JP2001107178A - 発錆増加の少ないＣａ含有鋼 - Google Patents
発錆増加の少ないＣａ含有鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ca含有鋼において従来懸念された、介在物を
起点とした発錆の増加を効果的に抑制する。 【解決手段】 Ca含有鋼中に含まれるCaＯを含有する酸
化物系介在物のうち直径が２μm 以上の酸化物系介在物
の80％以上について、その平衡Ｓ溶解量(%S)inc.が0.03
wt％以下となるように、介在物組成および鋼中Ｓ濃度を
制御する。
起点とした発錆の増加を効果的に抑制する。 【解決手段】 Ca含有鋼中に含まれるCaＯを含有する酸
化物系介在物のうち直径が２μm 以上の酸化物系介在物
の80％以上について、その平衡Ｓ溶解量(%S)inc.が0.03
wt％以下となるように、介在物組成および鋼中Ｓ濃度を
制御する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、発錆増加の少な
いCa含有鋼に関し、特に酸化物系介在物の低融点化によ
るクラスター状の巨大介在物の生成や連続鋳造でのノズ
ル詰まりの発生を防止すると共に、硫化物系介在物の熱
間圧延時における変形能を低下させるために、溶鋼中に
Ca（Ca合金）を添加した場合に懸念される、鋼中に含ま
れるCaＯを含有した酸化物系介在物に起因した製品表面
における錆の発生を効果的に防止しようとするものであ
る。
いCa含有鋼に関し、特に酸化物系介在物の低融点化によ
るクラスター状の巨大介在物の生成や連続鋳造でのノズ
ル詰まりの発生を防止すると共に、硫化物系介在物の熱
間圧延時における変形能を低下させるために、溶鋼中に
Ca（Ca合金）を添加した場合に懸念される、鋼中に含ま
れるCaＯを含有した酸化物系介在物に起因した製品表面
における錆の発生を効果的に防止しようとするものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】低炭素鋼や極低炭素鋼等の普通鋼ならび
に各種ステンレス鋼、特にそれらの薄鋼板においては、
製品表面が美麗であることが要求されている。これらの
鋼は、AlやTi, Si等による脱酸によって低酸素鋼とする
のが一般的であるが、Al脱酸やTi脱酸後の鋼中には通常
10〜80 ppm程度の酸素量に相当する Al2O3やTi酸化物を
主とする酸化物系介在物が不可避的に残留する。このよ
うな Al2O3やTi酸化物を主とする酸化物系介在物は、連
続鋳造においてタンディッシュからモールドへ注湯する
ために使用するイマージョンノズルの内壁に付着堆積
し、ノズルの閉塞を引き起こして安定鋳造を阻害するだ
けでなく、詰まり物の剥離、混入により、鋳片、製品に
おける介在物性欠陥となる。また、ノズル詰まりによっ
て、鋳型内の溶鋼流動に偏流をきたし、鋳型内湯面のパ
ウダーの巻き込みの原因となる。さらに、 Al2O3やTi酸
化物はクラスター状となって薄鋼板の表層部に残留し、
製品板に筋状欠陥を発生させて表面の美麗さを損なう原
因ともなる。
に各種ステンレス鋼、特にそれらの薄鋼板においては、
製品表面が美麗であることが要求されている。これらの
鋼は、AlやTi, Si等による脱酸によって低酸素鋼とする
のが一般的であるが、Al脱酸やTi脱酸後の鋼中には通常
10〜80 ppm程度の酸素量に相当する Al2O3やTi酸化物を
主とする酸化物系介在物が不可避的に残留する。このよ
うな Al2O3やTi酸化物を主とする酸化物系介在物は、連
続鋳造においてタンディッシュからモールドへ注湯する
ために使用するイマージョンノズルの内壁に付着堆積
し、ノズルの閉塞を引き起こして安定鋳造を阻害するだ
けでなく、詰まり物の剥離、混入により、鋳片、製品に
おける介在物性欠陥となる。また、ノズル詰まりによっ
て、鋳型内の溶鋼流動に偏流をきたし、鋳型内湯面のパ
ウダーの巻き込みの原因となる。さらに、 Al2O3やTi酸
化物はクラスター状となって薄鋼板の表層部に残留し、
製品板に筋状欠陥を発生させて表面の美麗さを損なう原
因ともなる。
【０００３】上記したような Al2O3, Ti酸化物に起因し
た問題を解決する方法として、アルミ脱酸した溶鋼にCa
を添加して、CaＯとAl2O3 からなる酸化物組成とする方
法が知られている（例えば特開昭61−276756号公報、特
開昭58−154447号公報、特開平６-49523号公報等）。こ
の方法は、Caの添加によって Al2O3とCaを反応させ、 C
aO・Al2O3, 12CaO・7Al2O3, 3CaO・Al2O3 等を主成分と
する低融点の酸化物を形成させることによって所期した
目的を達成しようとするものである。
た問題を解決する方法として、アルミ脱酸した溶鋼にCa
を添加して、CaＯとAl2O3 からなる酸化物組成とする方
法が知られている（例えば特開昭61−276756号公報、特
開昭58−154447号公報、特開平６-49523号公報等）。こ
の方法は、Caの添加によって Al2O3とCaを反応させ、 C
aO・Al2O3, 12CaO・7Al2O3, 3CaO・Al2O3 等を主成分と
する低融点の酸化物を形成させることによって所期した
目的を達成しようとするものである。
【０００４】一方、耐HIC 鋼やバーリング性を要求され
る薄板用鋼では、鋼中のMnＳが耐HIC 特性やバーリング
性に悪影響を及ぼすために、Caを添加してMnＳの生成を
抑制する方法が知られている（例えば特開昭56−9317号
公報）。しかしながら、溶鋼中へCaを添加すると、この
Caが鋼中のＳと反応してCaＳを形成するが、このCaＳが
発錆の原因となる。
る薄板用鋼では、鋼中のMnＳが耐HIC 特性やバーリング
性に悪影響を及ぼすために、Caを添加してMnＳの生成を
抑制する方法が知られている（例えば特開昭56−9317号
公報）。しかしながら、溶鋼中へCaを添加すると、この
Caが鋼中のＳと反応してCaＳを形成するが、このCaＳが
発錆の原因となる。
【０００５】この点、特開平６-559号公報では、かよう
な発錆を防止するために、鋼中に残留するCa量を５ppm
