JP2017508067A - 成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
フェライト系ステンレス鋼は、前記のような用途の部品に適用するために成形加工するときに、圧延方向に平行にしわ状の表面欠陷が発生し、このような現象をリッジング(ridging)という。
このようなリッジング欠陷は製品の外観を悪くするため、成形後にリッジングが発生した部分にさらに研磨工程が必要となり、最終製品の製造コストを上昇させる原因となる。
STS 430鋼は多くのフェライト系ステンレス鋼の中では耐リッジング性に優れているが、依然としてリッジング欠陷が発生するため、研磨費用の節減あるいはリッジングによって引き起こされる機械的欠陥減少のために、リッジング低減フェライト系ステンレス鋼が継続的に要求されている実情である。
前述したように、フェライト系ステンレス鋼でリッジングが発生する理由は、鋳造時に形成される粗大な組職のためであるが、STS 430鋼においては一部のオーステナイト変態によってこのような鋳造組織が多少除去されてリッジングの発生が緩和される。
しかし、前記のような先行文献は、オーステナイト変態区間を有するフェライト系ステンレス鋼は熱間圧延後にオーステナイト組職の分解のためのバッチ焼鈍熱処理が必須であるが、このために費用がかかって生産コストを上昇させ、製造時間が増大するという問題点を持っていた。
1.5≦N/C≦6−−−−−−−(1)
5≦Ti/N≦20−−−−−−−(2)
下記の式(3)及び(4)を満たすことを特徴とすることができる。
1.5≦N/C≦5−−−−−−−(3)
8≦Ti/N≦20−−−−−−−(4)
好ましくは、本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、前記冷延鋼板を冷延連続焼鈍工程によって775〜925℃となるように2次熱処理する過程;をさらに含むことができる。
好ましくは、本発明の第2実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、前記ステンレス鋼を冷間圧延した後、775℃以上かつ925℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍(Continuous Annealing Line、CAL)を行うことを特徴とすることができる。
1.5≦N/C≦6−−−−−−−(1)
5≦Ti/N≦20−−−−−−−(2)
1.5≦N/C≦5−−−−−−−(3)
8≦Ti/N≦20−−−−−−−(4)
一方、結晶粒の大きさは40μm以下(但し、0μm除外)であることを特徴とすることができる。
前記熱延鋼板の結晶粒は冷間圧延方向の結晶粒の長さ/厚さの比が1.5〜3.0の範囲を満たすことが好ましい。
また、バッチ焼鈍熱処理工程を省略することができるので、コストを節減し、生産性を向上させることができる効果がある。
スラブを製造する過程は、重量%で、Cr:12.5〜18.5%、C:0.025%以下(0%除外)、N:0.01〜0.05%、Ti:0.05〜0.4%、Al:0.2%以下(0%除外)、Si:0.5%以下(0%除外)、Mn:0.5%以下(0%除外)、及び残部のFe及び不純物を含むとともに下記の式(1)及び(2)を満たす溶鋼を連続鋳造してスラブを製造する。
1.5≦N/C≦6−−−−−−−(1)
5≦Ti/N≦20−−−−−−−(2)
一方、一般的にNが含有された一般的なフェライト系ステンレス鋼においてはバッチ焼鈍(BAF:Batch Annealing Furnace)熱処理によってクロム−窒化物のために形成されるクロム欠乏層の解消が必須である。
クロム欠乏層が解消されなければ、耐食性及び表面光沢の劣化を引き起こす問題点を持っていた。
したがって、通常のフェライト系ステンレス鋼とは異なり、N/C比を高く制御し、TiN化合物の形成を促進することにより、等軸晶粒度が微細なフェライト系ステンレス鋼の製造が可能になり、耐リッジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造が可能である。
その後、熱延鋼板を製造する過程でスラブから粗圧延及び仕上圧延工程で熱延鋼板を製造した後、1次熱処理する過程で連続焼鈍を実施した後、冷延鋼板を製造する過程で冷間圧延を実施して製造する。
その理由は、図1に示したように、連続焼鈍時に875℃未満の焼鈍温度で連続焼鈍を実施する場合、TiC、TiNなどの析出物による再結晶邪魔によって再結晶が難しく、焼鈍温度が1025℃を超えて連続焼鈍を実施する場合、結晶粒が過度に成長することによってリッジングの発生を増加させるからである。
一方、本発明において、焼鈍温度とは、素材が連続焼鈍炉を通過するうちに加熱されて最大温度に到逹した後、連続焼鈍炉から出てから冷却される直前までの温度の平均値を意味する。
本発明の第1実施例による連続鋳造過程は、Cr:14.5〜18.5%、C:0.01%以下(0%除外)、N:0.012〜0.03%、Ti:0.15〜0.3%、Al:0.15%以下(0%除外)、Si:0.5%以下(0%除外)、Mn:0.5%以下(0%除外)、及び残部のFe及びその他の不可避な不純物からなり、TiとN及びCとNの分率は下記の式(3)及び(4)を満たすことを特徴とする。
1.5≦N/C≦5−−−−−−−(3)
8≦Ti/N≦20−−−−−−−(4)
Cr:12.5〜18.5%
