JP2000160299A - 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼Info
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- JP2000160299A JP2000160299A JP10331572A JP33157298A JP2000160299A JP 2000160299 A JP2000160299 A JP 2000160299A JP 10331572 A JP10331572 A JP 10331572A JP 33157298 A JP33157298 A JP 33157298A JP 2000160299 A JP2000160299 A JP 2000160299A
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- ferritic stainless
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 スラブ段階で６０％以上の等軸晶率をもち、
耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼を得
る。 【構成】 このフェライト系ステンレス鋼は、Ｃｒ：９
〜３２％，Ｃ：０．１５％以下，Ｓｉ：１．０％以下，
Ｍｎ：１．０％以下，Ｎ：０．００３〜０．０６％，Ｔ
ｉ：０．０１〜１．０％を含み、ＴｉＮ単独の介在物の
面積率が０．０１％以上である。 【効果】 ＴｉＮ系介在物の形態制御により、深絞り，
曲げ等の加工性が改善される。
耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼を得
る。 【構成】 このフェライト系ステンレス鋼は、Ｃｒ：９
〜３２％，Ｃ：０．１５％以下，Ｓｉ：１．０％以下，
Ｍｎ：１．０％以下，Ｎ：０．００３〜０．０６％，Ｔ
ｉ：０．０１〜１．０％を含み、ＴｉＮ単独の介在物の
面積率が０．０１％以上である。 【効果】 ＴｉＮ系介在物の形態制御により、深絞り，
曲げ等の加工性が改善される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＴｉＮの形態制御によ
り等軸晶率を高め、耐リジング性を改善したフェライト
系ステンレス鋼に関する。
り等軸晶率を高め、耐リジング性を改善したフェライト
系ステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系
ステンレス鋼は、優れた加工性や耐食性をもち、比較的
安価な材料であることから、厨房機器，電気機器，自動
車用材料等として広範な分野で使用されている。しか
し、フェライト系ステンレス鋼の連鋳片を圧延して製造
した鋼板に深絞り，曲げ等の冷間加工を施すと、リジン
グと呼ばれている縞状の起伏が圧延方向に沿って発生
し、製品の外観が著しく損われることがある。リジング
の発生は、連続鋳造時に生成した粗大な柱状晶組織が熱
延工程で十分に破壊されることなく、しかも粗大な集合
組織（以下、バンド状組織という）が残存することに原
因があると一般的に考えられている。リジング又はバン
ド状組織の発生を抑制するため、連続鋳造法でスラブを
製造する際に等軸晶率を大きくする方法（特開平９−４
９０１０号公報，特開平１−１１８３４１号公報），熱
延後に冷延及び焼鈍を複数回繰り返して再結晶により組
織を微細化する方法等が採用されている。
ステンレス鋼は、優れた加工性や耐食性をもち、比較的
安価な材料であることから、厨房機器，電気機器，自動
車用材料等として広範な分野で使用されている。しか
し、フェライト系ステンレス鋼の連鋳片を圧延して製造
した鋼板に深絞り，曲げ等の冷間加工を施すと、リジン
グと呼ばれている縞状の起伏が圧延方向に沿って発生
し、製品の外観が著しく損われることがある。リジング
の発生は、連続鋳造時に生成した粗大な柱状晶組織が熱
延工程で十分に破壊されることなく、しかも粗大な集合
組織（以下、バンド状組織という）が残存することに原
因があると一般的に考えられている。リジング又はバン
ド状組織の発生を抑制するため、連続鋳造法でスラブを
製造する際に等軸晶率を大きくする方法（特開平９−４
９０１０号公報，特開平１−１１８３４１号公報），熱
延後に冷延及び焼鈍を複数回繰り返して再結晶により組
織を微細化する方法等が採用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】冷延及び焼鈍を複数回