以上 10ppm未満とすることを提案しているが、たとえCa
量を10 ppm未満にしても、鋼中に残留する酸化物組成が
適正でない場合、特に介在物中のCaＯ濃度が高い場合に
は、鋼中に残留するCaＯ含有酸化物の周囲にCaＳが生成
し、それが起点となって錆が生成する。その結果、製品
の発錆までの時間が短くなって、錆の発生量が増加し、
製品の表面性状の劣化を余儀なくされる。
な発錆を防止するために、鋼中に残留するCa量を５ppm
以上 10ppm未満とすることを提案しているが、たとえCa
量を10 ppm未満にしても、鋼中に残留する酸化物組成が
適正でない場合、特に介在物中のCaＯ濃度が高い場合に
は、鋼中に残留するCaＯ含有酸化物の周囲にCaＳが生成
し、それが起点となって錆が生成する。その結果、製品
の発錆までの時間が短くなって、錆の発生量が増加し、
製品の表面性状の劣化を余儀なくされる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述した
ように、ノズル詰まりの防止、 Al2O3やTi酸化物の無害
化および硫化物の制御などを目的としてCaを添加した鋼
において、従来問題となっていた、介在物に起因した発
錆を有利に解決することを目的とする。
ように、ノズル詰まりの防止、 Al2O3やTi酸化物の無害
化および硫化物の制御などを目的としてCaを添加した鋼
において、従来問題となっていた、介在物に起因した発
錆を有利に解決することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成するために鋭意検討を重ねた結果、鋼中に
残留するCaＯ含有酸化物系介在物が全てその周囲にCaＳ
を生成し、発錆の起点となるのではなく、その組成によ
っては酸化物中のＳの溶解度が低下し、温度低下時、凝
固時においても介在物周囲でのCaＳの生成が少なく、発
錆の起点となりにくい酸化物も存在するという新規知見
を得た。この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。
の目的を達成するために鋭意検討を重ねた結果、鋼中に
残留するCaＯ含有酸化物系介在物が全てその周囲にCaＳ
を生成し、発錆の起点となるのではなく、その組成によ
っては酸化物中のＳの溶解度が低下し、温度低下時、凝
固時においても介在物周囲でのCaＳの生成が少なく、発
錆の起点となりにくい酸化物も存在するという新規知見
を得た。この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。
【０００８】すなわち、この発明は、Ca含有鋼中に含ま
れるCaＯを含有する酸化物系介在物のうち直径が２μm
以上の酸化物系介在物の80％以上について、その平衡Ｓ
溶解量(%S)inc.が0.03wt％以下となるように、介在物組
成および鋼中Ｓ濃度を制御したことを特徴とする、発錆
増加の少ないCa含有鋼である。
れるCaＯを含有する酸化物系介在物のうち直径が２μm
以上の酸化物系介在物の80％以上について、その平衡Ｓ
溶解量(%S)inc.が0.03wt％以下となるように、介在物組
成および鋼中Ｓ濃度を制御したことを特徴とする、発錆
増加の少ないCa含有鋼である。
【０００９】この発明において、平衡Ｓ溶解量(%S)inc.
としては、前記酸化物系介在物の組成から計算される光
学的塩基度、鋳造温度および鋼の成分をパラメータとし
て下記式(1) によって計算される値を用いることが好ま
しい。 記 log(%S)inc.＝(21920-54640Λ)/Ｔ＋43.6Λ−23.9−log[ａ0]＋log[wt%S] --- (1) ここで、 Ｔ：連続鋳造時の鋳造温度（Ｋ） [wt%S]：鋼中Ｓ濃度 [ａ0]：連続鋳造時の鋳造温度での溶鋼の酸素活量 ・Al脱酸時 logａ0 ＝(-64000/Ｔ+20.57-2log[wt%Al]-0.086[wt%Al]
-0.102[wt%Si]) ／３ ・Ti脱酸時 logａ0 ＝(-60709/Ｔ+20.97-2log[wt%Ti]-0.084[wt%T
i])／３ ただし、Al, Ti含有時はａ0 が小さい方を選択 Λ：酸化物系介在物の光学的塩基度 Λ＝ 1.0Ｘ(CaO)+ 0.605Ｘ(Al203)+0.61Ｘ(TiO2)＋0.78Ｘ(MgO)+0.48Ｘ(SiO2) ＋0.55Ｘ(Cr203)+0.59Ｘ(MnO) --- (2) Ｘ(MmOn)：酸化物の陽イオン等量 Ｘ(MmOn)＝ｎ×Ｎ(MmOn)／Σ（ｎ×Ｎ(MmOn)） --- (3) Ｎ(MmOn)：酸化物のモル分率 ｎ：酸化物中の酸素の価数
としては、前記酸化物系介在物の組成から計算される光
学的塩基度、鋳造温度および鋼の成分をパラメータとし
て下記式(1) によって計算される値を用いることが好ま
しい。 記 log(%S)inc.＝(21920-54640Λ)/Ｔ＋43.6Λ−23.9−log[ａ0]＋log[wt%S] --- (1) ここで、 Ｔ：連続鋳造時の鋳造温度（Ｋ） [wt%S]：鋼中Ｓ濃度 [ａ0]：連続鋳造時の鋳造温度での溶鋼の酸素活量 ・Al脱酸時 logａ0 ＝(-64000/Ｔ+20.57-2log[wt%Al]-0.086[wt%Al]
-0.102[wt%Si]) ／３ ・Ti脱酸時 logａ0 ＝(-60709/Ｔ+20.97-2log[wt%Ti]-0.084[wt%T
i])／３ ただし、Al, Ti含有時はａ0 が小さい方を選択 Λ：酸化物系介在物の光学的塩基度 Λ＝ 1.0Ｘ(CaO)+ 0.605Ｘ(Al203)+0.61Ｘ(TiO2)＋0.78Ｘ(MgO)+0.48Ｘ(SiO2) ＋0.55Ｘ(Cr203)+0.59Ｘ(MnO) --- (2) Ｘ(MmOn)：酸化物の陽イオン等量 Ｘ(MmOn)＝ｎ×Ｎ(MmOn)／Σ（ｎ×Ｎ(MmOn)） --- (3) Ｎ(MmOn)：酸化物のモル分率 ｎ：酸化物中の酸素の価数
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、この発明を完成させるに至
った実験結果について説明する。Ar雰囲気の高周波溶解
炉にて、極低炭素鋼（Ｃ：0.0015〜0.0025wt％, Mn：0.