クロム(Cr)の量は14.5重量%〜18.5重量%であることが好ましい。
なぜなら、クロム(Cr)は鋼の耐食性を向上させるために添加する合金元素で、クロムが14.5重量%未満で含まれる場合、本発明の組成範囲ではフェライト系ステンレス鋼の耐食性が低下して問題となる。一方、クロムが18.5重量%を超えて含まれる場合は、スラブを熱間圧延する過程で仕上圧延のロール負荷の増加及び熱延性欠陷(Sticking)が発生する可能性が高く、製造コストを無駄に増加させるからである。
したがって、本発明による実施例において、クロムは14.5重量%〜18.5重量%に限定する。
炭素(C)の量は0%を超えるが0.010重量%以下であることが好ましい。
なぜなら、炭素(C)は鋼のオーステナイト安定化及び固溶強化元素で、0.010重量%を超える場合、オーステナイト分率を増加させ、固溶強化現象によって伸び率が低下して製品の成形性を低下させ、耐食性を減少させる問題があり、低塑性変形区間でのストレッチャーストレイン(stretcher strain)の欠陷を防止することができるからである。
この際、伸び率はフェライト系ステンレス鋼の冷延製品の加工性を表す品質特性の一つで、広く通用される用語であり、フェライト系ステンレス鋼の冷延製品を1軸引張したときに破断される瞬間まで伸びた量を初期長さで分けた値から計算する。
窒素(N)の量は好ましくは0.012重量%〜0.030重量%、より好ましくは0.015重量%〜0.023重量%添加することが好ましい。
なぜなら、窒素(N)は鋳造及び凝固の際にTiと結合してTiN化合物を形成することにより、スラブの微細組職を微細化させる効果がある本発明において重要な役目をする元素で、0.01重量%以上添加するが、窒素が0.030重量%を超えて多量添加されれば、加工性を阻害させるだけでなくTiNによるScab欠陷を発生させることができ、加工性阻害の問題と冷延製品のストレッチャーストレイン(Stretcher Strain)の原因となるからである。
特に、窒素の添加量を0.015重量%〜0.023重量%に制御すれば、成形後のリッジング谷の最大幅(Max A)は0.7〜1.2μm、リッジング最大高さ(Max B)は8〜14μmに制御することができ、等軸晶の粒度を0.7〜1.5mmに微細にする効果がある。
シリコン(Si)の量は0%を超えるが0.5重量%以下であることが好ましい。
なぜなら、シリコン(Si)は製鋼時に脱酸剤として添加される元素で、フェライト安定化元素であるので、微量含有することが好ましいが、0.5重量%を超えて多量含有すれば、素材の硬化を引き起こして軟性を低下させるため、0.5重量%以下に限定する。
マンガン(Mn)の量が0%を超えるが0.5重量%以下であることが好ましい。
なぜなら、マンガン(Mn)は鋼中に不可避に含まれる不純物であるが、多量で含まれる場合、熔接時にマンガン系ヒューム(fume)が発生し、MnS相の析出原因となって伸び率を低下させるため、本発明による実施例においてはMnの含量を前記範囲に限定する。
チタン(Ti)の量は0.15重量%〜0.30重量%であることが好ましい。
なぜなら、チタン(Ti)は鋳片組職の等軸晶粒度を微細化させる重要な役目をする元素で、炭素、窒素などを固定させて加工性を向上させる役目をするので、0.15重量%以上で添加する。一方、チタンが0.30重量%を超えて添加される場合には、ステンレス鋼の製造コストを増加させ、冷延製品のスライバー(sliver)欠陷の原因となるため、本発明による実施例においては、Tiの含量を前記範囲に限定する。
アルミニウム(Al)の量は0%を超えるが0.15重量%以下であることが好ましい。
なぜなら、アルミニウム(Al)は製鋼時に脱酸剤として添加される元素であるが、0.15重量%を超えて添加される場合には、非金属介在物として存在して冷延ストリップのスライバー欠陷の原因となり、熔接性の低下を引き起こすため、本発明による実施例においてAlの含量を前記範囲に限定する。
好ましくは、本発明の第1実施例による連続鋳造過程は1530〜1550℃の温度で0.7〜1.0m/minの速度で制御する。この際、電磁撹拌装置(EMS;Electro Magnetic Stirrer)の電流範囲を800〜1700Aに制御することが好ましい。
このように、製造されたスラブは1180〜1240℃に加熱されて熱延鋼板に製造される。
本発明の第2実施例による、連続鋳造過程は、Cr:12.5〜16.5%、C:0.001〜0.025%、N:0.01〜0.05%、Ti:0.05〜0.4%、Al:0.01〜0.2%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.01〜0.5%、Cu:0.01〜0.5%、Mo:0.001〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%、Ni:0.01〜0.5%、及び残部のFe及び不純物を含み、TiとN及びCとNの分率は前記式(1)及び(2)を満たすことを特徴とする。
Cr:12.5〜16.5%
クロム(Cr)の量は12.5重量%〜16.5重量%であることが好ましい。
なぜなら、クロム(Cr)は鋼の耐食性を向上させるために添加する合金元素で、前記クロムが12.5重量%未満で含まれる場合には、フェライト系ステンレス鋼の耐食性が低下し、16.5重量%を超えて含まれる場合には、製造コストを無駄に増加させるからである。
