｄｈ－Ｄ０）／Ｄ０×１００
    （ここで、Ｄｈは、破断後の内径、Ｄ０は、初期内径を意味する）
JP2021513967A 2018-09-13 2019-08-22 拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 Active JP7190559B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180109790A KR102120700B1 (ko) 2018-09-13 2018-09-13 확관가공성 및 내시효균열성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강
KR10-2018-0109790 2018-09-13
PCT/KR2019/010718 WO2020054999A1 (ko) 2018-09-13 2019-08-22 확관가공성 및 내시효균열성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2022500553A JP2022500553A (ja) 2022-01-04
JP7190559B2 true JP7190559B2 (ja) 2022-12-15

Family

ID=69778394

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021513967A Active JP7190559B2 (ja) 2018-09-13 2019-08-22 拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11959159B2 (ja)
EP (1) EP3835450A4 (ja)
JP (1) JP7190559B2 (ja)
KR (1) KR102120700B1 (ja)
CN (1) CN112805398B (ja)
WO (1) WO2020054999A1 (ja)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102120700B1 (ko) 2018-09-13 2020-06-09 주식회사 포스코 확관가공성 및 내시효균열성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강
EP3858684A1 (en) * 2020-01-28 2021-08-04 Outokumpu Oyj Expanded tube for a motor vehicle crash box and manufacturing method for it
KR102448741B1 (ko) * 2020-08-31 2022-09-30 주식회사 포스코 심가공성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강
CN112647025A (zh) * 2020-12-16 2021-04-13 无锡腾跃特种钢管有限公司 一种高性能不锈钢钢管的制造工艺
CN114318176A (zh) * 2021-12-24 2022-04-12 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 一种软质304l不锈钢制造方法、不锈钢及应用

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003129188A (ja) 2001-10-16 2003-05-08 Nisshin Steel Co Ltd ステンレス鋼製フレキシブル管又はダクト管
JP2009299171A (ja) 2008-06-17 2009-12-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 微細粒組織を有するプレス成形用オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2020532645A (ja) 2017-08-21 2020-11-12 ポスコＰｏｓｃｏ 加工性および耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびこれを用いたドローイング加工品

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR950009223B1 (ko) * 1993-08-25 1995-08-18 포항종합제철주식회사 프레스 성형성, 열간가공성 및 고온내산화성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강
JPH07197199A (ja) * 1993-12-29 1995-08-01 Nkk Corp 穴拡げ加工時に発生する形状凍結量の異方性の小さいオーステナイト系ステンレス鋼
JP3464297B2 (ja) * 1994-08-31 2003-11-05 日新製鋼株式会社 高速温間絞り成形用オーステナイト系ステンレス鋼板およびその温間絞り成型法
JP3534886B2 (ja) 1995-03-24 2004-06-07 日新製鋼株式会社 耐ポケットウエーブ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JPH08283915A (ja) * 1995-04-12 1996-10-29 Nkk Corp 加工性に優れたオーステナイトステンレス鋼
JPH09310155A (ja) * 1996-05-16 1997-12-02 Nkk Corp 加工後の表面特性に優れたオーステナイトステンレス鋼
ES2294013T3 (es) 2000-08-01 2008-04-01 Nisshin Steel Co., Ltd. Tuberia de suministro de petroleo de acero inoxidable.
JP3696552B2 (ja) * 2001-04-12 2005-09-21 日新製鋼株式会社 加工性，冷間鍛造性に優れた軟質ステンレス鋼板
US7014719B2 (en) 2001-05-15 2006-03-21 Nisshin Steel Co., Ltd. Austenitic stainless steel excellent in fine blankability
KR100545092B1 (ko) 2001-12-18 2006-01-24 주식회사 포스코 성형성 및 내시효균열성이 우수한 연질 오스테나이트계 스테인레스강 제조방법
JP4221569B2 (ja) 2002-12-12 2009-02-12 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
SE533635C2 (sv) * 2009-01-30 2010-11-16 Sandvik Intellectual Property Austenitisk rostfri stållegering med låg nickelhalt, samt artikel därav
CN101994068B (zh) * 2009-08-25 2012-12-26 宝山钢铁股份有限公司 奥氏体不锈钢钢板
KR20140131214A (ko) 2013-05-03 2014-11-12 주식회사 포스코 시효균열 저항성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강
WO2016043125A1 (ja) * 2014-09-17 2016-03-24 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板
JP6438253B2 (ja) 2014-09-26 2018-12-12 エア・ウォーターＮｖ株式会社 遊技用鋼球およびその製造方法
KR102120700B1 (ko) 2018-09-13 2020-06-09 주식회사 포스코 확관가공성 및 내시효균열성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003129188A (ja) 2001-10-16 2003-05-08 Nisshin Steel Co Ltd ステンレス鋼製フレキシブル管又はダクト管
JP2009299171A (ja) 2008-06-17 2009-12-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 微細粒組織を有するプレス成形用オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2020532645A (ja) 2017-08-21 2020-11-12 ポスコＰｏｓｃｏ 加工性および耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびこれを用いたドローイング加工品