15〜0.22wt％, Ｐ：0.008 〜0.015 wt％, Ｓ：0.002 〜
0.020 wt％）を、Si脱酸後（Si：0.01〜2.0 wt％）、Al
脱酸またはTi脱酸またはAl−Ti脱酸した後、Ca添加（Fe
−Ca, CaSi, Ca：0.0005〜0.0040wt％）を施して、酸化
物組成を、Al2O3,Ti酸化物，Al2O3-Ti酸化物、またはSi
O2を含有する酸化物から、さらにCaＯを含有する酸化物
に制御した。この際、Al, Ti, SiおよびCaの濃度を変え
ることによって、鋼中の酸化物組成を変更した。この溶
鋼を鋳造し、鋼塊中における大きさが２μm 以上の介在
物について、その組成および形態をEPMAおよびSEM-EDX
によって調査した。また、この鋼塊を圧延した薄鋼板か
ら試験片を採取し、この試験片を恒温恒湿槽試験器（温
度：60℃、湿度：95％）にて24時間の曝露試験を行っ
た。そして、暴露試験を行った試験片中の介在物につい
てもその組成および形態をEPMA、SEM-EDX にて調査し、
発錆と酸化物組成との関係を求めた。
った実験結果について説明する。Ar雰囲気の高周波溶解
炉にて、極低炭素鋼（Ｃ：0.0015〜0.0025wt％, Mn：0.
15〜0.22wt％, Ｐ：0.008 〜0.015 wt％, Ｓ：0.002 〜
0.020 wt％）を、Si脱酸後（Si：0.01〜2.0 wt％）、Al
脱酸またはTi脱酸またはAl−Ti脱酸した後、Ca添加（Fe
−Ca, CaSi, Ca：0.0005〜0.0040wt％）を施して、酸化
物組成を、Al2O3,Ti酸化物，Al2O3-Ti酸化物、またはSi
O2を含有する酸化物から、さらにCaＯを含有する酸化物
に制御した。この際、Al, Ti, SiおよびCaの濃度を変え
ることによって、鋼中の酸化物組成を変更した。この溶
鋼を鋳造し、鋼塊中における大きさが２μm 以上の介在
物について、その組成および形態をEPMAおよびSEM-EDX
によって調査した。また、この鋼塊を圧延した薄鋼板か
ら試験片を採取し、この試験片を恒温恒湿槽試験器（温
度：60℃、湿度：95％）にて24時間の曝露試験を行っ
た。そして、暴露試験を行った試験片中の介在物につい
てもその組成および形態をEPMA、SEM-EDX にて調査し、
発錆と酸化物組成との関係を求めた。
【００１１】図１に、鋼塊中の介在物のEPMA測定結果を
示す。同図に示したとおり、低融点のCaＯ濃度の高い C
aO−Al2O3 介在物（47wt%CaO-51wt%Al2O3-2wt%Ti2O3)で
は、介在物の内部および周囲にCaＳが析出しているのに
対し、CaＯ濃度の低い CaO-Ti2O3-Al2O3介在物（23wt%C
aO-28wt%Al2O3-47wt%Ti2O3) では、介在物の内部および
周囲にCaＳはほとんど析出していない。また、酸化物中
にCaＳの析出している鋼塊の薄鋼板では、発錆量が多
く、しかも酸化物を起点として錆が生成していることが
判明した。
示す。同図に示したとおり、低融点のCaＯ濃度の高い C
aO−Al2O3 介在物（47wt%CaO-51wt%Al2O3-2wt%Ti2O3)で
は、介在物の内部および周囲にCaＳが析出しているのに
対し、CaＯ濃度の低い CaO-Ti2O3-Al2O3介在物（23wt%C
aO-28wt%Al2O3-47wt%Ti2O3) では、介在物の内部および
周囲にCaＳはほとんど析出していない。また、酸化物中
にCaＳの析出している鋼塊の薄鋼板では、発錆量が多
く、しかも酸化物を起点として錆が生成していることが
判明した。
【００１２】他の鋼塊の介在物組成についても数多く調
査し、酸化物組成とCaＳの析出状態および発錆状況から
検討を重ねた結果、CaＯ濃度が高いすなわち酸化物の光
学的塩基度が高いほど酸化物の周囲にCaＳが析出し、発
錆の起点となることが判明した。さらに、検討を繰り返
した結果、CaＳの生成量、発錆量は、酸化物のサルファ
イドキャパシティが高く、しかも鋳造温度での溶鋼の酸
素活量が小さいほど増加することが判明した。
査し、酸化物組成とCaＳの析出状態および発錆状況から
検討を重ねた結果、CaＯ濃度が高いすなわち酸化物の光
学的塩基度が高いほど酸化物の周囲にCaＳが析出し、発
錆の起点となることが判明した。さらに、検討を繰り返
した結果、CaＳの生成量、発錆量は、酸化物のサルファ
イドキャパシティが高く、しかも鋳造温度での溶鋼の酸
素活量が小さいほど増加することが判明した。
【００１３】そこで、最終的な指標として、酸化物の光
学的塩基度と、AlまたはTi濃度から求められる鋳造時の
酸素活量を用いD.J.Sosinskyら（D.J.Sosinsky and I.