したがって、本発明による実施例において前記クロムは12.5〜16.5重量%に限定する。
炭素(C)の量は0.001重量%〜0.025重量%であることが好ましい。
なぜなら、炭素(C)は鋼のオーステナイト安定化元素で、オーステナイト分率を最大化する作用をするため、制限が必要であり、かつ炭素(C)は固溶強化元素で、0.025重量%を超える場合、伸び率を低下させて製品の加工性を低下させ、耐食性を減少させ、0.001重量%未満の場合、付加の精錬費用を発生させるからである。
この際、前記伸び率は前記第1実施例で説明したようである。
窒素(N)の量は0.01重量%〜0.05重量%であることが好ましい。
なぜなら、窒素(N)は鋳造及び凝固の際にTiと結合してTiN化合物を形成することによってスラブの微細組職を微細化させる効果がある、本発明において重要な役目をする元素で、0.01重量%以上添加するが、前記窒素が0.05重量%を超えて多量添加されれば、加工性を阻害させるだけでなく、冷延製品のストレッチャーストレイン(Stretcher Strain)の原因となるからである。
チタン(Ti)の量は0.05重量%〜0.40重量%であることが好ましい。
その理由は、チタン(Ti)は鋳片組職の等軸晶粒度を微細化させる重要な役目をする元素として、炭素、窒素などを固定させて加工性を向上させる役目をするので、0.05重量%以上添加する。一方、前記チタンが0.40重量%を超えて添加される場合には、ステンレス鋼の製造コスト増加及び冷延製品のスライバー(sliver)欠陷の原因となるからである。
アルミニウム(Al)の量は0.01重量%〜0.2重量%であることが好ましい。
なぜなら、アルミニウム(Al)は製鋼時に脱酸剤として添加される元素で、0.01重量%以上で含有されるが、アルミニウムが0.3重量%を超えて添加される場合には、非金属介在物として存在して冷延ストリップのスライバー欠陷の原因となり、熔接性低下を引き起こすからである。
シリコン(Si)の量は0.01重量%〜0.5重量%であることが好ましい。
なぜなら、シリコン(Si)は製鋼時に脱酸剤として添加される元素で、フェライト安定化元素なので、0.01重量%以上で含有されることが良い。一方、0.5重量%を超えて多量で含有されれば、素材の硬化を引き起こして軟性を低下させる問題点を有するからである。
マンガン(Mn)の量は0.01重量%〜0.5重量%であることが好ましい。
なぜなら、マンガン(Mn)は鋼中に不可避に含まれる不純物であるが、多量で含まれる場合、熔接時にマンガン系ヒューム(fume)が発生し、MnS相の析出の原因となって伸び率を低下させるからである。
銅(Cu)の量は0.01重量%〜0.5重量%であることが好ましい。
なぜなら、銅(Cu)は鋼中に不可避に含まれる不純物で、0.01%以上添加されることで耐食性が改善される効果を有するが、0.5%を超えて添加されれば、加工性が低下する問題点を有するからである。
モリブデン(Mo)の量は0.001重量%〜0.5重量%であることが好ましい。
なぜなら、モリブデン(Mo)は0.010%以上添加されて、耐食性、特に耐孔食性を向上させる効果があるが、高価の元素で0.5%を超えて添加される場合、製造コストを上昇させ、加工性を低下させる問題点を有するからである。
ニオブ(Nb)の量は0.001重量%〜0.5重量%であることが好ましい。
なぜなら、ニオブ(Nb)は高価の元素で、0.001%以上が添加されて、固溶C、Nを炭窒化物として析出させて耐食性改善及び成形性向上に効果を有するが、0.5%を超えて多量で添加されれば、介在物による外観不良及び靱性低下をもたらし、製造コストを上昇させる問題点を有するからである。
ニッケル(Ni)の量は0.01重量%〜0.5重量%であることが好ましい。
なぜなら、ニッケル(Ni)は鋼中に不可避に含まれる不純物で、0.01%以上が添加されて耐食性を向上させる効果を有するが、多量で添加されれば、オーステナイト安定化度が増加し、高価の元素で、製造コストを上昇させる問題点を有するからである。
図3及び図4に示したように、比較例であるTYPE−Iの鋳造組職はAl脱酸をするが、Ti、Nの割合及びそれぞれの量が適正化されなかった場合に現れる現象であり、これはNの含量が通常0.005〜0.01重量%範囲のTi添加鋼で現れる鋳造組職である。
本発明の一実施形態による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の鋳造組職はTYPE−IIIのような形態に形成され、このようなTYPE−IIIの鋳造組職はAl単独脱酸及びN含量0.012〜0.03重量%によってなるTi添加鋼から得られる。
好ましくは、本発明の実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、製造された冷延鋼板を775〜925℃の温度で連続焼鈍する2次熱処理過程をさらに含む。
また、本発明が提供する焼鈍温度範疇を外れる範囲で製造する場合、結晶粒が過度に成長するか再結晶が完了しなくて、リッジングが酷くなることが分かる。
その理由は、図3aに示したように、リッジングの発生を最小化することによって耐リッジング性を大きく向上させることができるからである。
本発明の実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は下記の式(1)及び(2)を満たすことが好ましい。その理由は前述したようである。
