JP5687624B2 - ステンレス鋼、この鋼から製造された冷間圧延ストリップ、及びこの鋼から鋼板製品を製造する方法 - Google Patents

ステンレス鋼、この鋼から製造された冷間圧延ストリップ、及びこの鋼から鋼板製品を製造する方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5687624B2
JP5687624B2 JP2011526470A JP2011526470A JP5687624B2 JP 5687624 B2 JP5687624 B2 JP 5687624B2 JP 2011526470 A JP2011526470 A JP 2011526470A JP 2011526470 A JP2011526470 A JP 2011526470A JP 5687624 B2 JP5687624 B2 JP 5687624B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel
content
weight
cold
strip
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.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2011526470A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2012502186A (ja
Inventor
アーブラティス コルネル
アーブラティス コルネル
エルネンプチュ ルッツ
エルネンプチュ ルッツ
クロース ウィルフリート
クロース ウィルフリート
クラウチュック ハンス−ヨアヒム
クラウチュック ハンス−ヨアヒム
ザクトレーベル ミヒャエル
ザクトレーベル ミヒャエル
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.)
Outokumpu Nirosta GmbH
Original Assignee
Outokumpu Nirosta GmbH
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 Outokumpu Nirosta GmbH filed Critical Outokumpu Nirosta GmbH
Publication of JP2012502186A publication Critical patent/JP2012502186A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5687624B2 publication Critical patent/JP5687624B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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
    • 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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets

Landscapes

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

Description

本発明は、ステンレス鋼、この鋼から製造された冷間圧延鋼板製品、例えば鋼ストリップ又は鋼シート等、及びこの鋼から鋼板製品を製造する方法に関する。
多くの場合、実際に成功を収めているステンレス鋼は、名称Ｘ５ＣｒＮｉ１８−１０で知られ、ＥＮ材料番号１．４３０１で扱われている。この材料は、相対的に柔らかく、非強磁性のオーステナイト鋼であり、この材料から例えば、鍋、刃物類、洗面器、家庭電化製品、いわゆる「白物家電」、例えば洗濯機、衣類乾燥機、食器洗い機などの部品が製造される。ＤＩＮ ＥＮ １００８８によれば、鉄及び不可避不純物に加え、この材料は、典型的に（重量％で）０．０７％までのＣ、１７．０〜１９．５％のＣｒ、８．０〜１０．５％のＮｉ、最大１．０％のＳｉ、最大２．０％のＭｎ、最大０．０４５％のＰ、最大０．０１５％のＳ及び最大０．１１０％のＮを含む。ここで、高いニッケル含量が鋼のオーステナイト構造を保証し、このことは鋼の良い成形性に必須である。ここで、高いＣｒ含量は、この鋼の良い耐食性を保証する。
しかし、この鋼１．４３０１の欠点は、その合金成分、特に高いニッケル含量のために高い代価を支払わなければならないので、比較的高いコストでしか製造できないことである。
鋼１．４３０１の高い合金コストのため、この材料の代用品を提供するために幾多の試みが為されている。これらの試みの共通の目標はニッケル含量を減らすことである。
この種の開発の例は特許文献１に記載されている。この公報から知られるオーステナイト鋼は、鉄及び不可避不純粋物以外に、（重量％で）０．０１％〜０．０８％のＣ、０．１〜１％のＳｉ、５〜１１％のＭｎ、１５〜１７．５％のＣｒ、１〜４％のＮｉ、１〜４％のＣｕ、０．１〜０．３％のＮ、並びに相対的に厳密に定義された含量のイオウ、カルシウム、アルミニウム、リン、ホウ素及び酸素を有する。
ここで取り扱う種類の鋼の別の例は特許文献２から知られている。このオーステナイト鋼は、（重量％で）０．０３％までのＣ、０．５％までのＳｉ、２．２〜３．０％のＭｎ、１４〜１８％のＣｒ、６〜９％のＮｉ、０．０３％までのＮ、０．１５〜０．５０％のＭｏ、１〜３％のＣｕ並びに残りとして鉄及び不可避不純物を含む。この場合、良い成形性が特に強調されており、これは、特許文献２に開示されている特殊な式に従って計算されるいわゆるＭＤ３０値の制御調整によって調節される。
「Ｍｄ３０」は、一般的に、３０％の冷間成形後、オーステナイトのマルテンサイトへの変換が５０％完了する温度を表す。その一方で、この温度より高いと、変換が減少する（非特許文献１参照）。
特許文献３は、さらに、下記組成（重量％で）：０．０３〜０．０６４％のＣ、０．２〜１．０％のＳｉ、７．５〜１０．５％のＭｎ、１４．０〜１６．０％のＣｒ、１．０〜５．０％のＮｉ、０．０４〜０．２５％のＮ、１．０〜３．５％のＣｕ、微量のモリブデン並びに残りとして鉄及び不可避不純物を有する低Ｎｉ含量のオーステナイト系ステンレスＣｒＮｉＭｎＣｕ鋼を提案した。冷間圧延性を得るため、ここではδフェライト含量（「デルタフェライト含量」）について、特許文献３自体に開示されている式で計算されたその含量が８．５％未満であると特定されている。この方法で得られた鋼は、既知鋼１．４３０１に匹敵する機械的性質を示す。
ここで検討する鋼の種類に属するオーステナイト系ステンレスＣｒＮｉＭｎＣｕＮ鋼は、特許文献４からも知られている。この鋼は、鉄及び不可避不純物以外に、（重量％で）＜０．１５％のＣ、＜１％のＳｉ、６．４〜８．０％のＭｎ、１６．５〜１７．５％のＣｒ、２．５０〜５．０％のＮｉ、＜０．２％のＮ及び２．０〜３．０％のＣｕを有する。この鋼では、許容できる機械的性質及び耐食性と同時に、良い熱間圧延性、特に熱間圧延中のエッジ亀裂の回避が達成された。この性質の組合せを確実に保証するため、ここではいずれの場合にも鋼のＣｒ含量が必ず１７．５重量％を超えないように調整される。
主にＭｎ−オーステナイトから成る鋼ストリップ又は鋼シートの適切な価格の製造の可能性は、従来技術に比べて強度が増した特許文献５から知られている。この目的のため、少なくとも下記合金成分：（重量％で）１５．００〜２４．００％のＣｒ、５．００〜１２．００％のＭｎ、０．１０〜０．６０％のＮ、０．０１〜０．２％のＣ、最大３．００％のＡｌ及び／又はＳｉ、最大０．０７％のＰ、最大０．０５％のＳ、最大０．５％のＮｂ、最大０．５％のＶ、最大３．０％のＮｉ、最大５．０％のＭｏ、最大２．０％のＣｕ並びに残りとして鉄及び不可避不純物を含む鋼を溶解する。この場合、双ローラー鋳造機の２つの回転ローラー間に形成された鋳造ニップ（casting nip、Giessspalt（英、独訳））にこの種の鋼を流し込んで、最大１０ｍｍ厚の薄ストリップを形成する。その間に、鋳造ニップ内の薄ストリップが少なくとも２００Ｋ／秒の冷却速度で冷却されるほどローラー又はロールが冷却される。このように既知の方法は基本的に、例えば２ローラー鋳造装置（「ダブルローラー」）のローラー又はロール間に形成された鋳造ニップに鋼を流し込み、初相フェライト凝固から初相オーステナイト凝固の方向にシフトが起こるほどに鋼を冷却するという既知技術のストリップ鋳造システムを利用する。この技術は、オーステナイトが窒素に関して高い溶解性を有するので、溶解物に溶解している窒素を鋼中に移すことを可能にする。ここで、高い冷却速度で起こる集中的冷却のため、溶解物を凝固する際に生じる可能性のある窒素の気泡は確実に小さいままであり、それらに対する圧力は大きい。このことが、凝固の過程で高い窒素含量を排出するのを阻止する。