D.Sommerville, Met.Trans.Ｂ., 1986, Vol.17B, pp.33
1-337）が下記式(1) により求めた鋳造温度での酸化物
の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.を指標として調査したところ、
その値が大きくなるほど酸化物の周囲に多量のCaＳが生
成し、その結果、発錆量が増加することが判明した。な
お、式中の酸化物の光学的塩基度Λの値は、酸化物の組
成より次式(2) からJ.A.Duffy ら（J.A.Duffy and M.D.
Ingram, J.Inor. Nuclear Chem.,1975, Vol.37, pp.120
3-1206）による各酸化物の係数を用いて求めた。
学的塩基度と、AlまたはTi濃度から求められる鋳造時の
酸素活量を用いD.J.Sosinskyら（D.J.Sosinsky and I.
D.Sommerville, Met.Trans.Ｂ., 1986, Vol.17B, pp.33
1-337）が下記式(1) により求めた鋳造温度での酸化物
の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.を指標として調査したところ、
その値が大きくなるほど酸化物の周囲に多量のCaＳが生
成し、その結果、発錆量が増加することが判明した。な
お、式中の酸化物の光学的塩基度Λの値は、酸化物の組
成より次式(2) からJ.A.Duffy ら（J.A.Duffy and M.D.
Ingram, J.Inor. Nuclear Chem.,1975, Vol.37, pp.120
3-1206）による各酸化物の係数を用いて求めた。
【００１４】記 log(%S)inc.＝(21920-54640Λ)/Ｔ＋43.6Λ−23.9−log[ａ0]＋log[wt%S] --- (1) ここで、 Ｔ：連続鋳造時の鋳造温度（Ｋ） [wt%S]：鋼中Ｓ濃度 [ａ0]：連続鋳造時の鋳造温度での溶鋼の酸素活量 ・Al脱酸時 logａ0 ＝(-64000/Ｔ+20.57-2log[wt%Al]-0.086[wt%Al]
-0.102[wt%Si]) ／３ ・Ti脱酸時 logａ0 ＝(-60709/Ｔ+20.97-2log[wt%Ti]-0.084[wt%T
i])／３ ただし、Al, Ti含有時はａ0 が小さい方を選択 Λ：酸化物系介在物の光学的塩基度 Λ＝ 1.0Ｘ(CaO)+ 0.605Ｘ(Al203)+0.61Ｘ(TiO2)＋0.78Ｘ(MgO)+0.48Ｘ(SiO2) ＋0.55Ｘ(Cr203)+0.59Ｘ(MnO) --- (2) Ｘ(MmOn)：酸化物の陽イオン等量 Ｘ(MmOn)＝ｎ×Ｎ(MmOn)／Σ（ｎ×Ｎ(MmOn)） --- (3) Ｎ(MmOn)：酸化物のモル分率 ｎ：酸化物中の酸素の価数 なお、介在物中のTiの酸化物の存在形態としては、前述
のEPMA測定結果に示すようにTi2O3 が主であるが、(2)
式によってΛを計算する場合には、これをTiO2に換算し
てＸ(TiO2)を算出して差し支えない。
-0.102[wt%Si]) ／３ ・Ti脱酸時 logａ0 ＝(-60709/Ｔ+20.97-2log[wt%Ti]-0.084[wt%T
i])／３ ただし、Al, Ti含有時はａ0 が小さい方を選択 Λ：酸化物系介在物の光学的塩基度 Λ＝ 1.0Ｘ(CaO)+ 0.605Ｘ(Al203)+0.61Ｘ(TiO2)＋0.78Ｘ(MgO)+0.48Ｘ(SiO2) ＋0.55Ｘ(Cr203)+0.59Ｘ(MnO) --- (2) Ｘ(MmOn)：酸化物の陽イオン等量 Ｘ(MmOn)＝ｎ×Ｎ(MmOn)／Σ（ｎ×Ｎ(MmOn)） --- (3) Ｎ(MmOn)：酸化物のモル分率 ｎ：酸化物中の酸素の価数 なお、介在物中のTiの酸化物の存在形態としては、前述
のEPMA測定結果に示すようにTi2O3 が主であるが、(2)
式によってΛを計算する場合には、これをTiO2に換算し
てＸ(TiO2)を算出して差し支えない。
【００１５】次に、図２に、(1), (2)式より求めた鋳造
温度での酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.と恒温恒湿槽試
験器（温度：60℃、湿度：95％）を用いた発錆試験での
酸化物周囲の発錆確率との関係について調べた結果を示
す。 同図に示したとおり、酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.が
大きくなるに従って酸化物周囲の発錆確率は増加し、0.
03wt％超になると急激に発錆確率が増加している。
温度での酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.と恒温恒湿槽試
験器（温度：60℃、湿度：95％）を用いた発錆試験での
酸化物周囲の発錆確率との関係について調べた結果を示
す。 同図に示したとおり、酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.が
大きくなるに従って酸化物周囲の発錆確率は増加し、0.