1.5≦N/C≦6−−−−−−−(1)
5≦Ti/N≦20−−−−−−−(2)
表1による実施例及び比較例は粗圧延機と連続仕上げ圧延機によってフェライト系ステンレス熱延鋼板を製造した後、連続焼鈍及び酸洗を行い、引き続いて冷間圧延及び冷延焼鈍を実施した。
この際、表2において耐リッジング性等級は15%引張後に測定したリッジング高さ等級(Wt基準)で、1等級は11μm未満、2等級は11μm〜14μm、3等級は14μm〜18μm、4等級は18μm以上を示す。ここで、1等級が本発明で目標とする範囲に当たる。
また、実施例1〜6のように、チタン(Ti)、窒素(N)、炭素(C)を制御して、本発明の組成範囲を満たし、式(1)及び式(2)の両者を満たす場合には、[表2]のようにリッジング等級の1等級を有することが分かる。比較例3のように製造中にオーステナイト相を含み、バッチ焼鈍(BAF)工程を必要とするSTS 430鋼の場合にはリッジング等級の2等級に当たる。
また、比較例1、4及び5のように、Tiを多量添加しても本発明で提供する式を満たすことができない場合、優れた耐リッジング性が得られないことを確認することができた。
なぜなら、図8に示したように、{113}<361>方位からの方位差が15°以下である結晶粒C種の分率が15%以下の場合、リッジングの発生が最小化し、その分率が増加するほどリッジングの発生が増加することが分かる。
したがって、優れた耐リッジング性を確保するためには、結晶粒C種の分率を15%以下に制限することが好ましい。
図6に示したように、本発明の一実施形態による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の最終製品が比較例に比べて高い分率で微細組職が形成されて耐リッジング性が向上することが分かる。
図7は結晶粒D種の分率と成形性の関係を示す図で、成形性を示す指標の一つである平均r値は下記の式によって定義される。
平均r値={r(0°)+4×r(45°)+r(90°)}/4
したがって、本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は平均r値が1.2以上で、成形性を向上させるためには結晶粒D種の分率が35%以上に制限することが好ましい。
図8bは特殊な比較例の微細組職を示す写真で、別の方法で{111}//ND結晶方向から角度が15°以下である結晶粒D種の分率が本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼と類似の分率を現して成形性に優れるとしても、リッジング等級は3等級と劣位である。
該当の区間で温度が低いほど耐リッジング性に悪い影響を与え、本発明が提示した{113}<361>方位付近の結晶粒C種の分率が低くなる一方、温度が高いほど成形性に有利な影響を与え、本発明が分率を提示した{111}//ND付近の結晶粒D種の分率が高くなる相反の効果を有する。
前記結晶方位は電子後方散乱回折(Electron−backscatter diffraction、EBSD)法によって容易に測定することができる。これは結晶方位の測定において広く知られた測定法であり、本発明が結晶方位の測定法を制限するものではない。
方位差(misorientation angle)とは比較対象である二つの結晶方位間の角度を意味する。
図11に示したように、本発明の実施例によると、成形後に観察されるリッジング谷の幅と深みが一般的なフェライト系ステンレス鋼を用いた洋食器に比べて改善されたことを肉眼でも確認することができる。
また、STS439鋼素材の場合、比較A群のような様相を現し、安定化鋼に分類されている典型的なリッジングパターンを示している。しかし、耐リッジング性制御技術が反映されなかった場合、リッジング最大高さが15〜25μm範囲と現れることが分かる。
すなわち、本発明の実施例によると、平均結晶粒の長さ/厚さの比である平均結晶粒の縦横比(aspect ratio)を1.5〜3.0に制御して、比較例に比べて微細な0〜25μmの結晶粒を形成することにより、表面にオレンジ皮のような凹凸が生ずるオレンジ皮みたい表面の発生を抑制し、耐リッジング性を向上させることができる効果がある。
Claims (18)
- 重量%で、Cr:12.5〜18.5%、C:0.025%以下(0%除外)、N:0.01〜0.05%、Ti:0.05〜0.4%、Al:0.2%以下(0%除外)、Si:0.5%以下(0%除外)、Mn:0.5%以下(0%除外)、及び残部のFe及び不純物を含み、下記の式(1)及び(2)を満たす溶鋼を連続鋳造してスラブを製造する過程;
前記スラブから粗圧延及び仕上圧延工程によって熱延鋼板を製造する過程;
前記熱延鋼板の温度が875〜1025℃となるように連続焼鈍工程で1次熱処理する過程;及び
前記熱延鋼板から冷間圧延工程によって冷延鋼板を製造する過程;を含む、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
1.5≦N/C≦6−−−−−−−(1)
5≦Ti/N≦20−−−−−−−(2) - Cr:14.5〜18.5%、C:0.01%以下(0%除外)、N:0.012〜0.03%、Ti:0.15〜0.3%、及びAl:0.15%以下(0%除外)であり、
下記の式(3)及び(4)を満たすことを特徴とする、請求項1に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
1.5≦N/C≦5−−−−−−−(3)
8≦Ti/N≦20−−−−−−−(4) - 前記スラブを製造する過程において、
連続鋳造工程は、1530〜1550℃の温度で0.7〜1.0m/minの速度に制御しながら、電磁撹拌装置(EMS;Electro Magnetic Stirrer)の電流範囲を800〜1700Aに制御することを特徴とする、請求項2に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。 - 前記スラブは1180〜1240℃に加熱されて熱延鋼板に製造されることを特徴とする、請求項2に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
- 前記冷延鋼板を冷延連続焼鈍工程によって775〜925℃となるように2次熱処理する過程;をさらに含むことを特徴とする、請求項1乃至4のいずれかに記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
- Cr:12.5〜16.5%、C:0.001〜0.025%、Al:0.01〜0.2%、Si:0.01〜0.5%、及びMn:0.01〜0.5%であり、
Cu:0.01〜0.5%、Mo:0.001〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%、及びNi:0.01〜0.5%をさらに含むことを特徴とする、請求項1に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。 - 前記熱延鋼板の結晶粒は150μm以下(0μm除外)であることを特徴とする、請求項6に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
- 前記ステンレス鋼を冷間圧延した後、775℃以上かつ925℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍(Continuous Annealing Line、CAL)を行うことを特徴とする、請求項6又は7に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
- 前記ステンレス鋼を冷間圧延した後、775℃以上かつ850℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍(Continuous Annealing Line、CAL)を行うことを特徴とする、請求項8に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
- 重量%で、Cr:12.5〜18.5%、C:0.01%以下(0%除外)、N:0.01〜0.05%、Ti:0.05〜0.4%、Al:0.2%以下(0%除外)、Si:0.5%以下(0%除外)、Mn:0.5%以下(0%除外)、及び残部のFe及び不純物を含み、下記の式(1)及び(2)を満たすことを特徴とする、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
1.5≦N/C≦6−−−−−−−(1)
5≦Ti/N≦20−−−−−−−(2) - Cr:14.5〜18.5%、C:0.01%以下(0%除外)、N:0.012〜0.03%、Ti:0.15〜0.3%、及びAl:0.15%以下(0%除外)であり、
下記の式(3)及び(4)を満たすことを特徴とする、請求項10に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
1.5≦N/C≦5−−−−−−−(3)
8≦Ti/N≦20−−−−−−−(4) - Cr:12.5〜16.5%、C:0.001〜0.025%、Al:0.01〜0.2%、Si:0.01〜0.5%、及びMn:0.01〜0.5%であり、
Cu:0.01〜0.5%、Mo:0.001〜0.5%、Nb:0.01〜0.5%、及びNi:0.01〜0.5%をさらに含むことを特徴とする、請求項10に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。 - 結晶方位{111}<112>からの方位差が15°以下である結晶粒A種の分率f(A)と結晶方位{111}<110>からの方位差が15°以下である結晶粒B種の分率f(B)の比f(A)/f(B)が3.0未満であることを特徴とする、請求項10乃至12のいずれかに記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
- 結晶方位{113}<361>からの方位差が15°以下である結晶粒C種の分率が15%以下であり、結晶方位{111}//NDから角度が15°以下である結晶粒D種の分率が35%以上であることを特徴とする、請求項13に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
- 結晶粒の大きさは40μm以下(但し、0μm除外)であることを特徴とする、請求項11又は12に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
- 最大リッジング幅が2μm以下、最大リッジング高さが15μm以下であることを特徴とする、請求項10又は11に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