最後に、経済的に製造できるステンレス鋼が特許文献６から知られているが、これもやはり従来の冷間成形中の応力亀裂の生成を気にしていない。この鋼では、従来目指していた単相の純粋にオーステナイト系の微細構造の代わりに、二相の混合微細構造を調整し、Ｓｉ及び／又はＭｏを添加して部分的にＮｉ含量を減らすことによるか又はＮｉをＣｕと置き換えることによって、オーステナイト（Ａ）とフェライト（Ｆ）の比率を調整する。従って、オーステナイトは、成形中に起こるマルテンサイト形成がもはや応力亀裂をもたらさない程度に安定化される。重量％で与えると、特許文献６から知られている鋼のクロム含量は１６〜２０％であり、マンガン含量は６〜１２％であり、ニッケル含量は９．０５％以下であり、銅含量は３％以下である。窒素を０．１〜０．５％で添加することになっている。この合金は、ｔ−係数（フェライト形成元素とオーステナイト形成元素の比であり、それぞれ前因子を含む）が１．３超え〜１．８未満の範囲（corridor、Korridor（英、独訳））内であるように構成される。同時に、この合金のＭＤ３０温度は、特別な条件を満たさなければならない。
欧州特許出願公開第０９６９１１３（Ａ１）号明細書 特開昭５６−１４６８６２号公報 欧州特許第１４３１４０８（Ｂ１）号明細書 欧州特許出願公開第０５９３１５８（Ａ１）号明細書 欧州特許第１３１９０９１（Ｂ１）号明細書 欧州特許第１３５２９８２（Ｂ１）号明細書
Werkstoffkunde Stahl, volume 2, Publisher: VereinDeutscher Eisenhuttenleute,1985, Springer-Verlag Berlin Heidelberg New York Tokio, Verlag Stahleisenm.b.H. Dusseldorf,Chapter D 10.3.2
上記従来技術の背景に対して、本発明の目的は、簡単な方法で経済的に製造できる鋼を開示することだった。さらに、この種の鋼から最適特性を有する鋼ストリップを製造できる方法を開示することだった。最後に、良い成形特性を有し、広範な分野の用途に適した強度を有する経済的に製造できる冷間圧延ステンレス鋼板製品をも開示する予定である。
鋼に関して、この鋼が請求項１に従って構成されるという点でこの目的は本発明によって達成された。この鋼の有利な構成は、請求項１を引用する請求項で開示される。
鋼板製品に関する上記目的に対する本発明の解決手段を請求項１２で与え、この製品の有利な構成を請求項１３で言及する。
最後に、方法に関する上記目的に対する本発明の解決手段は、鋼板製品の製造中、少なくとも請求項１４で開示する作業工程を実施することである。本発明の方法の有利な構成は、請求項１４を引用する請求項で開示される。
本発明によって、１．４３０１の経済的な代替材料として、Ｍｎ及びＣｕ含量が高く、かつＮｉ含量が低いステンレスＣｒＭｎＮｉＣｕ鋼が入手可能になり、それをストリップ鋳造法で加工して鋼板製品を有利に形成することができる。
ここで、本発明によって構成される鋼の合金成分は、冷間圧延状態で、その微細構造が、オーステナイトの他、５〜１５体積％のδフェライト含量（「デルタフェライト含量」）を有するように選択される。ここで、このδフェライト含量は、冷間圧延ストリップとして良い強度を有する本発明の鋼が、鋼１．４３０１に近い耐食性を有するように概算される。本発明の鋼から冷間圧延された鋼板製品の機械的性質、例えば降伏強さ及び引張り強さなどは鋼１．４３０１に比べて高い値にシフトし、破断点伸びは低いＡ８０値にシフトする。冷間成形性を評価するための技術的特徴、例えば限界絞り比（limiting draw ratio、Grenzziehveraeltnis（英、独訳））及びカッピング試験（cupping test、Tiefungsversuch（英、独訳））における球状キャップ高さ（spherical
cap height、Kalottenhoehe（英、独訳））などは、鋼１．４３０１製の鋼シートについて決定された値の低い分布範囲内にある。
結果として、本発明の鋼は、その特定の性質の組合せのため、「白物家電」分野に入る製品の製造並びにその他の用途いずれの場合にもそれぞれの製品を形成するため有意な深絞り（deep-drawing、Tiefzieh-（英、独訳））及び延伸絞りフラクション（stretch-drawing fractions、Streckziehanteilen（英、独訳））で鋼シートを形成するために鋼１．４３０１の代用品として適している。
この目的のための本発明の鋼は、下記元素（重量％で）：
Ｃ：０．０５〜０．１４％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：４．０〜１２．０％、
Ｃｒ：１７．５％より多く、最大２２．０％、
Ｎｉ：１．０〜４．０％、
Ｃｕ：１．０〜３．０％、
Ｎ：０．０３〜０．２％、
Ｐ：最大０．０７％、
Ｓ：最大０．０１％、
Ｍｏ：０．０９〜０．５％
（「Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｃａ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈ」からなる群のうち下記条件（重量％）で任意に選択される１つ以上の元素：
Ｔｉ：最大０．０２％、
Ｎｂ：最大０．１％、
Ｂ：最大０．００４％、
Ｖ：最大０．１％、
Ａｌ：０．００１〜０．０３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｓ：０．００３〜０．０１５％、
Ｓｎ：０．００３〜０．０１％、
Ｐｂ：最大０．０１％、
Ｈ：最大０．００２５％、
を含んでよい）、
残りのＦｅ及び不可避不純物と
を有する。
本発明の鋼には、耐食性を改善するため１７．５重量％より多く、最大２２．０重量％の含量でＣｒが主に含まれる。ここで、本発明の鋼にいずれの場合にも１７．５重量％を超えるＣｒが含まれるべきであるという特定化が、鋼１．４３０１に匹敵する耐食性を確実に達成する。これは、Ｃｒ含量が少なくとも１７．７重量％、特に少なくとも１８．０重量％であるときに特に確実に達成される。特に、本発明の鋼のＣｒ含量を２０重量％に制限すると、本発明によって達成されるこの成果が生じる。