03wt％超になると急激に発錆確率が増加している。
【００１６】発錆試験前の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.が0.03
wt％超の介在物の周囲には、CaＳが発生している割合が
非常に高い。これは、介在物の周囲に生成したCaＳは加
水分解性の介在物で、「鉄と鋼第57年第13号 P.301」に
示すように ２CaS ＋２H2O → Ca(OH)2＋Ca(HS)2 Ca(HS)2＋２H2O → Ca(OH)2＋２H2S なる加水分解が起こり、またH2Ｓの解離によって鋼の腐
食が促進されるためである。
wt％超の介在物の周囲には、CaＳが発生している割合が
非常に高い。これは、介在物の周囲に生成したCaＳは加
水分解性の介在物で、「鉄と鋼第57年第13号 P.301」に
示すように ２CaS ＋２H2O → Ca(OH)2＋Ca(HS)2 Ca(HS)2＋２H2O → Ca(OH)2＋２H2S なる加水分解が起こり、またH2Ｓの解離によって鋼の腐
食が促進されるためである。
【００１７】次に、図３に、試験片薄鋼板中の平均酸化
物組成から求めた鋳造温度での酸化物の平衡Ｓ溶解量(%
S)inc.と屋内曝露発錆試験（２週間、平均気温：18℃、
平均湿度：62％）での薄鋼板の発生点錆個数との関係に
ついて調べた結果を示す。 同図に示したとおり、酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.が
大きくなるに従って鋼板での点錆個数は増加し、0.03wt
％超になると点錆個数が急激に増加する。
物組成から求めた鋳造温度での酸化物の平衡Ｓ溶解量(%
S)inc.と屋内曝露発錆試験（２週間、平均気温：18℃、
平均湿度：62％）での薄鋼板の発生点錆個数との関係に
ついて調べた結果を示す。 同図に示したとおり、酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.が
大きくなるに従って鋼板での点錆個数は増加し、0.03wt
％超になると点錆個数が急激に増加する。
【００１８】このように、鋼の発錆量は、介在物周囲に
おけるCaＳの発生に大きく依存しており、一方このCaＳ
の生成については、酸化物系介在物の組成、鋳造時の温
度および溶鋼酸素活量から求められる鋳造温度での酸化
物の平衡Ｓ溶解量によって評価することができ、その値
が0.03wt％超になるとCaＳの生成量が増加し、その結
果、著しく発錆が増加することが、数多くの実験により
解明されたのである。
おけるCaＳの発生に大きく依存しており、一方このCaＳ
の生成については、酸化物系介在物の組成、鋳造時の温
度および溶鋼酸素活量から求められる鋳造温度での酸化
物の平衡Ｓ溶解量によって評価することができ、その値
が0.03wt％超になるとCaＳの生成量が増加し、その結
果、著しく発錆が増加することが、数多くの実験により
解明されたのである。
【００１９】
【作用】この発明は、溶鋼中にCa（Ca合金）を添加した
Ca含有鋼であれば全てに適合し、特に高炭素鋼、低炭素
鋼および極低炭素鋼等の普通鋼ならびにフェライト系、
マルテンサイト系およびオーステナイト系のステンレス
鋼等で、CaＯを含む２μm 以上の酸化物系介在物を含有
している鋼に有利に適用することができる。ここで、Ca
含有鋼とは、Ca濃度が0.0005wt％以上の鋼を指す。この
ようなCa含有鋼において、Al脱酸鋼ではCaO-Al2O3 を主
とした酸化物が、Ti脱酸鋼では CaO−Ti酸化物を主とし
た酸化物が、Al−Ti脱酸鋼ではCaO-Al2O3-Ti酸化物を主
とした酸化物が、それぞれ鋼中に存在する。また、低A
l、低Ti鋼でSi脱酸鋼ではSiO2が、高Mn鋼ではMnＯが、
ステンレス等の高Cr鋼ではCr2O3 が、Mg含有鋼では MgO
が、それぞれ酸化物中に含有するが、この発明は、いず
れの酸化物を含有する複合酸化物においても適用可能で
ある。また、その他の不可避的酸化物を含有していても
（≦５wt％）適用可能である。
Ca含有鋼であれば全てに適合し、特に高炭素鋼、低炭素
鋼および極低炭素鋼等の普通鋼ならびにフェライト系、
マルテンサイト系およびオーステナイト系のステンレス
鋼等で、CaＯを含む２μm 以上の酸化物系介在物を含有
している鋼に有利に適用することができる。ここで、Ca
含有鋼とは、Ca濃度が0.0005wt％以上の鋼を指す。この
ようなCa含有鋼において、Al脱酸鋼ではCaO-Al2O3 を主
とした酸化物が、Ti脱酸鋼では CaO−Ti酸化物を主とし
た酸化物が、Al−Ti脱酸鋼ではCaO-Al2O3-Ti酸化物を主
とした酸化物が、それぞれ鋼中に存在する。また、低A
l、低Ti鋼でSi脱酸鋼ではSiO2が、高Mn鋼ではMnＯが、
ステンレス等の高Cr鋼ではCr2O3 が、Mg含有鋼では MgO
が、それぞれ酸化物中に含有するが、この発明は、いず
れの酸化物を含有する複合酸化物においても適用可能で
ある。また、その他の不可避的酸化物を含有していても
（≦５wt％）適用可能である。
【００２０】また、この発明において、酸化物系介在物
のうちでも、粒径が２μm 以上の粒子だけを対象とした
のは、粒径が２μm 未満の微細粒子は発錆の起点になり
難いからである。なお、粒径が２μm 以上の酸化物系介
在物について、その全てを、上述したような組成範囲に
する必要はなく、少なくとも80％以上の酸化物粒子が適
正範囲にあれば良い。
のうちでも、粒径が２μm 以上の粒子だけを対象とした
のは、粒径が２μm 未満の微細粒子は発錆の起点になり
難いからである。なお、粒径が２μm 以上の酸化物系介
在物について、その全てを、上述したような組成範囲に
する必要はなく、少なくとも80％以上の酸化物粒子が適
正範囲にあれば良い。
【００２１】この発明では、上述したような酸化物系介