繰り返す方法は、組織を微細化しバンド状組織を消滅さ
せる有効な方法である。しかし、複数回の冷延及び焼鈍
を必要とするため、工程に負荷がかかり、製造コストを
上昇させることになり、大量生産鋼種には適さない。連
続鋳造法でスラブを製造する段階で等軸晶率を大きくす
る方法は、冷延及び焼鈍を複数回繰り返す必要がないこ
とから、工業的に有利な方法である。等軸晶率を大きく
する方法としては、比較的低温で鋳造する方法，溶鋼を
電磁攪拌しながら鋳造する方法等がある。
繰り返す方法は、組織を微細化しバンド状組織を消滅さ
せる有効な方法である。しかし、複数回の冷延及び焼鈍
を必要とするため、工程に負荷がかかり、製造コストを
上昇させることになり、大量生産鋼種には適さない。連
続鋳造法でスラブを製造する段階で等軸晶率を大きくす
る方法は、冷延及び焼鈍を複数回繰り返す必要がないこ
とから、工業的に有利な方法である。等軸晶率を大きく
する方法としては、比較的低温で鋳造する方法，溶鋼を
電磁攪拌しながら鋳造する方法等がある。
【０００４】ところが、低温鋳造では、溶鋼の凝固温度
近くまで鋳込み温度を下げて鋳造することが必要にな
り、操業中にノズル詰り等のトラブルが発生しやすくな
り、量産的な操業ベースでは実施に困難が伴う。他方、
電磁攪拌は、凝固組織の等軸晶化に有効であるものの、
安定的に達成可能な等軸晶率は４０〜５０％程度に過ぎ
ず、通常圧延によってリジング性に優れた鋼板が得られ
る等軸晶率の下限６０％には及ばない。ところで、フェ
ライト系ステンレス鋼にＴｉを添加し、溶鋼中に析出し
たＴｉＮをフェライトの凝固核として利用するとき、凝
固組織が容易に等軸晶化することが知られている。しか
し、鋼種によっては、単にＴｉ添加だけでは組織が必ず
しも等軸晶化しないことがある。また、過剰なＴｉ添加
は、ノズル詰り，表面疵発生等の原因になる。
近くまで鋳込み温度を下げて鋳造することが必要にな
り、操業中にノズル詰り等のトラブルが発生しやすくな
り、量産的な操業ベースでは実施に困難が伴う。他方、
電磁攪拌は、凝固組織の等軸晶化に有効であるものの、
安定的に達成可能な等軸晶率は４０〜５０％程度に過ぎ
ず、通常圧延によってリジング性に優れた鋼板が得られ
る等軸晶率の下限６０％には及ばない。ところで、フェ
ライト系ステンレス鋼にＴｉを添加し、溶鋼中に析出し
たＴｉＮをフェライトの凝固核として利用するとき、凝
固組織が容易に等軸晶化することが知られている。しか
し、鋼種によっては、単にＴｉ添加だけでは組織が必ず
しも等軸晶化しないことがある。また、過剰なＴｉ添加
は、ノズル詰り，表面疵発生等の原因になる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、鋼中に分散析出
するＴｉＮを形態制御することにより、等軸晶率を高
め、耐リジング性を改善したフェライト系ステンレス鋼
を提供することを目的とする。本発明のフェライト系ス
テンレス鋼は、その目的を達成するため、Ｃｒ：９〜３
２重量％，Ｃ：０．１５重量％以下，Ｓｉ：１．０重量
％以下，Ｍｎ：１．０重量％以下，Ｎ：０．００３〜
０．０６重量％，Ｔｉ：０．０１〜１．０重量％，残部
が実質的にＦｅの組成をもち、ＴｉＮ単独の介在物が面
積率で０．０１％以上存在することを特徴とする。
題を解消すべく案出されたものであり、鋼中に分散析出
するＴｉＮを形態制御することにより、等軸晶率を高
め、耐リジング性を改善したフェライト系ステンレス鋼
を提供することを目的とする。本発明のフェライト系ス
テンレス鋼は、その目的を達成するため、Ｃｒ：９〜３
２重量％，Ｃ：０．１５重量％以下，Ｓｉ：１．０重量
％以下，Ｍｎ：１．０重量％以下，Ｎ：０．００３〜
０．０６重量％，Ｔｉ：０．０１〜１．０重量％，残部
が実質的にＦｅの組成をもち、ＴｉＮ単独の介在物が面
積率で０．０１％以上存在することを特徴とする。
【０００６】
【作用】溶鋼に添加したＴｉは、溶鋼中のＮと反応しＴ
ｉＮとして析出する。ＴｉＮの析出物は、フェライトの
凝固核として働き、等軸晶率を増大させる。しかし、単
にＴｉを添加するだけでは、高い等軸晶率が得られな
い。本発明者等は、このＴｉ添加が等軸晶率に及ぼす影
響に付いて介在物，特にＴｉＮ系介在物の形態面から調
査・研究した。スラブサンプルで検出される介在物は、
鋼種によっても異なるが、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 系（以
下、スピネル系という）又はＡｌ2 Ｏ3 系（以下、アル