Also Published As

Publication number Publication date
EP3835450A4 (en) 2021-07-14
KR102120700B1 (ko) 2020-06-09
CN112805398A (zh) 2021-05-14
EP3835450A1 (en) 2021-06-16
US11959159B2 (en) 2024-04-16
CN112805398B (zh) 2022-09-30
WO2020054999A1 (ko) 2020-03-19
KR20200030943A (ko) 2020-03-23
JP2022500553A (ja) 2022-01-04
US20220049333A1 (en) 2022-02-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7190559B2 (ja) 拡管加工性及び耐時効割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
CA2979511C (en) A method of producing a tube of a duplex stainless steel
US10060003B2 (en) Austenitic stainless steel sheet and metal gasket
WO2020003720A1 (ja) 中空スタビライザー製造用の電縫鋼管、中空スタビライザー、及びそれらの製造方法
CN103261451B (zh) 安全气囊用钢管的制造方法
KR20070116976A (ko) 벨로스 소관용 페라이트계 스테인리스 강판
JP4302678B2 (ja) 燃料タンク用フェライト系ステンレス鋼板
CN111247265B (zh) 加工性和抗季裂性优异的奥氏体不锈钢及利用它的拉伸加工产品
JP4752621B2 (ja) ベローズ素管用フェライト系ステンレス鋼板
JP4752620B2 (ja) ベローズ素管用フェライト系ステンレス鋼板
KR101344620B1 (ko) 고강도 강판
JP2008138231A (ja) 穴広げ性に優れた熱延複合組織鋼板およびその製造方法
JP4752619B2 (ja) ベローズ素管用フェライト系ステンレス鋼板
JP2008266750A (ja) 加工性に優れた鋼管及びその製造方法
CN112912528B (zh) 用于夹紧装置的高强度铁素体不锈钢及其制造方法
JP2018538441A (ja) 剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR101783107B1 (ko) 오스테나이트와 마르텐사이트의 2상 조직을 갖는 스테인리스강
JP3510787B2 (ja) 曲げ性の優れた高強度高靭性ステンレス鋼板
KR20170059071A (ko) 오스테나이트와 마르텐사이트의 2상 조직을 갖는 스테인리스강의 제조방법
JP4654818B2 (ja) 高剛性鋼管およびその製造方法
KR101412443B1 (ko) 강 제품 제조 방법 및 이에 이용되는 강판 제조 방법
KR101412340B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR101443447B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2019178362A (ja) フェライト系ステンレス鋼管用鋼板
KR20130110647A (ko) 열연강판 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20210312

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20220405

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20220705

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20221115

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20221205

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7190559

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

S531 Written request for registration of change of domicile

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R371 Transfer withdrawn

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350