在物について、前掲(1) 式で計算した酸化物の平衡Ｓ溶
解量(%S)inc.が0.03wt％以下になるように、介在物組成
および鋼中Ｓ濃度を制御することを特徴とするものであ
るが、酸化物の組成は、脱酸剤の選択、添加量の変更な
どにより制御可能である。
在物について、前掲(1) 式で計算した酸化物の平衡Ｓ溶
解量(%S)inc.が0.03wt％以下になるように、介在物組成
および鋼中Ｓ濃度を制御することを特徴とするものであ
るが、酸化物の組成は、脱酸剤の選択、添加量の変更な
どにより制御可能である。
【００２２】図４に、平衡Ｓ溶解量(%S)inc.と酸化物中
のCaＯ濃度との関係について調べた結果を例示する。同
図に示したとおり、平衡Ｓ溶解量(%S)inc.と酸化物中の
CaＯ濃度との関係は、鋼中Ｓ濃度や脱酸手段の違いによ
って幾分変化するけれども、いずれにしても平衡Ｓ溶解
量(%S)inc.が0.03wt％以下となるように酸化物中のCaＯ
濃度を制御することにより、製品表面における錆の発生
を効果的に防止することができる。
のCaＯ濃度との関係について調べた結果を例示する。同
図に示したとおり、平衡Ｓ溶解量(%S)inc.と酸化物中の
CaＯ濃度との関係は、鋼中Ｓ濃度や脱酸手段の違いによ
って幾分変化するけれども、いずれにしても平衡Ｓ溶解
量(%S)inc.が0.03wt％以下となるように酸化物中のCaＯ
濃度を制御することにより、製品表面における錆の発生
を効果的に防止することができる。
【００２３】なお、クラスター状の巨大介在物の生成や
連続鋳造でのノズル詰まりの発生を防止するためには、
酸化物系介在物の低融点化が必要であり、概ね酸化物の
融点を1650℃以下とする必要である。従って、クラスタ
ー状の巨大介在物の生成防止、連続鋳造でのノズル詰ま
りの発生防止および製品の発錆抑制の両面から、酸化物
組成、鋼中Ｓ濃度を選択することが重要である。また、
連続鋳造時の鋳造温度は、鋼の凝固温度に加えて10〜80
℃程度の範囲が一般的である。
連続鋳造でのノズル詰まりの発生を防止するためには、
酸化物系介在物の低融点化が必要であり、概ね酸化物の
融点を1650℃以下とする必要である。従って、クラスタ
ー状の巨大介在物の生成防止、連続鋳造でのノズル詰ま
りの発生防止および製品の発錆抑制の両面から、酸化物
組成、鋼中Ｓ濃度を選択することが重要である。また、
連続鋳造時の鋳造温度は、鋼の凝固温度に加えて10〜80
℃程度の範囲が一般的である。
【００２４】
【実施例】実施例１ 転炉出鋼後、300tonの溶鋼を、RH真空脱ガス装置にて脱
炭処理し、成分をＣ：0.0020wt％, Mn：0.20wt％，Ｐ：
0.015 wt％，Ｓ：0.010 wt％にすると共に、温度を1600
℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.5 kg/ton添加し、
溶鋼中の溶存酸素濃度を 150 ppmまで低下させた。つい
で、この溶鋼に、 70wt%Ti−Fe合金を1.2 kg/ton添加
し、脱酸した。その後、溶鋼中に、30wt%Ca-60wt%Si 合
金ワイヤーを0.3 kg/ton添加し、成分調整を行った。処
理後のTi濃度は 0.050wt％、Al濃度は 0.002wt％、Ca濃
度は15 ppmであった。
炭処理し、成分をＣ：0.0020wt％, Mn：0.20wt％，Ｐ：
0.015 wt％，Ｓ：0.010 wt％にすると共に、温度を1600
℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.5 kg/ton添加し、
溶鋼中の溶存酸素濃度を 150 ppmまで低下させた。つい
で、この溶鋼に、 70wt%Ti−Fe合金を1.2 kg/ton添加
し、脱酸した。その後、溶鋼中に、30wt%Ca-60wt%Si 合
金ワイヤーを0.3 kg/ton添加し、成分調整を行った。処
理後のTi濃度は 0.050wt％、Al濃度は 0.002wt％、Ca濃
度は15 ppmであった。
【００２５】次に、２ストランドスラブ連続鋳造装置に
て鋳造を行った。この時の、タンディッシュ内の溶鋼成
分は、Ti濃度は 0.050wt％、Al濃度は 0.002wt％、Ca濃
度は15 ppm、Ｓ濃度は 0.010wt％であり、鋳造温度は15
60℃であった。Arガス吹き無しで５チャージ連続鋳造後
のイマージョンノズル内には付着物はほとんど無かっ
た。この 220mm厚スラブを、3.5mm まで熱間圧延し、つ
いで 0.8mmまで冷間圧延したのち、 780℃で45秒間の焼
鈍を行った。
て鋳造を行った。この時の、タンディッシュ内の溶鋼成
分は、Ti濃度は 0.050wt％、Al濃度は 0.002wt％、Ca濃
度は15 ppm、Ｓ濃度は 0.010wt％であり、鋳造温度は15
60℃であった。Arガス吹き無しで５チャージ連続鋳造後
のイマージョンノズル内には付着物はほとんど無かっ
た。この 220mm厚スラブを、3.5mm まで熱間圧延し、つ
いで 0.8mmまで冷間圧延したのち、 780℃で45秒間の焼
鈍を行った。
【００２６】この製品コイルの成分は、Ti濃度：0.040
wt％、Al濃度：0.001 wt％、Ca濃度：15 ppm，Ｓ濃度：
0.010 wt％であり、EPMAで測定したコイル中の30個の平
均酸化物組成は (CaO)：20wt％、 (Al2O3)：20wt％、(T
iO2)：60wt％であった。これより、鋳造温度での [ａ0]
＝0.00076 、酸化物系介在物の光学的塩基度Λ＝0.634
、[wt%S]＝0.010 wt％となり、前掲(1) 式により求め
た酸化物の計算平衡Ｓ溶解量(%S)inc.は0.0084wt％であ
った。このコイルを、屋内曝露発錆試験（２週間、平均
気温：20℃、平均湿度：65％）に共し、発生した点錆個