ミナ系という）等の酸化物系介在物，ＴｉＮ等の窒化物
系介在物，ＭｎＳ等の硫化物系介在物等がある。
ｉＮとして析出する。ＴｉＮの析出物は、フェライトの
凝固核として働き、等軸晶率を増大させる。しかし、単
にＴｉを添加するだけでは、高い等軸晶率が得られな
い。本発明者等は、このＴｉ添加が等軸晶率に及ぼす影
響に付いて介在物，特にＴｉＮ系介在物の形態面から調
査・研究した。スラブサンプルで検出される介在物は、
鋼種によっても異なるが、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 系（以
下、スピネル系という）又はＡｌ2 Ｏ3 系（以下、アル
ミナ系という）等の酸化物系介在物，ＴｉＮ等の窒化物
系介在物，ＭｎＳ等の硫化物系介在物等がある。
【０００７】このうち、ＴｉＮ系介在物には、図１に示
すように酸化物系介在物と複合した複合型ＴｉＮ（ａ）
と、酸化物系介在物と複合せずに単独で存在する単独型
ＴｉＮ（ｂ）の２種類があることが判った。ＴｉＮと複
合する酸化物系としてはスピネル系やアルミナ系酸化物
が代表的なものであるが、他にＭｎＯやシリケート系の
酸化物もＴｉＮと複合する。ＴｉＮと酸化物形介在物の
複合形態を調査したところ、ＴｉＮの中心に酸化物が存
在することが多いが、酸化物とＴｉＮが集合・合体した
形態も認められた。次いで、フェライトの凝固核として
有効なＴｉＮの形態を明らかにするため、ＴｉＮの形態
と等軸晶率との関係を調査した。その結果、等軸晶率が
高いサンプルでは単独型ＴｉＮの割合が多く、等軸晶率
が低いサンプルでは複合型ＴｉＮの割合が多いことが判
った。単独型ＴｉＮ及び複合型ＴｉＮで等軸晶率に差が
現れることは、フェライトの凝固核としての働きが複合
型ＴｉＮに比較して単独型ＴｉＮが格段に強いことを意
味する。
すように酸化物系介在物と複合した複合型ＴｉＮ（ａ）
と、酸化物系介在物と複合せずに単独で存在する単独型
ＴｉＮ（ｂ）の２種類があることが判った。ＴｉＮと複
合する酸化物系としてはスピネル系やアルミナ系酸化物
が代表的なものであるが、他にＭｎＯやシリケート系の
酸化物もＴｉＮと複合する。ＴｉＮと酸化物形介在物の
複合形態を調査したところ、ＴｉＮの中心に酸化物が存
在することが多いが、酸化物とＴｉＮが集合・合体した
形態も認められた。次いで、フェライトの凝固核として
有効なＴｉＮの形態を明らかにするため、ＴｉＮの形態
と等軸晶率との関係を調査した。その結果、等軸晶率が
高いサンプルでは単独型ＴｉＮの割合が多く、等軸晶率
が低いサンプルでは複合型ＴｉＮの割合が多いことが判
った。単独型ＴｉＮ及び複合型ＴｉＮで等軸晶率に差が
現れることは、フェライトの凝固核としての働きが複合
型ＴｉＮに比較して単独型ＴｉＮが格段に強いことを意
味する。
【０００８】そこで、単独型ＴｉＮ及び複合型ＴｉＮの
割合を面積率で求め、面積率と等軸晶率との定量的な関
係を解明した。その結果、単独型ＴｉＮの面積率が０．
０１％以上になると、特別な装置や困難な鋳造条件を必
要とすることなく、等軸晶率６０％以上のスラブが製造
され、優れた耐リジング性をもつフェライト系ステンレ
ス鋼が得られることを見出した。なお、介在物の面積率
は、ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定する介在物清浄度測定方
法に準じて測定される。単独型ＴｉＮを多くするために
は、鋳造前までの段階で複合型ＴｉＮが結合して析出す
る酸化物系介在物の量を少なくする方法が採用される。
たとえば、精錬時に十分な脱酸により酸化物系介在物の
浮上分離を促進させると、鋳造の前までの酸化物系介在
物は減少しているので、鋳造時に析出するＴｉＮは単独
型ＴｉＮが多くなる。
割合を面積率で求め、面積率と等軸晶率との定量的な関
係を解明した。その結果、単独型ＴｉＮの面積率が０．
０１％以上になると、特別な装置や困難な鋳造条件を必
要とすることなく、等軸晶率６０％以上のスラブが製造
され、優れた耐リジング性をもつフェライト系ステンレ
ス鋼が得られることを見出した。なお、介在物の面積率
は、ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定する介在物清浄度測定方
法に準じて測定される。単独型ＴｉＮを多くするために
は、鋳造前までの段階で複合型ＴｉＮが結合して析出す
る酸化物系介在物の量を少なくする方法が採用される。
たとえば、精錬時に十分な脱酸により酸化物系介在物の
浮上分離を促進させると、鋳造の前までの酸化物系介在
物は減少しているので、鋳造時に析出するＴｉＮは単独
型ＴｉＮが多くなる。
【０００９】ＴｉＮの形態制御により等軸晶率を増大さ
せることは、各種フェライト系ステンレス鋼に適用され
るが、本発明で対象とするフェライト系ステンレス鋼に
は次の合金成分が含まれている。Ｃｒ：９〜３２重量％ 耐食性を確保する上では、Ｃｒ含有量は高いほど好まし
いが、経済性の観点から本発明ではＣｒ含有量を９〜３
２重量％の範囲に設定した。Ｃ：０．１５重量％以下 耐食性や製造性の点からＣ含有量は低いほど好ましく、
本発明ではＣ含有量を０．１５重量％以下とした。
せることは、各種フェライト系ステンレス鋼に適用され
るが、本発明で対象とするフェライト系ステンレス鋼に
は次の合金成分が含まれている。Ｃｒ：９〜３２重量％ 耐食性を確保する上では、Ｃｒ含有量は高いほど好まし
いが、経済性の観点から本発明ではＣｒ含有量を９〜３
２重量％の範囲に設定した。Ｃ：０．１５重量％以下 耐食性や製造性の点からＣ含有量は低いほど好ましく、
本発明ではＣ含有量を０．１５重量％以下とした。
【００１０】Ｓｉ：１．０重量％以下 強度向上に有効な合金成分であるが、過剰に含まれると
加工性が劣化するので、上限を１．０重量％とした。Ｍｎ：１．０重量％以下 製造性を改善すると共に、鋼中に含まれる有害元素Ｓを
ＭｎＳとして固定する作用を呈する。しかし１．０重量
％を超えるＭｎの過剰添加は、耐食性を低下させる原因
となる。Ｎ：０．００３〜０．０６重量％ フェライトの凝固核として利用されるＴｉＮの生成に必
要な合金成分であり、０．００３重量％以上のＮ含有量
でＴｉＮの生成効果が顕著になる。しかし、過剰量のＮ
が含まれるとノズル閉塞、表面疵等の原因となることか
ら、Ｎ含有量の上限を０．０６重量％に設定した。
加工性が劣化するので、上限を１．０重量％とした。Ｍｎ：１．０重量％以下 製造性を改善すると共に、鋼中に含まれる有害元素Ｓを
ＭｎＳとして固定する作用を呈する。しかし１．０重量
％を超えるＭｎの過剰添加は、耐食性を低下させる原因
となる。Ｎ：０．００３〜０．０６重量％ フェライトの凝固核として利用されるＴｉＮの生成に必
要な合金成分であり、０．００３重量％以上のＮ含有量
でＴｉＮの生成効果が顕著になる。しかし、過剰量のＮ
が含まれるとノズル閉塞、表面疵等の原因となることか
ら、Ｎ含有量の上限を０．０６重量％に設定した。
【００１１】Ｔｉ：０．０１〜１．０重量％ フェライトの凝固核として利用されるＴｉＮの生成に必
要な合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定して耐食性を向上さ
せる作用も呈する。しかし、過剰量のＴｉが含まれると
ノズル閉塞，表面疵の原因になることから、Ｔｉ含有量
を０．０１〜１．０重量％の範囲に定めた。更に、耐食
性及び強度向上に有効なＭｏ：３．０重量％以下，強度
向上に有効なＺｒ：１．０重量％以下，強度向上に有効
なＶ：１．０重量％以下や、熱間加工性に有効なＢ及び
／又は希土類金属：０．０５重量％以下を含んでも良
い。更に、他の任意成分としてＹ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｗ，Ｎ
ｂ等の１種又は２種以上を含むこともできる。不純物と
して含まれるＳ，Ｐは、それぞれ０．０２重量％以下及
び０．０５重量％以下に規制されている限り、特性に悪
影響を及ぼすことはない。
要な合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定して耐食性を向上さ
せる作用も呈する。しかし、過剰量のＴｉが含まれると
ノズル閉塞，表面疵の原因になることから、Ｔｉ含有量
を０．０１〜１．０重量％の範囲に定めた。更に、耐食
性及び強度向上に有効なＭｏ：３．０重量％以下，強度
向上に有効なＺｒ：１．０重量％以下，強度向上に有効
なＶ：１．０重量％以下や、熱間加工性に有効なＢ及び
／又は希土類金属：０．０５重量％以下を含んでも良
い。更に、他の任意成分としてＹ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｗ，Ｎ
ｂ等の１種又は２種以上を含むこともできる。不純物と
して含まれるＳ，Ｐは、それぞれ０．０２重量％以下及
び０．０５重量％以下に規制されている限り、特性に悪
影響を及ぼすことはない。
【００１２】
【実施例】実施例１ ３０ｋｇ真空溶解炉を用い、表１に示す各種フェライト
系ステンレス鋼を１６００℃で溶製した。