- 鋳造組職の等軸晶部と柱状晶部が1:2の体積比で形成され、等軸晶部の平均粒度が0mm超過かつ1.5mm以下であり、柱状晶部の平均粒度が2.0〜6.0mmであるスラブから製造されたことを特徴とする、請求項10又は11に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
- 前記熱延鋼板の結晶粒は冷間圧延方向の結晶粒の長さ/厚さの比が1.5〜3.0の範囲を満たすことを特徴とする、請求項10又は11に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
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Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2018198834A1 (ja) * | 2017-04-25 | 2018-11-01 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
JP2018184660A (ja) * | 2017-04-25 | 2018-11-22 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
EP3778962A4 (en) * | 2018-03-30 | 2021-12-22 | NIPPON STEEL Stainless Steel Corporation | FERRITIC STAINLESS STEEL WITH EXCELLENT FLEXIBILITY |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20190316236A1 (en) * | 2016-12-21 | 2019-10-17 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel |
JP6489254B2 (ja) * | 2017-04-25 | 2019-03-27 | Jfeスチール株式会社 | ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法 |
KR102497439B1 (ko) * | 2020-12-09 | 2023-02-08 | 주식회사 포스코 | 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
Citations (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS53103932A (en) * | 1977-02-23 | 1978-09-09 | Nippon Steel Corp | Magnetically stirring in continuous casting |
JPH04236717A (ja) * | 1991-01-21 | 1992-08-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
JPH0949010A (ja) * | 1995-08-09 | 1997-02-18 | Nisshin Steel Co Ltd | 等軸晶率の高いフエライト系ステンレス鋼連鋳スラブの製造方法 |
JPH0953155A (ja) * | 1995-08-14 | 1997-02-25 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性と表面性状に優れたFe−Cr合金 |
JPH09227999A (ja) * | 1996-02-20 | 1997-09-02 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 |
JPH10102142A (ja) * | 1996-09-30 | 1998-04-21 | Kawasaki Steel Corp | 表面品質と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
JPH10330887A (ja) * | 1997-05-29 | 1998-12-15 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性および加工性に優れた高光沢ステンレス鋼板およびその製造方法 |
JP2008208412A (ja) * | 2007-02-26 | 2008-09-11 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
JP2009299116A (ja) * | 2008-06-12 | 2009-12-24 | Jfe Steel Corp | 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5868875A (en) * | 1997-12-19 | 1999-02-09 | Armco Inc | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel and method of making |