数を測定したところ20個／100cm2で、Ca無添加のAl脱酸
鋼と同レベルであった。
wt％、Al濃度：0.001 wt％、Ca濃度：15 ppm，Ｓ濃度：
0.010 wt％であり、EPMAで測定したコイル中の30個の平
均酸化物組成は (CaO)：20wt％、 (Al2O3)：20wt％、(T
iO2)：60wt％であった。これより、鋳造温度での [ａ0]
＝0.00076 、酸化物系介在物の光学的塩基度Λ＝0.634
、[wt%S]＝0.010 wt％となり、前掲(1) 式により求め
た酸化物の計算平衡Ｓ溶解量(%S)inc.は0.0084wt％であ
った。このコイルを、屋内曝露発錆試験（２週間、平均
気温：20℃、平均湿度：65％）に共し、発生した点錆個
数を測定したところ20個／100cm2で、Ca無添加のAl脱酸
鋼と同レベルであった。
【００２７】比較例１ 転炉出鋼後、300tonの溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて脱
炭処理し、成分をＣ：0.020 wt％、Mn：0.20wt％，Ｐ：
0.015 wt％，Ｓ =0.010 wt％にすると共に、温度を1600
℃に調整した。この溶鋼中に、Alを1.5 kg/ton添加し、
ついで 75wt%Ti-25wt%Fe合金を 0.6kg/tonを添加し、脱
酸した。 その後、溶鋼中に、30wt%Ca-60wt%Si ワイヤー
を0.4 kg/ton添加した。処理後のTi濃度は 0.050wt
％、Al濃度は0.035 wt％、Ca濃度は20 ppmであった。
炭処理し、成分をＣ：0.020 wt％、Mn：0.20wt％，Ｐ：
0.015 wt％，Ｓ =0.010 wt％にすると共に、温度を1600
℃に調整した。この溶鋼中に、Alを1.5 kg/ton添加し、
ついで 75wt%Ti-25wt%Fe合金を 0.6kg/tonを添加し、脱
酸した。 その後、溶鋼中に、30wt%Ca-60wt%Si ワイヤー
を0.4 kg/ton添加した。処理後のTi濃度は 0.050wt
％、Al濃度は0.035 wt％、Ca濃度は20 ppmであった。
【００２８】次に、２ストランドスラブ連続鋳造装置に
て鋳造を行った。この時の、タンディッシュ内の介在物
を調査した結果、2wt%Ti2O3-52wt%CaO-46wt%Al2O3 の球
状介在物であった。また、この時のタンディッシュ内の
溶鋼成分は、Ti濃度は 0.050wt％、Al濃度は 0.030wt
％、Ca濃度は25 ppm、Ｓ濃度は 0.010wt％であり、鋳造
温度は1560℃であった。Arガス吹き無しで５チャージ鋳
造後、イマージョンノズル内には付着物はほとんど無か
った。このスラブを 3.5mmまで熱間圧延し、0.8 mmまで
冷間圧延したのち、 780℃で45秒間の焼鈍を行った。
て鋳造を行った。この時の、タンディッシュ内の介在物
を調査した結果、2wt%Ti2O3-52wt%CaO-46wt%Al2O3 の球
状介在物であった。また、この時のタンディッシュ内の
溶鋼成分は、Ti濃度は 0.050wt％、Al濃度は 0.030wt
％、Ca濃度は25 ppm、Ｓ濃度は 0.010wt％であり、鋳造
温度は1560℃であった。Arガス吹き無しで５チャージ鋳
造後、イマージョンノズル内には付着物はほとんど無か
った。このスラブを 3.5mmまで熱間圧延し、0.8 mmまで
冷間圧延したのち、 780℃で45秒間の焼鈍を行った。
【００２９】この製品コイルの成分は、Ti濃度：0.040
wt％、Al濃度：0.030 wt％、Ca濃度：20 ppm、Ｓ濃度：
0.010 wt％であり、EPEAで測定したコイル中の30個の平
均酸化物組成は (CaO)：50wt％、 (Al2O3)：48wt％、(T
iO2)：２wt％であった。これより、鋳造温度での [ａ0]
＝0.00076 、酸化物系介在物の光学的塩基度Λ＝0.666
7、[wt%S]＝0.010 wt％となり、前掲(1) 式により求め
た酸化物の計算平衡Ｓ溶解量(%S)inc.は 0.106wt％であ
った。このコイルを、屋内曝露発錆試験（２週間、平均
気温：20℃、平均湿度：65％）に共し、発生した点錆個
数を測定したところ 252個／100cm2で、Ca無添加のAl脱
酸鋼や実施例１に比べると発錆個数の著しい増加を招い
た。
wt％、Al濃度：0.030 wt％、Ca濃度：20 ppm、Ｓ濃度：
0.010 wt％であり、EPEAで測定したコイル中の30個の平
均酸化物組成は (CaO)：50wt％、 (Al2O3)：48wt％、(T
iO2)：２wt％であった。これより、鋳造温度での [ａ0]
＝0.00076 、酸化物系介在物の光学的塩基度Λ＝0.666
7、[wt%S]＝0.010 wt％となり、前掲(1) 式により求め
た酸化物の計算平衡Ｓ溶解量(%S)inc.は 0.106wt％であ
った。このコイルを、屋内曝露発錆試験（２週間、平均
気温：20℃、平均湿度：65％）に共し、発生した点錆個
数を測定したところ 252個／100cm2で、Ca無添加のAl脱
酸鋼や実施例１に比べると発錆個数の著しい増加を招い
た。
【００３０】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、Ca含有鋼
において従来懸念された、介在物を起点とした発錆の増
加を効果的に抑制することができる。
において従来懸念された、介在物を起点とした発錆の増
加を効果的に抑制することができる。
【図１】 この発明と比較例の鋼塊中の介在物のEPMA測
定結果を示したものである。
定結果を示したものである。
【図２】 鋳造温度での酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.