Ｃ及びＮは、強いオーステナイト形成元素であり、さらに本発明の鋼の加工中にマルテンサイトを形成する編成に対する抵抗を効果的に高める。従って、Ｃ含量の下限を０．０５重量％に設定し、Ｎ含量の下限を０．０３重量％に設定した。
Ｃ含量の上限を０．１４重量％に維持することによって、加熱処理中、例えば溶接中の炭化クロムの形成及びそれに伴う粒間腐食の危険を回避する。
侵入型元素として、Ｎは降伏強さの増加をもたらすので、最大０．２重量％に定める。できるだけ良い成形性を保証するため、Ｎ含量を好ましくは０．１２重量％に制限する。本発明のステンレス鋼中の窒素の影響は、特にそのＮ含量が少なくとも０．０６重量％、特に０．０６〜０．１０重量％である場合に出始める。
Ｓｉは、フェライトの形成を助ける。従って、本発明の鋼のＳｉ含量を最大１重量％、特に０．５重量％に制限し、特に、本発明の鋼のＳｉ含量を最大０．４重量％に制限すると、Ｓｉの望ましくない影響を回避することができる。
Ｍｏは、一方でフェライト形成を助け、かつ他方で高価である。従って、Ｍｏ含量ができるだけ少ないことが好ましい。特に、本発明によって、製造によってもたらされる不可避不純物に割り当てられるのが無効量に限定されるほどまでにＭｏ含量を減じることができる。
本発明の鋼中のδフェライト含量（「デルタフェライト含量」）を熱間圧延ストリップ中で確実に最大２５％とし、かつ良い成形特性を保証するために必要な最小含量１重量％のＮｉをオーステナイト形成元素として添加し、そのようにして、本発明の冷間圧延ストリップのデルタフェライト含量について最大１５％に制限するという目標を確実に維持する。この効果は、Ｎｉ含量が少なくとも１．５重量％、特に少なくとも２．０重量％の場合に特に確実に果たされる。Ｎｉ含量を最大で４重量％に制限することによって、鋼１．４３０１に比べて合金手段のコストの明らかな低減が達成される。
オーステナイト形成元素Ｍｎ及びＣｕを添加するため、Ｎｉ含量の減少が可能である。
銅はニッケルと同様のオーステナイト安定化効果を及ぼす。しかし、銅含量が高すぎると、銅に富んだ低融点の沈殿物の形成につながる。特に本発明の鋼をストリップ鋳造システムで鋳造して鋳造ストリップを形成するか又は熱間圧延が引き続きインラインで起こる場合に亀裂を生じさせることがある。従って、本発明は、銅の上限を３％と規定する。本発明の鋼中のＣｕの効果を保証するため、最小Ｃｕ含量が１．５重量％、特に２．０重量％であると好ましいことが判明し、２．１重量％以上の含量が実際の試験でうまくいくことが分かった。
本発明の鋼中のＭｎのオーステナイト形成効果は、少なくとも４重量％のＭｎ含量で生じる。合金手段の技術的、経済的観点から、Ｍｎ含量は最大１２重量％に制限され、マンガンの最適効果は、Ｍｎ含量が４．０〜１０．５重量％、特に７．５〜１０．５重量％である場合に本発明の鋼で達成される。
Ｐ及びＳ含量は、これらの合金元素が本発明の鋼の成形性に負の影響を及ぼすのを実質的に排除するため、Ｐについては最大０．０７重量％、Ｓについては０．０１重量％に制限される。
本発明の鋼の特定の性質を調整するため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｃａ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｐｂ又はＨの含量が任意に存在してよい。
連続鋳造法を利用する本発明の鋼板製品の製造において、また、得られたストリップ中の亀裂を回避するためのいわゆる「ストリップ鋳造径路」でも０．０２重量％までのＴｉ含量が役立つ。
０．１重量％までのＮｂ含量は、連続鋳造法を利用してもストリップ鋳造法を利用しても製造中の成形性に好ましい効果を及ぼす。
亀裂形成の危険に対抗するためストリップ鋳造法を利用して鋼を加工する場合、本発明の鋼に０．００４重量％までの含量でホウ素を添加してよい。鋼を連続鋳造法で鋳造する場合、言及した上限までのＢの存在は、表面亀裂の回避に寄与する。
０．００１〜０．０３重量％の含量のＡｌを添加することによって、本発明の鋼の純度を高めることができる。０．０００５〜０．００３重量％の含量のＣａの存在は、同じ目的に役立つ。
本発明の鋼をストリップ鋳造法によって加工する際、０．００３〜０．０１５重量％のＡｓ、０．００３〜０．０１重量％のＳｎ、０．０１重量％までのＰｂ及び０．０１重量％までのＢｉの含量によって、亀裂形成の危険を最小限にすることができる。連続鋳造法による加工の場合、言及した含量制限内のこれらの元素は、熱間圧延中の表面欠陥の発生の危険を減らすのに役立つ。
オーステナイト及びフェライト形成合金成分の冷間圧延状態で特に目指す性質に関する最適比は、下記係数ｔについて、
Figure 0005687624
 の場合、ｔは１．３以下である。
ここで、それぞれの鋼組成の％ＣはＣ含量、％ＮはＮ含量、％ＳｉはＳｉ含量、％ＡｌはＡｌ含量、％ＭｎはＭｎ含量、％ＣｒはＣｒ含量、％ＮｉはＮｉ含量、％ＭｏはＭｏ含量及び％ＣｕはＣｕ含量を表す。これは、特に、ｔが１．３未満である場合に当てはまり、ｔが最大で１．２の場合に本発明が目指す性質が特に確実に調整される。
本発明に従って構成される鋼から冷間圧延された鋼製品、他言すれば、例えば、冷間圧延鋼ストリップ又は鋼シートは、少なくとも３５％の伸びＡ８０を有する。このように構成された本発明の冷間圧延鋼板製品では、回転対称カップの深絞り加工中の限界絞り比が２．００である。ここで、「限界絞り比（limiting draw ratio）」は、カップを一定の押下力で絞り加工中、基礎亀裂及びシワなしでカップを深絞り加工することができる、円形ブランク（これから、カップを深絞り加工するために使用するダイの直径にカップを絞り加工する）の直径から形成される１番絞りにおける最大絞り比を意味する。この場合、円形ブランクを絞りリングと押下装置との間に円形ブランクの外縁で完全にクランプする。次に直径１００ｍｍのダイが円形ブランクに貫入し、深絞りプロセスで球状キャップを形成する。シート金属材料が裂けるまでこのプロセスを続ける。本発明の鋼から製造された冷間圧延ストリップ又はシートでこれらの条件下で達成される亀裂のない球状キャップ高は規則的に５８ｍｍである。従って、本発明により構成された鋼板製品は、成形、例えば深絞り加工又は匹敵する操作に最適な方法にそれを適応させる性質の組合せを有する。