系ステンレス鋼を１６００℃で溶製した。
【００１３】
【００１４】各溶鋼から得られた鋼塊の厚みに対する等
軸晶帯の厚みの割合を数点測定し、測定値を平均化して
等軸晶率を求めた。また、同じ鋼塊から光学顕微鏡観察
用のサンプルを切り出し、ＪＩＳ Ｇ０５５５「介在物
清浄度測定方法」に準拠して複合型ＴｉＮ及び単独型Ｔ
ｉＮの面積率を測定した。表２の調査結果にみられるよ
うに、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％以上である試
験番号１−１〜１−５（本発明例）では、６０％以上の
高い等軸晶率であった。これに対し、複合型ＴｉＮが多
く、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％より少ない試験
番号１−６〜１−１０（比較例）では、ＴｉＮが溶鋼中
に析出しやすいようにＮ含有量を多くした場合でも６０
％を下回る低い等軸晶率であった。また、単独型ＴｉＮ
の面積率と等軸晶率との関係をグラフ化したところ、図
２に示すように単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％以上
で等軸晶率が急激に６０％以上に高くなっていることが
判った。
軸晶帯の厚みの割合を数点測定し、測定値を平均化して
等軸晶率を求めた。また、同じ鋼塊から光学顕微鏡観察
用のサンプルを切り出し、ＪＩＳ Ｇ０５５５「介在物
清浄度測定方法」に準拠して複合型ＴｉＮ及び単独型Ｔ
ｉＮの面積率を測定した。表２の調査結果にみられるよ
うに、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％以上である試
験番号１−１〜１−５（本発明例）では、６０％以上の
高い等軸晶率であった。これに対し、複合型ＴｉＮが多
く、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％より少ない試験
番号１−６〜１−１０（比較例）では、ＴｉＮが溶鋼中
に析出しやすいようにＮ含有量を多くした場合でも６０
％を下回る低い等軸晶率であった。また、単独型ＴｉＮ
の面積率と等軸晶率との関係をグラフ化したところ、図
２に示すように単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％以上
で等軸晶率が急激に６０％以上に高くなっていることが
判った。
【００１５】
【００１６】実施例２ ＳＵＨ４０９系のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼を
電気炉，転炉，真空脱ガス工程を経て溶製し、スラブに
連続鋳造した。このスラブからサンプルを切り出し、実
施例１と同じ方法で等軸晶率及び複合型ＴｉＮ，単独型
ＴｉＮの面積率を測定した。また、常法に従ってスラブ
を熱間圧延し、得られた熱延板の金属組織を観察し、バ
ンド状組織の有無を調査した。表３の調査結果にみられ
るように、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％以上であ
る試験番号２−１〜２−５（本発明例）では、スラブの
等軸晶率が６０％以上と高く、熱延後の金属組織にもバ
ンド状組織が検出されなかった。他方、試験番号２−６
〜２−１０（比較例）では、何れもスラブの等軸晶率が
６０％に達せず、熱延後の金属組織においてもバンド状
組織が検出された。
電気炉，転炉，真空脱ガス工程を経て溶製し、スラブに
連続鋳造した。このスラブからサンプルを切り出し、実
施例１と同じ方法で等軸晶率及び複合型ＴｉＮ，単独型
ＴｉＮの面積率を測定した。また、常法に従ってスラブ
を熱間圧延し、得られた熱延板の金属組織を観察し、バ
ンド状組織の有無を調査した。表３の調査結果にみられ
るように、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％以上であ
る試験番号２−１〜２−５（本発明例）では、スラブの
等軸晶率が６０％以上と高く、熱延後の金属組織にもバ
ンド状組織が検出されなかった。他方、試験番号２−６
〜２−１０（比較例）では、何れもスラブの等軸晶率が
６０％に達せず、熱延後の金属組織においてもバンド状
組織が検出された。
【００１７】
【００１８】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のフェラ
イト系ステンレス鋼は、単独型ＴｉＮの面積率が０．０
１％以上となるように鋼中に存在するＴｉＮ系介在物を
形態制御し、スラブ段階での等軸晶率を６０％以上と高
くしている。そのため、深絞り，曲げ等の冷間加工を施
した場合にあっても皺状の起伏が発生しない耐リジング
性に優れた材料となり、外観の優れた厨房機器，各種電
気機器，自動車用材料等として広範な分野で使用され
る。
イト系ステンレス鋼は、単独型ＴｉＮの面積率が０．０
１％以上となるように鋼中に存在するＴｉＮ系介在物を
形態制御し、スラブ段階での等軸晶率を６０％以上と高
くしている。そのため、深絞り，曲げ等の冷間加工を施
した場合にあっても皺状の起伏が発生しない耐リジング
性に優れた材料となり、外観の優れた厨房機器，各種電
気機器，自動車用材料等として広範な分野で使用され
る。
【図１】 鋼中に析出する複合型ＴｉＮ（ａ）及び単独
型ＴｉＮ（ｂ）の顕微鏡写真
型ＴｉＮ（ｂ）の顕微鏡写真
【図２】 ＴｉＮ系介在物の形態が等軸晶率に及ぼす影
響を表わしたグラフ
響を表わしたグラフ
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年１１月２４日（１９９８．１１．
２４）
２４）
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 蛭浜 修久 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社技術研究所内 (72)発明者 野口 勇 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社技術研究所内
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃｒ：９〜３２重量％，Ｃ：０．１５重
量％以下，Ｓｉ：１．０重量％以下，Ｍｎ：１．０重量
％以下，Ｎ：０．００３〜０．０６重量％，Ｔｉ：０．
０１〜１．０重量％，残部が実質的にＦｅの組成をも
ち、ＴｉＮ単独の介在物が面積率で０．０１％以上存在
する耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10331572A JP2000160299A (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10331572A JP2000160299A (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000160299A true JP2000160299A (ja) | 2000-06-13 |
Family
ID=18245161
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10331572A Withdrawn JP2000160299A (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000160299A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100430161C (zh) * | 2006-12-27 | 2008-11-05 | 东北大学 | 等轴晶铁素体不锈钢板带的铸轧方法及设备 |
| US20100278684A1 (en) * | 2007-10-10 | 2010-11-04 | Arcelormittal-Stainless France | Process for manufacturing stainless steel containing fine carbonitrides, and product obtained from this process |
| JP2014192012A (ja) * | 2013-03-27 | 2014-10-06 | Nisshin Steel Co Ltd | 接触抵抗の低いステンレス鋼板 |
| JP2015137375A (ja) * | 2014-01-21 | 2015-07-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1998
- 1998-11-20 JP JP10331572A patent/JP2000160299A/ja not_active Withdrawn
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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