と恒温恒湿槽試験器（温度：60℃、湿度：95％）を用い
た発錆試験での酸化物周囲の発錆確率との関係を示した
グラフである。
と恒温恒湿槽試験器（温度：60℃、湿度：95％）を用い
た発錆試験での酸化物周囲の発錆確率との関係を示した
グラフである。
【図３】 薄鋼板中の平均酸化物組成から求めた鋳造温
度での酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.と屋内曝露発錆試
験（２週間、平均気温：18℃、平均湿度：62％）での薄
鋼板の発生点錆個数との関係を示したグラフである。
度での酸化物の平衡Ｓ溶解量(%S)inc.と屋内曝露発錆試
験（２週間、平均気温：18℃、平均湿度：62％）での薄
鋼板の発生点錆個数との関係を示したグラフである。
【図４】 平衡Ｓ溶解量(%S)inc.と酸化物中のCaＯ濃度
との関係を示したグラフである。
との関係を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 竹内 秀次 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4E004 MB14 MC00 NC04 4K013 AA07 AA09 BA14 CB01 CE01 DA03 DA08 DA12 EA19 EA25 EA28 FA01 FA02 FA05 FA13
Claims (2)
- 【請求項１】 Ca含有鋼中に含まれるCaＯを含有する酸
化物系介在物のうち直径が２μm 以上の酸化物系介在物
の80％以上について、その平衡Ｓ溶解量(%S)inc.が0.03
wt％以下となるように、介在物組成および鋼中Ｓ濃度を
制御したことを特徴とする、発錆増加の少ないCa含有
鋼。 - 【請求項２】 請求項１において、平衡Ｓ溶解量(%S)in
c.として、前記酸化物系介在物の組成から計算される光
学的塩基度、鋳造温度および鋼の成分をパラメータとし
て下記式(1) によって計算される値を用いることを特徴
とする、発錆増加の少ないCa含有鋼。 記 log(%S)inc.＝(21920-54640Λ)/Ｔ＋43.6Λ−23.9−log[ａ0]＋log[wt%S] --- (1) ここで、 Ｔ：連続鋳造時の鋳造温度（Ｋ） [wt%S]：鋼中Ｓ濃度 [ａ0]：連続鋳造時の鋳造温度での溶鋼の酸素活量 ・Al脱酸時 logａ0 ＝(-64000/Ｔ+20.57-2log[wt%Al]-0.086[wt%Al]
-0.102[wt%Si]) ／３ ・Ti脱酸時 logａ0 ＝(-60709/Ｔ+20.97-2log[wt%Ti]-0.084[wt%T
i])／３ ただし、Al, Ti含有時はａ0 が小さい方を選択 Λ：酸化物系介在物の光学的塩基度 Λ＝ 1.0Ｘ(CaO)+ 0.605Ｘ(Al203)+0.61Ｘ(TiO2)＋0.78Ｘ(MgO)+0.48Ｘ(SiO2) ＋0.55Ｘ(Cr203)+0.59Ｘ(MnO) --- (2) Ｘ(MmOn)：酸化物の陽イオン等量 Ｘ(MmOn)＝ｎ×Ｎ(MmOn)／Σ（ｎ×Ｎ(MmOn)） --- (3) Ｎ(MmOn)：酸化物のモル分率 ｎ：酸化物中の酸素の価数
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28547199A JP2001107178A (ja) | 1999-10-06 | 1999-10-06 | 発錆増加の少ないＣａ含有鋼 |
| DE60035751T DE60035751T2 (de) | 1999-10-06 | 2000-10-04 | Kalzium enthaltender rostbeständiger Stahl |
| CA002322146A CA2322146C (en) | 1999-10-06 | 2000-10-04 | Rust-resistant calcium steel |
| EP00121691A EP1091005B1 (en) | 1999-10-06 | 2000-10-04 | Rust-resistant calcium steel |
| KR1020000058150A KR100700249B1 (ko) | 1999-10-06 | 2000-10-04 | 녹발생증가가 적은 Ｃａ 함유강 |
| US09/680,088 US6841123B1 (en) | 1999-10-06 | 2000-10-05 | Rust-resistant calcium steel |
| TW089120798A TW460590B (en) | 1999-10-06 | 2000-10-05 | Rust-resistant calcium steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28547199A JP2001107178A (ja) | 1999-10-06 | 1999-10-06 | 発錆増加の少ないＣａ含有鋼 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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| US (1) | US6841123B1 (ja) |
| EP (1) | EP1091005B1 (ja) |
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| KR (1) | KR100700249B1 (ja) |
| CA (1) | CA2322146C (ja) |
| DE (1) | DE60035751T2 (ja) |
| TW (1) | TW460590B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016065319A (ja) * | 2015-11-30 | 2016-04-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板の表面性状の評価方法および高強度鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6808550B2 (en) | 2002-02-15 | 2004-10-26 | Nucor Corporation | Model-based system for determining process parameters for the ladle refinement of steel |
| BRPI0509128B1 (pt) * | 2004-03-23 | 2014-11-11 | Sintokogio Ltd | Aparelho para moldagem de um molde e um molde de metal usado pelo mesmo |
| WO2013058131A1 (ja) * | 2011-10-20 | 2013-04-25 | 新日鐵住金株式会社 | 軸受鋼とその製造方法 |
| KR101899691B1 (ko) * | 2016-12-23 | 2018-10-31 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58154447A (ja) | 1982-03-10 | 1983-09-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 浸漬ノズルの閉塞防止方法 |
| JPS5935619A (ja) * | 1982-08-18 | 1984-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部靭性のすぐれた高張力鋼材の製造方法 |
| JP2559692B2 (ja) | 1985-05-31 | 1996-12-04 | 川崎製鉄株式会社 | 極低炭素冷延鋼板のフクレ欠陥防止方法 |
| EP0512118B1 (en) * | 1990-11-28 | 1997-04-23 | Kawasaki Steel Corporation | Process for continuous casting of ultralow-carbon aluminum-killed steel |
| JPH06559A (ja) | 1992-06-18 | 1994-01-11 | Omron Corp | プレス装置 |
| JPH0649523A (ja) | 1992-07-31 | 1994-02-22 | Kawasaki Steel Corp | 冷延用アルミキルド鋼の溶製方法 |
| CA2123470C (en) * | 1993-05-19 | 2001-07-03 | Yoshihiro Yazawa | Ferritic stainless steel exhibiting excellent atmospheric corrosion resistance and crevice corrosion resistance |
| JP2999671B2 (ja) * | 1994-06-14 | 2000-01-17 | 川崎製鉄株式会社 | Ｃａ添加鋼の溶製方法 |
| JP3430672B2 (ja) * | 1994-10-18 | 2003-07-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 極低炭アルミキルド鋼の溶製方法 |
| JP3626278B2 (ja) * | 1996-03-25 | 2005-03-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | クラスターのないＡｌキルド鋼の製造方法 |
| TW408184B (en) * | 1997-09-29 | 2000-10-11 | Kawasaki Steel Co | Manufacturing method for producing Titanium killed steel with smooth surface texture |
-
1999
- 1999-10-06 JP JP28547199A patent/JP2001107178A/ja active Pending
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2000
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