本発明の冷間圧延鋼板製品の製造は、一般的に作業工程「製鋼所内で鋼を溶解、処理及び後処理する工程」、「鋼からストリップ鋳造法によって鋳造ストリップを製造する工程」、「鋳造ストリップ又はスラブを熱間圧延する工程」、「冷間圧延のために熱間圧延ストリップを下処理（焼きなまし及び酸洗い／スケール除去）する工程」、「冷間圧延する工程」、「冷間圧延ストリップの最終焼きなまし工程」及び「冷間圧延ストリップを最終加工（調質圧延（temper rolling、Dressieren（英、独訳））、ストレッチレベリング（stretch levelling、Streckrichten（英、独訳））、トリミング）する工程」を含む。
この場合、これらの各作業セクションは、いずれの場合にも、例えば、利用可能なシステム設備及び使用者（顧客）の要望に応じて行なわれる任意の作業工程を含んでよい。
従って、本発明により鋼板製品を製造するため、本発明の方法で構成された鋼をまず溶解する。この方法で構成された溶解物を次に双ローラー鋳造機で鋳造して鋳造ストリップを形成する。ここで、本発明の鋼の凝固は、主にフェライト様式で起こってから、ここでは高いＣｒ含量及び低いＮｉ含量のためオーステナイト様式で起こる。ストリップ鋳造法の基礎となる高い冷却速度は、熱間圧延ストリップ内に残存する有意なδフェライトフラクション（「デルタフェライトフラクション」）に有利に働く。
本発明の鋼製のストリップ鋳造物を次に連続製造シーケンスのストリップ鋳造後にインラインで熱間圧延する。この方法で典型的な厚さが１〜４ｍｍの熱間圧延ストリップが作られる。それぞれの熱間圧延スタンドへの途中で、鋳造ストリップは明らかにさらなるワークステーション、例えば補償又は加熱炉を通過し得る。
ストリップ鋳造システムでの本発明の鋼の加工は、溶鋼を鋳造して、特に最大４ｍｍ、好ましくは最大３．５ｍｍに制限された最小厚のストリップを形成でき、かつ最大５０％の圧下率の成形は、次に鋳造ストリップを最終厚にする必要があるという利点を有する。従って、その二相性にもかかわらず、本発明の鋼から信頼できるプロセスで熱間圧延ストリップを形成し、次にそれを冷間圧延ストリップへの通常のさらなる加工に供することができる。
本発明の手順は、熱間圧延が単一の熱間圧延機（hot rolling pass、Warmwalzstich（英、独訳））内で起こる場合に特に有利である。この場合、熱間圧延中に達成される総圧下率εは、最大で５０％でなければならならず、そうでないと望ましくない微粒子の微細構造が形成される。
鋳造ストリップが熱間圧延の最初の熱間圧延機内に流れ込む熱間圧延温度は、好ましくは１０５０〜１２００℃の範囲内である。
以下、本発明を典型的実施形態の助けを借りてさらに詳細に説明する。
表１は、本発明に属するこれらの合金Ｅ１〜Ｅ４の化学組成を示す。
これらの合金によって構成される溶解物を製造するため、合金及び非合金スクラップ金属及び合金鉄を一緒に製鋼所でアーク炉内にて溶解した。
従って、このようにしてアーク炉から得られた溶解物をＡＯＤ転炉（ＡＯＤ＝アルゴン酸素脱炭（Argon Oxygen Decarburisation））内でさらに処理した。この処理の主目的は、酸素とアルゴンの混合物を吹き込むことによって、炭素含量を目標値に減らすことだった。
ＡＯＤ処理後、溶解物を取鍋に流し込んだ。溶鋼特性の高品質な要件が後処理を必要とした。これは液状粗鋼の二次精錬、取鍋又は真空処理によって行なわれた。この作業工程は、溶解物の均質化及び狭い温度範囲又は正確な温度の維持とは別に、主に、鋼中の低含量元素の炭素、窒素、水素、リン及びいくつかの微量元素を調整することを追及した。
対応して処理した溶解物を次に通常の双ローラーで熱間圧延して２．５〜３．５ｍｍ厚の鋳造ストリップを形成してから圧延機内で直接融合させて１．５〜２．５ｍｍ厚の熱間圧延ストリップを形成した。ここで熱間圧延最終温度は１１００℃だった。基本的に、２５〜５０％の圧下率で、本発明の鋼製の熱間圧延ストリップの熱間圧延では１０５０〜１２００℃の熱間圧延最終温度が可能である。前記条件下ではストリップの鋳造及び熱間圧延の直接シーケンスのため、生じる亀裂及び表面欠陥の危険を回避することができる。前記危険は、多工程熱間圧延プロセスから製造される熱間圧延ストリップの二相性のため、多工程熱間圧延プロセスにわたって起こる本発明の鋼合金の通常の加工中に存在する。
比較のため、鋼１．４３０１の標準化合金の部類に入る２つのサンプル４３０１．７０、４３０１．６０を溶解し、それからサンプルＥ１〜Ｅ４について上述した方法で双ローラーにて引き続く熱間圧延でサンプル４３０１．７０を加工して１．９〜２．４ｍｍ厚の熱間圧延ストリップを形成した。一方サンプル４３０１．６０を通常の方法で連続的に鋳造してスラブとし、多段階で２．８〜３．６ｍｍ厚の熱間圧延ストリップに加工した。
上記方法で製造された熱間圧延ストリップを次に冷間圧延のため下処理した。この目的のため、本発明の熱間圧延ストリップの加工中、典型的に１０００〜１１８０℃の範囲の温度にて焼きなましの形の熱処理に前記ストリップを供した。ここで述べる典型的実施形態では、いずれの場合にもこの温度は１０５０℃だった。