US7494551B2 (en) * | 2002-06-17 | 2009-02-24 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel plate with Ti and method for production thereof |
JP4272394B2 (ja) * | 2002-08-08 | 2009-06-03 | 日新製鋼株式会社 | 精密打抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
JP5560578B2 (ja) * | 2009-03-31 | 2014-07-30 | Jfeスチール株式会社 | 加工性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板及びその製造方法 |
JP5655385B2 (ja) * | 2010-06-10 | 2015-01-21 | Jfeスチール株式会社 | 耐リジング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
-
2014
- 2014-12-24 JP JP2016542673A patent/JP2017508067A/ja active Pending
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- 2014-12-24 CN CN201480071132.1A patent/CN106232838A/zh active Pending
Patent Citations (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS53103932A (en) * | 1977-02-23 | 1978-09-09 | Nippon Steel Corp | Magnetically stirring in continuous casting |
JPH04236717A (ja) * | 1991-01-21 | 1992-08-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
JPH0949010A (ja) * | 1995-08-09 | 1997-02-18 | Nisshin Steel Co Ltd | 等軸晶率の高いフエライト系ステンレス鋼連鋳スラブの製造方法 |
JPH0953155A (ja) * | 1995-08-14 | 1997-02-25 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性と表面性状に優れたFe−Cr合金 |
JPH09227999A (ja) * | 1996-02-20 | 1997-09-02 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 |
JPH10102142A (ja) * | 1996-09-30 | 1998-04-21 | Kawasaki Steel Corp | 表面品質と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
JPH10330887A (ja) * | 1997-05-29 | 1998-12-15 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性および加工性に優れた高光沢ステンレス鋼板およびその製造方法 |
JP2008208412A (ja) * | 2007-02-26 | 2008-09-11 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
JP2009299116A (ja) * | 2008-06-12 | 2009-12-24 | Jfe Steel Corp | 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2018198834A1 (ja) * | 2017-04-25 | 2018-11-01 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
JP2018184660A (ja) * | 2017-04-25 | 2018-11-22 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
US11401573B2 (en) | 2017-04-25 | 2022-08-02 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing the same |
EP3778962A4 (en) * | 2018-03-30 | 2021-12-22 | NIPPON STEEL Stainless Steel Corporation | FERRITIC STAINLESS STEEL WITH EXCELLENT FLEXIBILITY |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2015099459A1 (ko) | 2015-07-02 |
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