次に、熱間圧延ストリップに付着している酸化物層を該ストリップから除去するため、熱間圧延ストリップを既知の方法のスケール除去に供した。この種のスケール除去は、一般的に例えば、通常のスケール破砕機及び酸洗いの助けを借りて行なわれる機械的な前スケール除去を含み、液体酸洗い媒体を用いて熱間圧延ストリップの金属表面から実質的に完全にスケールが除去される。
この方法で焼きなまし及び酸洗いされたいわゆる「白色」熱間圧延ストリップをコイル形状に巻き取って冷間圧延スタンドに供給する。
熱間圧延ストリップの所望最終厚０．８ｍｍへの冷間圧延は、２０ロール冷間圧延スタンドで事前加熱せずに行なわれた。この冷間圧延スタンドタイプは、高級鋼を加工するために必要な高い成形力を適用すると同時に表面の品質と厚さについて顧客が要求する耐性を維持することを保証する立場にある。本発明の加工で冷間圧延中に達成される圧下率は、典型的に４０〜８０％の範囲である。
冷間圧延中に凝固した冷間圧延ストリップを焼きなましして、１１４０℃の焼きなまし温度で再結晶するさらなる加工に必要なその成形特性を修復した。本発明の鋼板製品の再結晶焼きなましに適した焼きなまし温度は、１０５０〜１１８０℃の範囲である。
本発明の典型的実施形態では、再結晶焼きなましは、冷間圧延ストリップをまず大気開放下で焼きなまししてから該プロセスで生じたスケールを酸洗いセクションで再び除去する通常の焼きなまし及び酸洗いラインで行なった。或いは、特に表面組成の高い要求がある場合、光輝焼きなましラインの保護ガス雰囲気下で焼きなましを行なうこともできる。ここで、冷間圧延ストリップの機械的光沢のある表面を保持し、その光沢を保護ガス雰囲気内での最終加熱処理によって増強する。
顧客が望む機械的性質、平坦度、表面の微細構造及び光沢の最終調整のため、加熱処理した冷間圧延ストリップを最後に調質圧延に供した。この目的のためには一般的に、磨き上げた作業ローラーを有する双ローラー又は４ローラー調質圧延スタンドを使用する。
鋼Ｅ１〜Ｅ４、４３０１．７０及び４３０１．６０から製造された熱間圧延ストリップ（「ＨＳ」）のδフェライト含量、及びそれらのそれぞれの機械的性質、耐力（proof stress、Dehngrenze（英、独訳））Ｒｐ、引張り強さＲｍ及び伸びＡ８０を表２に示す。同様に、ここで説明した方法で鋼Ｅ１〜Ｅ４、４３０１．７０及び４３０１．６０から製造された０．８ｍｍ厚の冷間圧延ストリップについて、デルタフェライト含量、δ−フェライト、ＡＳＴＭに対して評価したそれらの微細構造の粒度並びに耐力（proof strength、Dehngrenze（英、独訳））Ｒｐ、引張り強さＲｍ及び伸びＡ８０を表２に示す。
本発明のサンプルから一般的に得られた冷間圧延ストリップについては、耐力及び引張り強さの値は、比較サンプル４３０１．７０及び４３０１．６０から製造された冷間圧延ストリップの値より高い。
サンプルＥ１〜Ｅ４から製造された冷間圧延ストリップの伸び値Ａ８０は圧延方向に対して直角に４４．４％〜４８．５％であるが、一方で比較サンプル４３０１．７０及び４３０１．６０については、伸び値Ａ８０が５３％及び５７．６％と測定できた。
冷間圧延ストリップ中の本発明の鋼のδフェライトフラクション（「デルタフェライトフラクション」）は８．５％〜１３％の含量を有するので、２つの比較サンプルについて測定された値より明らかに高い。本発明のサンプル中に存在する明白なδフェライトフラクションは、低い伸び値を説明する。さらに、特に１０までのＡＳＴＭ値を有するサンプルＥ１〜Ｅ４製の冷間圧延ストリップは、粒子が非常に細かく、高い強度レベルについて考えられる原因である。さらに、侵入又は置換によって放出される原子（混合結晶の形で）としての炭素及び窒素又はマンガン等の元素は強度特性を高める。
サンプルＥ１及びＥ４並びに４３０１．６０から製造された冷間圧延ストリップの成形性を評価するのに好適な技術的特徴を表３に示す。
サンプルＥ１及びＥ４から製造された冷間圧延ストリップの伸張−絞り能力の特徴としての球状キャップ高は、２つの比較サンプルから測定できた値の範囲内であるか又はそれよりわずかに低い。
サンプルＥ１及びＥ４から製造された冷間圧延ストリップの限界絞り比もサンプル４３０１．６０の限界絞り比の範囲内である。従って、本発明の冷間圧延ストリップは、通常鋼１．４３０１から製造されたサンプルと同様に優れた深絞り能を有する。
従って、高い深絞りフラクション及び大きい絞り深さを有する成分を本発明の鋼から製造できる。本発明の方法で製造された冷間圧延鋼板製品は、鋼１．４３０１から連続鋳造によって従来法で製造された冷間圧延ストリップより、それらの成形中に低い耳発生（earing、Zipfeligkeit（英、独訳））を示す。これは、冷間圧延ストリップ内のより小さい圧延テクスチャーに起因する本発明の鋼のより等方性の流れ挙動を明らかにする。このような挙動は、多くの深絞り加工プロセスで特に有利なことが分かる。本発明によって製造された冷間圧延製品の横方向のｒ値は、従来どおりに製造された材料の範囲内である。
調質圧延後に得られた冷間圧延ストリップを、必要ならば、ストレッチレベリング及びトリミングに供してよい。これらの製造工程は一般的に別々に行なわれる。次に、必要ならば、研磨ラインは、ストリップ表面に異なる研磨パターンのあるストリップを提供することもできる。高級鋼シートの平坦度の最高要求のため、調質圧延したか或いは調質圧延しない冷間圧延ストリップをストリップ伸張システムで処理する。ストリップの平坦度の欠如につながり得る、おそらく存在するであろう残存応力がこの方法で相殺される。
従って、本発明によって、耐食性が鋼１．４３０１の耐食性に匹敵する鋼が入手可能になる。上に述べたように、有意に３５％を超え、特に４０％を超える破断点伸び値が達成され、かつ技術的成形特性が材料１．４３０１の分布範囲内にあるように、熱間圧延、次いでインラインで完了する加工方法として選ばれたストリップ鋳造の過程で可能な化学組成及び急速凝固を利用して、本発明の鋼から製造される熱間圧延及び冷間圧延ストリップのδフェライト含量（「デルタフェライト含量」）を調整する。

Figure 0005687624
Figure 0005687624
Figure 0005687624

Claims (19)

  1. 下記組成（重量％で）：
    Ｃ：０．０５〜０．１４％、
    Ｓｉ：０．１〜１．０％、
    Ｍｎ：４．０〜１２．０％、
    Ｃｒ：１７．５％より多く、最大２２．０％、
    Ｎｉ：１．０〜４．０％、
    Ｃｕ：１．０〜３．０％、
    Ｎ：０．０３〜０．２％、
    Ｐ：最大０．０７％、
    Ｓ：最大０．０１％、
    Ｍｏ：０．０９〜０．５％
    （「Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｃａ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈ」からなる群のうち下記条件（重量％）で任意に選択される１つ以上の元素：
    Ｔｉ：最大０．０２％、
    Ｎｂ：最大０．１％、
    Ｂ：最大０．００４％、
    Ｖ：最大０．１％、
    Ａｌ：０．００１〜０．０３％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、
    Ａｓ：０．００３〜０．０１５％、
    Ｓｎ：０．００３〜０．０１％、
    Ｐｂ：最大０．０１％、
    Ｂｉ：最大０．０１％、
    Ｈ：最大０．００２５％
    を含んでよい）、
    残りのＦｅ及び不可避不純物と
    を有するステンレス鋼であって、その冷間圧延後の結晶組織が８．５〜１３体積％のδフェライト及び残部オーステナイトである、ステンレス鋼。
  2. 下記式
    Figure 0005687624
     （式中、それぞれの鋼組成の％ＣはＣ含量、％ＮはＮ含量、％ＳｉはＳｉ含量、％ＡｌはＡｌ含量、％ＭｎはＭｎ含量、％ＣｒはＣｒ含量、％ＮｉはＮｉ含量、％ＭｏはＭｏ含量及び％ＣｕはＣｕ含量を表す）
    について、ｔ≦１．３を満たすことを特徴とする請求項１記載のステンレス鋼。
  3. そのＳｉ含量が０．１〜０．４重量％であることを特徴とする請求項１又は２記載のステンレス鋼。
  4. そのＭｎ含量が４．０〜１０．５重量％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のステンレス鋼。
  5. そのＣｒ含量が最大２０．０重量％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のステンレス鋼。
  6. そのＣｒ含量が少なくとも１７．７重量％であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載のステンレス鋼。
  7. そのＮｉ含量が少なくとも１．５重量％であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のステンレス鋼。
  8. 少なくとも１．５重量％のＣｕを含むことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載のステンレス鋼。
  9. そのＣｕ含量が少なくとも２．０重量％であることを特徴とする請求項８記載のステンレス鋼。
  10. そのＮ含量が０．０３〜０．１０重量％であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載のステンレス鋼。
  11. 請求項１〜１０のいずれか１項に記載の鋼から製造された冷間圧延鋼板製品。
  12. その伸びＡ８０が少なくとも３５％であることを特徴とする請求項１１記載の冷間圧延鋼板製品。
  13. 回転対称カップを深絞り加工するときの限界絞り比が２．００であることを特徴とする請求項１１又は１２記載の冷間圧延鋼板製品。
  14. 鋼ストリップ又は鋼シート等の鋼板製品の製造方法であって、以下の作業工程：
    −請求項１〜１１のいずれか１項に記載の鋼組成を有するステンレス鋼を溶解する工程、
    −この溶鋼を双ローラー内で鋳造して鋳造ストリップを形成する工程、
    −この鋳造ストリップの鋳造後にインラインで前記鋳造ストリップを熱間圧延して熱間圧延ストリップを形成する工程
    を経る方法。
  15. 前記熱間圧延が単一の熱間圧延機内で行なわれることを特徴とする請求項１４記載の方法。
  16. 前記熱間圧延中に達成される総圧下率εが最大で５０％であることを特徴とする請求項１４又は１５記載の方法。
  17. 前記鋳造ストリップが、最初の圧延機に１０５０〜１２００℃の範囲の熱間圧延開始温度で流れ込むことを特徴とする請求項１４〜１６のいずれか１項に記載の方法。
  18. 前記鋳造ストリップの厚さが最大で４ｍｍであることを特徴とする請求項１４〜１７のいずれか１項に記載の方法。
  19. 前記熱間圧延ストリップを冷間圧延して冷間圧延ストリップを形成し、そのようにして請求項１２又は１３に従って形成される冷間圧延ストリップを得ることを特徴とする請求項１４〜１８のいずれか１項に記載の方法。
JP2011526470A 2008-09-11 2009-09-03 ステンレス鋼、この鋼から製造された冷間圧延ストリップ、及びこの鋼から鋼板製品を製造する方法 Expired - Fee Related JP5687624B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP08105309.2A EP2163659B1 (de) 2008-09-11 2008-09-11 Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl
EP08105309.2 2008-09-11
PCT/EP2009/061405 WO2010029012A1 (de) 2008-09-11 2009-09-03 Nichtrostender stahl, aus diesem stahl hergestelltes kaltband und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus diesem stahl

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2012502186A JP2012502186A (ja) 2012-01-26
JP5687624B2 true JP5687624B2 (ja) 2015-03-18

Family

ID=40227514

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2011526470A Expired - Fee Related JP5687624B2 (ja) 2008-09-11 2009-09-03 ステンレス鋼、この鋼から製造された冷間圧延ストリップ、及びこの鋼から鋼板製品を製造する方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US8608873B2 (ja)
EP (1) EP2163659B1 (ja)
JP (1) JP5687624B2 (ja)
KR (1) KR101375600B1 (ja)
CN (2) CN104988430A (ja)
WO (1) WO2010029012A1 (ja)
ZA (1) ZA201101593B (ja)

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101371715B1 (ko) 2011-07-25 2014-03-07 기아자동차(주) 오스테나이트계 내열주강 및 이를 이용하여 제조된 배기매니폴드
CN102304674B (zh) * 2011-08-23 2013-03-06 永兴特种不锈钢股份有限公司 一种焊接用奥氏体不锈钢线材
CN103160751B (zh) * 2011-12-14 2015-06-03 鞍钢股份有限公司 一种屈服强度为590MPa级球扁钢及其生产方法
UA111115C2 (uk) 2012-04-02 2016-03-25 Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. Рентабельна феритна нержавіюча сталь
AT512399B1 (de) * 2012-09-10 2013-08-15 Siemens Vai Metals Tech Gmbh Verfahren zum Herstellen eines mikrolegierten Röhrenstahls in einer Gieß-Walz-Verbundanlage und mikrolegierter Röhrenstahl
KR101460279B1 (ko) * 2012-12-24 2014-11-11 주식회사 포스코 Ｃｒ－Ｍｎ계 스테인리스강
EP2759614B1 (de) 2013-01-25 2019-01-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einem amorphen, teilamorphen oder feinkristallinen Gefüge und derart beschaffenes Stahlflachprodukt
KR20150074697A (ko) * 2013-12-24 2015-07-02 주식회사 포스코 저 니켈 함유 스테인리스강
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102015005742A1 (de) 2015-05-05 2016-11-10 Dbi Gas- Und Umwelttechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung von Feinblech aus einem nichtrostenden, austenitischen CrMnNi-Stahl
EP3095882B1 (en) * 2015-05-18 2021-09-22 Outokumpu Oyj Method for producing a stainless steel sheet with modified visual characteristics
DE102015217627B4 (de) 2015-09-15 2017-07-20 Thyssenkrupp Ag Bandbearbeitungsvorrichtung sowie Verfahren zur Bearbeitung eines Bands
DE102015116517A1 (de) 2015-09-29 2017-03-30 Thyssenkrupp Ag Vorrichtung und Verfahren zur kontinuierlichen Herstellung eines bandförmigen, metallischen Werkstücks
US10793930B2 (en) * 2016-02-17 2020-10-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic-austenitic two-phase stainless steel material and method for manufacturing same
CN106319343B (zh) * 2016-10-10 2021-08-17 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种低成本的高强度不锈钢及其焊管制造方法
KR101903181B1 (ko) * 2016-12-23 2018-10-01 주식회사 포스코 내식성 및 성형성이 우수한 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법
KR101952818B1 (ko) * 2017-09-25 2019-02-28 주식회사포스코 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법
KR20190072321A (ko) * 2017-12-15 2019-06-25 주식회사 포스코 표면품질이 양호한 고Cu 스테인리스 강의 제조방법
CN109763878A (zh) * 2019-01-28 2019-05-17 康子鑫 一种用于汽车控制排放量的催化转化器
CN111575466B (zh) * 2020-06-29 2021-10-22 张家港联峰钢铁研究所有限公司 一种热强耐蚀钢的热处理制备方法
CN113198835B (zh) * 2021-04-28 2022-07-29 北京科技大学 一种基于Adam-SVM模型的AH36级热轧球扁钢制备方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3940266A (en) * 1972-03-28 1976-02-24 Armco Steel Corporation Austenitic stainless steel
JPS5856746B2 (ja) 1980-04-15 1983-12-16 日本ステンレス株式会社 プレス成形性および耐食性の良好なオ−ステナイト系ステンレス鋼
JPS57105250A (en) * 1980-12-22 1982-06-30 Masayasu Ejima Surrounding discharging grating for mill
JPS61124556A (ja) * 1984-11-20 1986-06-12 Kawasaki Steel Corp 低ニツケルオ−ステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JPH0686645B2 (ja) * 1989-05-31 1994-11-02 日本金属工業株式会社 熱間加工性に優れたニッケル節減型オーステナイト系ステンレス鋼
US5286310A (en) 1992-10-13 1994-02-15 Allegheny Ludlum Corporation Low nickel, copper containing chromium-nickel-manganese-copper-nitrogen austenitic stainless steel
EP0694626A1 (en) * 1994-07-26 1996-01-31 Acerinox S.A. Austenitic stainless steel with low nickel content
JP3423818B2 (ja) * 1995-04-27 2003-07-07 新日本製鐵株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼薄板鋳片の製造方法
ES2142756B1 (es) * 1998-04-22 2000-12-16 Acerinox Sa Acero inoxidable austenitico con bajo contenido en niquel.
FR2780735B1 (fr) 1998-07-02 2001-06-22 Usinor Acier inoxydable austenitique comportant une basse teneur en nickel et resistant a la corrosion
DE10046181C2 (de) 2000-09-19 2002-08-01 Krupp Thyssen Nirosta Gmbh Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder -blechs
DE10215598A1 (de) * 2002-04-10 2003-10-30 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Nichtrostender Stahl, Verfahren zum Herstellen von spannungsrißfreien Formteilen und Formteil
PT1431408E (pt) 2002-12-19 2007-02-28 Yieh United Steel Corp Aço inoxidável austenítico de crómio-níquel-manganésio-cobre contendo pouco níquel.
JP4767544B2 (ja) 2005-01-11 2011-09-07 新日本製鐵株式会社 鋼板の冷却制御方法
JP2007063632A (ja) * 2005-08-31 2007-03-15 Nippon Metal Ind Co Ltd オーステナイト系ステンレス鋼
JP4331731B2 (ja) * 2006-01-30 2009-09-16 日本金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼およびその鋼で製造されたばね
JP5196807B2 (ja) * 2007-02-26 2013-05-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 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

Also Published As

Publication number Publication date
KR20110052749A (ko) 2011-05-18
JP2012502186A (ja) 2012-01-26
EP2163659B1 (de) 2016-06-08
KR101375600B1 (ko) 2014-03-17
EP2163659A1 (de) 2010-03-17
US20110293464A1 (en) 2011-12-01
CN104988430A (zh) 2015-10-21
US8608873B2 (en) 2013-12-17
WO2010029012A1 (de) 2010-03-18
CN102149842A (zh) 2011-08-10
ZA201101593B (en) 2011-11-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5687624B2 (ja) ステンレス鋼、この鋼から製造された冷間圧延ストリップ、及びこの鋼から鋼板製品を製造する方法
JP5869922B2 (ja) 面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5349015B2 (ja) Ｎｉ節約型オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法並びにスラブおよび熱延鋼板
JP5987996B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
WO2017043660A1 (ja) 鋼板およびほうろう製品
JP5362582B2 (ja) 耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP2016065301A (ja) ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法
JP5904310B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
KR101850231B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN110343970A (zh) 一种具较低Mn含量的热轧高强塑积中锰钢及其制备方法
EP3239335B1 (en) Ferritic stainless steel having excellent ductility and method for manufacturing same
JP2015137375A (ja) フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
JP2007211313A (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼とその製造方法
JP6411881B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP7324361B2 (ja) 強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
CN104769147A (zh) 具有优异抗氧化性、良好高温强度和良好成形性的铁素体不锈钢
CN111448326B (zh) 具有优异的热加工性的通用铁素体不锈钢及其制造方法
CN113631733A (zh) 棒状钢材
JP2018009231A (ja) 製造性と耐食性に優れた刃物用マルテンサイト系ステンレス鋼板
JP2012172211A (ja) 低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板の製造法
JP2001271143A (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP5167314B2 (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH0617519B2 (ja) 加工性の良好なフエライト系ステンレス鋼の鋼板または鋼帯の製造法
JP2001207244A (ja) 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
JP2007270168A (ja) Ｃｒ含有フェライト系鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20130705

A601 Written request for extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601

Effective date: 20131007

A602 Written permission of extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602

Effective date: 20131015

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20131105

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20140203

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20140425

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20140728

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20140901

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: 20150116

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20150122

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5687624

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees