JP6306353B2 - フェライト系ステンレス冷延鋼板用スラブの製造方法およびフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。特に、表面性状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に関するものである。
フェライト系ステンレス冷延鋼板は、安価で耐食性に優れているため、建材、輸送機器、家電製品、厨房機器、貯水槽、自動車部品などのさまざまな用途に使用されており、その適用範囲は近年さらに拡大しつつある。これらの用途に適用する冷延鋼板は耐食性とともに、所定の形状に成型できるだけの十分な成形性（例えば伸び）を有することが求められる。
このような要求にこたえるため、多くのTi含有フェライト系ステンレス鋼が開発されている。たとえば、特許文献１ではTiを含有させることにより、鋼板の成形性を改善したステンレス冷延鋼板が提案されている。また、特許文献２では、Tiを含有させ孔食電位を上昇させることにより、SUS304に匹敵する耐食性を持たせた耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
一方、フェライト系ステンレス冷延鋼板は美麗な表面外観を必要とする用途へも適用される。そのため、人目につく用途へ適用するフェライト系ステンレス冷延鋼板には、上記の耐食性や成形性だけでなく、高い表面性状が必要とされる。しかし、フェライト系ステンレス冷延鋼板が一定以上のTiを含有する場合、Ti系の酸化物や窒化物に起因した線状の表面欠陥（線状疵）が発生しやすくなることが一般に知られている。この最終製品における表面欠陥を防止するため、Ti含有フェライト系ステンレス冷延鋼板は製造途中にスラブや熱延板の表面研削工程を必要とし、製造性の低下や製造コストの上昇を招いている。そのため、Tiを含有しながらも表面性状に優れるフェライト系ステンレス冷延鋼板が強く求められている。
この要求に対して、特許文献３では、線状疵が鋳造時のインゴット表面にTi系の酸化物あるいは窒化物が多量に生成することに起因すると指摘し、溶鋼温度におけるTi化合物の溶解度積が当該温度の飽和レベル以下となるように鋼成分を制限し、鋳造時のインゴット表面への酸化物やTiNの生成を回避することにより表面品質を改善する技術が開示されている。しかし、特許文献３の技術はTi化合物の溶解度積を適切に管理する必要があり、Ti量の高いフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造するためにはCおよびN量を極度に低廉化する必要があるため、製造コストが上昇するという問題がある。
また、特許文献４では連続鋳造時に電磁撹拌により鋳型内凝固界面における溶鋼流速を制御することにより、溶鋼中への非金属介在物やモールドパウダー等の巻き込みに起因した表面品質の低下を生じさせずに、リジングの発生を防止する連続鋳造方法が開示されている。しかし、特許文献４に開示された技術を用いてTi量の高いフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造した場合、非金属介在物が溶鋼中に巻き込まれることは抑制できるものの、スラブ表層部には粗大なTiNが晶出あるいは析出する。この表層部のTiNは鋳造後の熱間圧延工程における加熱により、熱力学的により安定なTiO2へと酸化し、その後の冷間圧延によってTiO2を起点とした線状疵を誘引するため、Ti量の高いフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造するためには、熱間圧延後に表面研削工程が必要となり、製造コストが増加するという問題がある。
さらに、特許文献５ではMgを添加するとともにSi含有量、Ti×N値およびAl/Ti比を規制することにより、溶製時に生成する介在物の組成を制御し、鋼板の表面性状を向上させる技術が開示されている。しかし、特許文献５に開示される技術を実用化するには厳格な成分管理が必要となり、製鋼コストが増加するという問題がある。
本発明はかかる課題を解決し、Ti化合物の溶解度積の制限を必要とせず、かつ製造工程途中において表面研削を実施せずとも、仕上げ焼鈍後に線状疵が発生しない表面性状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を提供することを目的とする。
発明者らはTiを含有するフェライト系ステンレス冷延鋼板に発生する筋状欠陥（筋状疵）について発生機構と抑制技術について鋭意検討した。その結果、スラブの表面から10mm以内の領域に生成する最大断面積が625μm2以上のTiNクラスターが筋状欠陥の原因であり、このTiNクラスターが熱間圧延や冷間圧延時に引きずられ、鋼板表面に疵を作ることで筋状欠陥が発生することを確認した。さらに、TiNクラスターの寸法は鋳造時の溶鋼温度と明瞭な相関があることを見出した。ここで、鋳造時の溶鋼温度とは、タンディッシュでの溶鋼温度である。
発明者らは、TiNクラスターの最大断面積が625μm2未満となる溶鋼温度についてさらに検討した。その結果、好適な溶鋼温度は特定の成分に依存することを見出した。具体的には、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1（℃）以上、Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2（℃）以上とした場合にTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満となることを見出した。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、C: 0.002〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜2.00%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 11.5%〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.01〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造されることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
［２］前記［１］において、質量%で、さらに、Cu: 0.01〜1.00%、Mo: 0.01〜2.00%、Nb: 0.002〜0.50%、V: 0.01〜0.50%のいずれか1種以上を含むことを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の成分組成からなる溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳造時の溶鋼温度を、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1（℃）以上、Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2（℃）以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべて質量%である。
［１］成分組成は、質量％で、C: 0.002〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜2.00%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 11.5%〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.01〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造されることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
［２］前記［１］において、質量%で、さらに、Cu: 0.01〜1.00%、Mo: 0.01〜2.00%、Nb: 0.002〜0.50%、V: 0.01〜0.50%のいずれか1種以上を含むことを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の成分組成からなる溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳造時の溶鋼温度を、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1（℃）以上、Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2（℃）以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべて質量%である。
本発明によれば、製造工程途中において表面研削を実施せずとも、仕上げ焼鈍後に筋状疵が発生せず表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板を得ることができる。また、表面性状の要求からの成分制限を行う必要がなく、耐食性や加工性等の本来求められる特性を満たす成分とすることができる。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、成分組成は、質量％で、C: 0.002〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜2.00%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 11.5%〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.01〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造される。
特に、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造されたフェライト系ステンレス冷延鋼板とすることは、本発明において重要な要件である。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、成分組成は、質量％で、C: 0.002〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜2.00%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 11.5%〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.01〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造される。
特に、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造されたフェライト系ステンレス冷延鋼板とすることは、本発明において重要な要件である。
前述したように、発明者らはTiを含有するフェライト系ステンレス冷延鋼板に発生する筋状欠陥（筋状疵）について発生機構と抑制技術について鋭意検討した結果、スラブの表面に生成するTiNクラスターが筋状欠陥の原因であること、このTiNクラスターが熱間圧延や冷間圧延時に引きずられ、鋼板表面に疵を作ることで筋状欠陥が発生することを見出した。そして、筋状欠陥の原因となるTiNクラスターは、スラブの表面から10mm以内の領域に生成するTiNクラスターであり、かつ、最大断面積が 625μm2以上のTiNクラスターであることがわかった。
スラブの表面から10mm以内は熱間圧延および冷間圧延により薄く延ばされる領域である。スラブの厚さにもよるが、スラブの表面から10mm以内の領域は冷間鋼板の表面から約200μm以内の極表層の領域に該当する。そのため、表面性状を向上させ優れた表面品質を得るには、スラブの表面から10mm以内の領域のTiNクラスターを制御することが有効となる。
また、TiNクラスター（およびTiNクラスターの酸化に起因したTiO2）は鋼板母材（フェライト相）に比べて非常に硬質な物質である。最大断面積が625μm2以上の粗大なTiNクラスターが鋼板表面に存在していると、冷間圧延のせん断力がこの粗大なTiNクラスターを起点として鋼板表面に微細な割れを作り、この割れが冷間圧延で延びて、鋼板表面に線状疵が発生する。しかし、TiNクラスターの最大断面積が625μm2未満の場合には、TiNクラスターが割れの起点として働かず、線状疵は発生しない。
なお、スラブ表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積は、後述する実施例の方法により測定することができる。
次に、本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の成分組成限定理由について説明する。
C: 0.002〜0.020%
Cは不可避的に含まれる元素である。C量が高いほど強度が向上し、少ないほど加工性が向上する。十分な強度を得るためには0.002%以上の含有が必要であるが、0.020%を超えて含有すると加工性の低下が顕著となるうえ、Cr炭化物の析出による局所的なCr欠乏に起因した耐食性の低下が生じやすくなる。そのため、C量は0.002%以上0.020%以下の範囲とする。C量が低いほど耐食性および加工性の観点では好ましいが、C量を極度に低下させることは精錬に時間がかかり、製造上好ましくないため、好ましくは0.003%以上0.015%以下の範囲とする。より好ましくは0.005％以上0.010%以下の範囲である。
C: 0.002〜0.020%
Cは不可避的に含まれる元素である。C量が高いほど強度が向上し、少ないほど加工性が向上する。十分な強度を得るためには0.002%以上の含有が必要であるが、0.020%を超えて含有すると加工性の低下が顕著となるうえ、Cr炭化物の析出による局所的なCr欠乏に起因した耐食性の低下が生じやすくなる。そのため、C量は0.002%以上0.020%以下の範囲とする。C量が低いほど耐食性および加工性の観点では好ましいが、C量を極度に低下させることは精錬に時間がかかり、製造上好ましくないため、好ましくは0.003%以上0.015%以下の範囲とする。より好ましくは0.005％以上0.010%以下の範囲である。
N: 0.001〜0.020%
NはCと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素である。N量が高いと強度が向上し、少ないほど加工性が向上する。十分な強度を得るためには0.001%以上の含有が適当である。一方、含有量が0.020%を超えると加工性（伸び）が顕著に低下する上、Cr窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下が生じるため好ましくない。そのため、N量は0.001%以上0.020%以下の範囲とする。耐食性の観点から、N量は低いほど好ましいが、N量を低減するためには精錬時間を増加させる必要があり、製造コストの上昇および生産性の低下を招くため、好ましくは0.003%以上0.020%以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.005%以上0.015%以下の範囲である。
NはCと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素である。N量が高いと強度が向上し、少ないほど加工性が向上する。十分な強度を得るためには0.001%以上の含有が適当である。一方、含有量が0.020%を超えると加工性（伸び）が顕著に低下する上、Cr窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下が生じるため好ましくない。そのため、N量は0.001%以上0.020%以下の範囲とする。耐食性の観点から、N量は低いほど好ましいが、N量を低減するためには精錬時間を増加させる必要があり、製造コストの上昇および生産性の低下を招くため、好ましくは0.003%以上0.020%以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.005%以上0.015%以下の範囲である。
Si: 0.01〜2.00%
Siは脱酸剤として必要な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が2.00%を超えると、熱間圧延工程における圧延荷重が増大し製造性が低下するとともに熱延板の靭性が低下するため好ましくない。そのため、Si量は0.01%以上2.00%以下とする。好ましくは0.05％以上1.50%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上1.00%以下の範囲である。
Siは脱酸剤として必要な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が2.00%を超えると、熱間圧延工程における圧延荷重が増大し製造性が低下するとともに熱延板の靭性が低下するため好ましくない。そのため、Si量は0.01%以上2.00%以下とする。好ましくは0.05％以上1.50%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上1.00%以下の範囲である。
Mn: 0.01〜1.00%
Mnは脱酸剤として有効な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が1.00%を超えると腐食の起点となるMnSの析出が促進され耐食性が低下する。そのため、Mn量は0.01%以上1.00%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.70%以下の範囲である。より好ましくは0.05%以上0.30%以下の範囲である。
Mnは脱酸剤として有効な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が1.00%を超えると腐食の起点となるMnSの析出が促進され耐食性が低下する。そのため、Mn量は0.01%以上1.00%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.70%以下の範囲である。より好ましくは0.05%以上0.30%以下の範囲である。
P: 0.04%以下
Pは熱間加工性の観点から少ないほうが望ましく、P量は0.04%以下とする。
Pは熱間加工性の観点から少ないほうが望ましく、P量は0.04%以下とする。
S: 0.02%以下
Sは熱間加工性および耐食性の観点から少ないほうが望ましく、S量は0.02%以下とする。
Sは熱間加工性および耐食性の観点から少ないほうが望ましく、S量は0.02%以下とする。
Al: 0.01〜0.40%
Alは脱酸に有効な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が0.40%を超えるとAl系の非金属介在物が増加し、表面欠陥の発生と加工性の低下を誘引する。そのため、Al量は0.01％以上0.40%以下の範囲とする。
Alは脱酸に有効な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が0.40%を超えるとAl系の非金属介在物が増加し、表面欠陥の発生と加工性の低下を誘引する。そのため、Al量は0.01％以上0.40%以下の範囲とする。
Cr: 11.5〜25.0%
Crはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。11.5%未満では、溶接部および母材で十分な耐食性が得られない。一方、25.0%を超えて含有すると、σ（シグマ）相の生成により熱延板の靭性が低下し、熱延板の連続焼鈍が困難となるため製造上好ましくない。そのため、Cr量は11.5%以上25.0%以下の範囲とする。好ましくは12.0%以上23.0%以下の範囲である。より好ましくは15.0%以上22.0%以下の範囲である。
Crはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。11.5%未満では、溶接部および母材で十分な耐食性が得られない。一方、25.0%を超えて含有すると、σ（シグマ）相の生成により熱延板の靭性が低下し、熱延板の連続焼鈍が困難となるため製造上好ましくない。そのため、Cr量は11.5%以上25.0%以下の範囲とする。好ましくは12.0%以上23.0%以下の範囲である。より好ましくは15.0%以上22.0%以下の範囲である。
Ni: 0.01〜1.00%
Niはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、不動態皮膜が形成できず活性溶解が生じる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。この効果は0.01%以上の含有によって得られ、含有量が多いほどその効果は高くなる。しかし、含有量が1.00%を超えると、加工性が低下することに加えて、応力腐食割れが発生しやすくなる。さらには、Niは高価な元素であるため、製造コストの増大を招くため好ましくない。そのため、Ni量は0.01%以上1.00%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.70%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上0.40%以下の範囲である。
Niはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、不動態皮膜が形成できず活性溶解が生じる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。この効果は0.01%以上の含有によって得られ、含有量が多いほどその効果は高くなる。しかし、含有量が1.00%を超えると、加工性が低下することに加えて、応力腐食割れが発生しやすくなる。さらには、Niは高価な元素であるため、製造コストの増大を招くため好ましくない。そのため、Ni量は0.01%以上1.00%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.70%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上0.40%以下の範囲である。
Ti: 0.01〜0.45%
TiはC、Nと優先的に結合して炭窒化物を形成する元素である。Tiを含有すると固溶C、Nが炭窒化物として固定され加工性が向上する。また、TiはCrよりも窒化物を生成しやすい元素でもあるため、溶接を施される用途にステンレス冷延鋼板を適用した場合に、Cr窒化物の生成に起因する鋭敏化による耐食性の低下を抑制する効果もある。これらの効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が0.45%を超えると本発明が提供する製造方法をもってしても粗大なTiNクラスターの生成を抑制することができないため、表面欠陥の発生を抑制することが困難となる。そのため、Ti量は0.01%以上0.45%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.40%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上0.35%以下の範囲である。
TiはC、Nと優先的に結合して炭窒化物を形成する元素である。Tiを含有すると固溶C、Nが炭窒化物として固定され加工性が向上する。また、TiはCrよりも窒化物を生成しやすい元素でもあるため、溶接を施される用途にステンレス冷延鋼板を適用した場合に、Cr窒化物の生成に起因する鋭敏化による耐食性の低下を抑制する効果もある。これらの効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が0.45%を超えると本発明が提供する製造方法をもってしても粗大なTiNクラスターの生成を抑制することができないため、表面欠陥の発生を抑制することが困難となる。そのため、Ti量は0.01%以上0.45%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.40%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上0.35%以下の範囲である。
上記以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
本発明では以上の必須添加元素で目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、必要に応じて下記の元素を添加することができる。
Cu: 0.01〜1.00%
Cuは耐食性を向上させる元素であり、水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の母材および溶接部の耐食性を向上させるのに特に有効な元素である。これらの効果は0.01%以上の含有によって得られ、その効果はCu添加量が大きいほど高くなる。しかし、1.00%を超えてCuを含有すると、熱間加工性が低下するとともに、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれるCu起因の酸化物が熱延スラブ上に生成し、表面欠陥を誘引するため好ましくない。さらには焼鈍後の脱スケールが困難となるため製造上好ましくない。そのため、Cu量は0.01%以上1.00%以下とする。好ましくは0.05%以上0.80%以下の範囲である。より好ましくは0.20%以上1.00%以下の範囲である。
Cuは耐食性を向上させる元素であり、水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の母材および溶接部の耐食性を向上させるのに特に有効な元素である。これらの効果は0.01%以上の含有によって得られ、その効果はCu添加量が大きいほど高くなる。しかし、1.00%を超えてCuを含有すると、熱間加工性が低下するとともに、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれるCu起因の酸化物が熱延スラブ上に生成し、表面欠陥を誘引するため好ましくない。さらには焼鈍後の脱スケールが困難となるため製造上好ましくない。そのため、Cu量は0.01%以上1.00%以下とする。好ましくは0.05%以上0.80%以下の範囲である。より好ましくは0.20%以上1.00%以下の範囲である。
Mo: 0.01〜2.00%
Moはステンレス鋼の耐食性を顕著に向上させる元素である。この効果は0.01%以上の含有によって得られ、その効果は添加量が多いほど向上する。しかし、Mo含有量が2.00%を超えると、熱間圧延時の圧延負荷が大きくなり製造性が低下するとともに、鋼板強度の過度な上昇が生じる。また、Moは高価な元素であることから、多量の含有は製造コストを増大させるため好ましくない。そのため、Mo量は0.01％以上2.00%以下とする。好ましくは0.05%以上1.50%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上1.00%以下の範囲である。
Moはステンレス鋼の耐食性を顕著に向上させる元素である。この効果は0.01%以上の含有によって得られ、その効果は添加量が多いほど向上する。しかし、Mo含有量が2.00%を超えると、熱間圧延時の圧延負荷が大きくなり製造性が低下するとともに、鋼板強度の過度な上昇が生じる。また、Moは高価な元素であることから、多量の含有は製造コストを増大させるため好ましくない。そのため、Mo量は0.01％以上2.00%以下とする。好ましくは0.05%以上1.50%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上1.00%以下の範囲である。
Nb: 0.002〜0.50%
NbはC、Nと優先的に結合してCr炭窒化物の析出による鋭敏化に起因した耐食性の低下を抑制する元素である。この効果は、0.002%以上の含有で得られる。一方、Nbは再結晶温度を上昇させる元素でもあり、0.50%を超えて含有すると、再結晶温度が過度に上昇し、普通鋼用冷延板焼鈍ラインを用いた焼鈍工程において焼鈍が不十分となり、未再結晶粒と再結晶粒が混在することによる加工性の低下が生じるため好ましくない。そのため、Nb量は0.002%以上0.50%以下の範囲とする。好ましくは0.010%以上0.40%以下の範囲である。より好ましくは0.05%以上0.35%以下の範囲である。
NbはC、Nと優先的に結合してCr炭窒化物の析出による鋭敏化に起因した耐食性の低下を抑制する元素である。この効果は、0.002%以上の含有で得られる。一方、Nbは再結晶温度を上昇させる元素でもあり、0.50%を超えて含有すると、再結晶温度が過度に上昇し、普通鋼用冷延板焼鈍ラインを用いた焼鈍工程において焼鈍が不十分となり、未再結晶粒と再結晶粒が混在することによる加工性の低下が生じるため好ましくない。そのため、Nb量は0.002%以上0.50%以下の範囲とする。好ましくは0.010%以上0.40%以下の範囲である。より好ましくは0.05%以上0.35%以下の範囲である。
V: 0.01〜0.50%
Vは焼鈍後の結晶粒を微細化し、表面の肌荒れの防止や疲労特性の向上に有効な元素である。また、溶接を施した場合に溶融池中の窒素や溶接相手材から混入した炭素および窒素を炭窒化物として固定し、溶接部の鋭敏化による耐食性低下を抑制する効果がある。これらの効果は0.01%以上の含有によって得られる。しかし、含有量が0.50%を超えると加工性が低下するとともに、原料コストが上昇するため好ましくない。そのため、V量は0.01%以上0.50%以下の範囲とする。好ましくは0.01%以上0.15%以下の範囲である。より好ましくは0.02%以上0.05%以下の範囲である。
Vは焼鈍後の結晶粒を微細化し、表面の肌荒れの防止や疲労特性の向上に有効な元素である。また、溶接を施した場合に溶融池中の窒素や溶接相手材から混入した炭素および窒素を炭窒化物として固定し、溶接部の鋭敏化による耐食性低下を抑制する効果がある。これらの効果は0.01%以上の含有によって得られる。しかし、含有量が0.50%を超えると加工性が低下するとともに、原料コストが上昇するため好ましくない。そのため、V量は0.01%以上0.50%以下の範囲とする。好ましくは0.01%以上0.15%以下の範囲である。より好ましくは0.02%以上0.05%以下の範囲である。
次に、本発明の製造条件について説明する。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、上記成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法により鋼素材（スラブ）とする。
次いで、スラブを、1100〜1250℃で1〜24時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延して熱延板とする。熱延板焼鈍は適宜行われる。次いで、冷間圧延により冷延板とした後、再結晶焼鈍・酸洗を施して製品とする。上記において、本発明では連続鋳造するに際し、鋳造時の溶鋼温度を、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1以上，Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2以上とする。鋳造時の溶鋼温度は本発明において、重要な要件である。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、上記成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法により鋼素材（スラブ）とする。
次いで、スラブを、1100〜1250℃で1〜24時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延して熱延板とする。熱延板焼鈍は適宜行われる。次いで、冷間圧延により冷延板とした後、再結晶焼鈍・酸洗を施して製品とする。上記において、本発明では連続鋳造するに際し、鋳造時の溶鋼温度を、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1以上，Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2以上とする。鋳造時の溶鋼温度は本発明において、重要な要件である。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。
以下、鋳造時の溶鋼温度について、詳細に説明する。
本発明は上記したようにスラブ表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満であることが重要である。そこで、スラブ表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満とするための製造条件について検討した。その結果、TiNクラスターの寸法は鋳造時の溶鋼温度と明瞭な相関があることを見出した。そして、さらに、好適な溶鋼温度は特定の成分に依存することがわかった。
種々のフェライト系ステンレス鋼の溶鋼温度とTiNクラスター生成の関係を調査したところ、鋼のTi%×N%値が3.5×10-3未満の場合と3.5×10-3以上の場合でTiNクラスター生成機構が異なり、そのため粗大なTiNクラスターの生成を防止できる最適な溶鋼温度も異なる。Ti%×N%値が3.5×10-3未満の場合は、液相から初晶フェライト相が晶出し、このフェライト相にＴｉＮが析出する。一方、3.5×10-3以上の場合は、液相から初晶フェライト相ではなく初晶TiNが晶出する。そこで、3.5×10-3未満の場合、3.5×10-3以上の場合の各々について、好適な溶鋼温度について検討した。
Ti%×N%値が3.5×10-3未満の場合
液相から初晶フェライト相が晶出し、このフェライト相にＴｉＮが析出する。凝固開始温度より溶鋼温度を20℃以上高くすれば、TiN晶出現象の駆動力が大きく なりTiNの核がフェライト相に多量に生成し、微細なＴｉＮが析出し、粗大なTiN クラスターの生成を防止できる。また、本発明の成分組成範囲では凝固開始温度はCr含有量が増加するほど低温化し、1539-1.55×Cr％℃と近似できることを見出した。以上の考察の結果、Ti%×N%値が3.5×10-3未満の場合の溶鋼温度は（1559-1.55×Cr％）℃以上とする。（1559-1.55×Cr％）℃未満では、晶出の駆動力が小さくフェライト相に生成するTiNの核が少なくなり、ひとつの核がより大きく成長して粗大なTiNクラスターが生成してしまう。
液相から初晶フェライト相が晶出し、このフェライト相にＴｉＮが析出する。凝固開始温度より溶鋼温度を20℃以上高くすれば、TiN晶出現象の駆動力が大きく なりTiNの核がフェライト相に多量に生成し、微細なＴｉＮが析出し、粗大なTiN クラスターの生成を防止できる。また、本発明の成分組成範囲では凝固開始温度はCr含有量が増加するほど低温化し、1539-1.55×Cr％℃と近似できることを見出した。以上の考察の結果、Ti%×N%値が3.5×10-3未満の場合の溶鋼温度は（1559-1.55×Cr％）℃以上とする。（1559-1.55×Cr％）℃未満では、晶出の駆動力が小さくフェライト相に生成するTiNの核が少なくなり、ひとつの核がより大きく成長して粗大なTiNクラスターが生成してしまう。
Ti%×N%値が3.5×10-3以上の場合
液相から初晶フェライト相ではなく初晶TiNが晶出する。これは、Tiおよび／またはNの含有量が多くなると溶鋼中にTiあるいはNの状態で存在しきれる量を上回り、許容量以上のTiおよびNが溶鋼からTiNとして排出されるためである。TiN晶出開始温度はTi%×N%値が大きいほど高くなることに加え、Si含有量が多いほど高くなる。そのためTiN晶出開始温度は、前述の凝固開始温度1539-1.55×Cr％に（Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632）)℃を加えた温度となる。そして、溶鋼温度がこのTiN晶出開始温度より20℃以上高温であれば、晶出現象の駆動力が大きくなりTiNの核が溶鋼中に多量に生成し、微細なTiNが生成し、粗大なTiNクラスターの生成を防止できる。以上より、Ti%×N%値が3.5×10-3以上の場合の溶鋼温度は（1559−1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632）)℃以上とする。溶鋼温度が（1559−1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632）)℃未満では、晶出の駆動力が小さく溶鋼中に生成するTiNの核が少なくなり、ひとつの核がより大きく成長して粗大なTiNクラスターが生成してしまう。
液相から初晶フェライト相ではなく初晶TiNが晶出する。これは、Tiおよび／またはNの含有量が多くなると溶鋼中にTiあるいはNの状態で存在しきれる量を上回り、許容量以上のTiおよびNが溶鋼からTiNとして排出されるためである。TiN晶出開始温度はTi%×N%値が大きいほど高くなることに加え、Si含有量が多いほど高くなる。そのためTiN晶出開始温度は、前述の凝固開始温度1539-1.55×Cr％に（Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632）)℃を加えた温度となる。そして、溶鋼温度がこのTiN晶出開始温度より20℃以上高温であれば、晶出現象の駆動力が大きくなりTiNの核が溶鋼中に多量に生成し、微細なTiNが生成し、粗大なTiNクラスターの生成を防止できる。以上より、Ti%×N%値が3.5×10-3以上の場合の溶鋼温度は（1559−1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632）)℃以上とする。溶鋼温度が（1559−1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632）)℃未満では、晶出の駆動力が小さく溶鋼中に生成するTiNの核が少なくなり、ひとつの核がより大きく成長して粗大なTiNクラスターが生成してしまう。
なお、本発明では溶鋼温度の上限は特に制限されないが、溶鋼温度を過度に高くすると溶鋼加熱コストの増大や超高温となった溶鋼との接触による製造設備の損傷を引き起こすことがあり製造上好ましくないため、溶鋼温度はTi%×N%値が3.5×10-3未満の場合は（1569-1.55×Cr％）℃以下、Ti%×N%値が3.5×10-3以上の場合は（1569−1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632）)℃以下が好ましい。
その他の製造条件を以下に説明する。
通常、熱延板は800〜1100℃で1〜10分の熱延板焼鈍が施されるが、用途によっては熱延板焼鈍を省略しても良い。
冷間圧延は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から50%以上の圧下率で行うことが望ましい。
冷延板の再結晶焼鈍は、一般的にはJIS G 0203の表面仕上げで行うことが好ましい。No. 2B仕上げ品の場合、良好な機械的性質を得ることおよび酸洗性の面から800〜1200℃で行うことが好ましい。また、より光沢を求めるためにBA焼鈍（光輝焼鈍）を行っても良い。
以上により、表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られる。
通常、熱延板は800〜1100℃で1〜10分の熱延板焼鈍が施されるが、用途によっては熱延板焼鈍を省略しても良い。
冷間圧延は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から50%以上の圧下率で行うことが望ましい。
冷延板の再結晶焼鈍は、一般的にはJIS G 0203の表面仕上げで行うことが好ましい。No. 2B仕上げ品の場合、良好な機械的性質を得ることおよび酸洗性の面から800〜1200℃で行うことが好ましい。また、より光沢を求めるためにBA焼鈍（光輝焼鈍）を行っても良い。
以上により、表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られる。
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す化学組成を有するステンレス溶鋼A〜Ｉを容量150tonの転炉と強攪拌・真空酸素脱炭処理（SS-VOD）の精錬で溶製した。この溶鋼をタンディッシュを介して連鋳鋳型に注いで幅1000mm、厚さ200mmの鋼スラブとした。鋳型に注入を開始する直前にタンデッシュの溶鋼を測定したものを鋳造開始温度時の溶鋼温度とし、取鍋（SS-VOD鍋）から全ての溶鋼がタンデッシュに出た時点でタンデッシュの溶鋼を測定したものを鋳造終了時の溶鋼温度として表２に示した。
各鋼種からスラブ一枚を採取し、冷却後にスラブの板厚面表面から深さ方向に100ｍｍの位置まで、鋳造方向に平行な断面で、幅方向を端部から全幅の1/4、1/2および3/4の位置において、金属組織観察用の試験片を採取し、走査型電子顕微鏡による観察・分析を行い、任意の180μm×240μmの領域に存在する全てのTiNクラスターを撮影した。TiNであることの確認は走査型電子顕微鏡に付属させたエネルギー分散型蛍光X線分光装置により行った。撮影した画像について画像処理装置を用いてTiNクラスターの断面積を計測した。
表１に示す化学組成を有するステンレス溶鋼A〜Ｉを容量150tonの転炉と強攪拌・真空酸素脱炭処理（SS-VOD）の精錬で溶製した。この溶鋼をタンディッシュを介して連鋳鋳型に注いで幅1000mm、厚さ200mmの鋼スラブとした。鋳型に注入を開始する直前にタンデッシュの溶鋼を測定したものを鋳造開始温度時の溶鋼温度とし、取鍋（SS-VOD鍋）から全ての溶鋼がタンデッシュに出た時点でタンデッシュの溶鋼を測定したものを鋳造終了時の溶鋼温度として表２に示した。
各鋼種からスラブ一枚を採取し、冷却後にスラブの板厚面表面から深さ方向に100ｍｍの位置まで、鋳造方向に平行な断面で、幅方向を端部から全幅の1/4、1/2および3/4の位置において、金属組織観察用の試験片を採取し、走査型電子顕微鏡による観察・分析を行い、任意の180μm×240μmの領域に存在する全てのTiNクラスターを撮影した。TiNであることの確認は走査型電子顕微鏡に付属させたエネルギー分散型蛍光X線分光装置により行った。撮影した画像について画像処理装置を用いてTiNクラスターの断面積を計測した。
残りのスラブは1150℃で1h加熱後、熱間圧延を施して4.0mm厚の熱延板コイルとした。次いで、これらの熱延板に950℃で1分間の熱延板焼鈍を施した後に酸洗し、熱延焼鈍酸洗板コイルとした。得られた熱延焼鈍酸洗板コイルを板厚0.8mmまで冷間圧延し、900℃で1分間の再結晶焼鈍を行った後に酸洗することにより冷延焼鈍板コイルとした。かくして得られた冷延焼鈍板の表面を肉眼にて検査し、鋼板1m2あたりに存在する長さ5mm以上の線状疵の個数を計測した。冷延焼鈍板表面に認められた線状疵が鋼板1m2あたりで5箇所以下の場合を合格とした。
得られた結果を条件と併せて表１に示す。
本発明例であるNo.4〜6、8、9、11〜14では粗大なTiNクラスターの生成が抑制されており、表面性状が良好であった。また、1500℃〜1300℃間のスラブ表面のスラブ表面の平均冷却速度を10℃/s未満としたNo.4に比べて、それぞれ同一溶鋼で1500℃〜1300℃間のスラブ表面の平均冷却速度を10℃/s以上としたＮｏ．8および9では、TiNクラスターのサイズがさらに小さく抑えられており、より優れた表面性状が得られた。
一方、Ti量が本発明の範囲を上回る比較例No. 15は、所定の連続鋳造条件で鋳造したにも関わらず粗大なTiNクラスターが生成したために、冷延焼鈍板に多量の線状疵が発生し、表面性状が劣っていた。
連続鋳造条件における溶鋼温度が本発明の範囲を下回り、鋳造開始前に生成したTiNの粗大化が生じた比較例No. 16〜19では、表面性状が劣っていた。
以上より、本発明によれば、過度の鋼成分制約を必要とせずとも、優れた表面性状を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られることが明らかとなった。
本発明で得られるフェライト系ステンレス鋼は、エレベータや自動車用モール等の表面美麗性を要求される用途、さらには、溶接によって構造体の作製が行われる用途、例えば、マフラー等の自動車排気系材料、建具や換気口、ダクト等の建築用材料等への適用に好適である。
Claims (4)
- 成分組成は、質量％で、C: 0.012〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜0.45%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 17.3〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.22〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm 2 未満であるフェライト系ステンレス冷延鋼板用スラブの製造方法であって、
前記成分組成からなる溶鋼を連続鋳造してスラブとする際に、鋳造時の溶鋼温度を、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1（℃）以上、Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2（℃）以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板用スラブの製造方法。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。 - 成分組成は、質量％で、C: 0.005〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.09〜0.45%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 18.3〜23.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.22〜0.45%を含有し、さらに、Cu: 0.01〜1.00%、Mo: 0.01〜2.00%、Nb: 0.002〜0.50%、V: 0.01〜0.50%のいずれか1種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm 2 未満であるフェライト系ステンレス冷延鋼板用スラブの製造方法であって、
前記成分組成からなる溶鋼を連続鋳造してスラブとする際に、鋳造時の溶鋼温度を、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1（℃）以上、Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2（℃）以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板用スラブの製造方法。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。 - 成分組成は、質量％で、C: 0.012〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜0.45%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 17.3〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.22〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm 2 未満であるフェライト系ステンレス冷延鋼板用スラブを用いるフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成からなる溶鋼を連続鋳造してスラブとする際に、鋳造時の溶鋼温度を、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1（℃）以上、Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2（℃）以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。 - 成分組成は、質量％で、C: 0.005〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.09〜0.45%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 18.3〜23.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.22〜0.45%を含有し、さらに、Cu: 0.01〜1.00%、Mo: 0.01〜2.00%、Nb: 0.002〜0.50%、V: 0.01〜0.50%のいずれか1種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm 2 未満であるフェライト系ステンレス冷延鋼板用スラブを用いるフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成からなる溶鋼を連続鋳造してスラブとする際に、鋳造時の溶鋼温度を、Ti％×N％値が3.5×10-3未満の場合には式（１）のＴ1（℃）以上、Ti％×N％値が3.5×10-3以上の場合には式（２）のＴ2（℃）以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
Ｔ1（℃）=1559-1.55×Cr％ 式（１）
Ｔ2（℃）=1559-1.55×Cr％＋(Ti％×N％−3.5×10-3)×(3486×Si％＋5632） 式（２）
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量（質量％）を表す。
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| JP4347442B2 (ja) * | 1998-10-29 | 2009-10-21 | 日新製鋼株式会社 | 帯状外観むらの発生防止能に優れた外装建材用高耐食性ステンレス鋼板の製造方法 |
| JP2000160299A (ja) * | 1998-11-20 | 2000-06-13 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| JP2002060973A (ja) * | 2000-08-22 | 2002-02-28 | Nisshin Steel Co Ltd | 自動車燃料タンク用ステンレス鋼板 |
| KR100729934B1 (ko) * | 2005-12-28 | 2007-06-18 | 주식회사 포스코 | 응고조직이 미세한 페라이트계 스테인리스강 제조방법 및이로써 제조된 페라이트계 스테인리스강 |
| JP4749888B2 (ja) * | 2006-02-22 | 2011-08-17 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 加工肌荒れの少な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 |
| JP5002991B2 (ja) * | 2006-03-20 | 2012-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐面歪み性及び表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法及び被膜鋼板 |
| JP5098403B2 (ja) * | 2007-04-11 | 2012-12-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ加工時に肌荒れの発生し難いフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP5151223B2 (ja) * | 2007-04-13 | 2013-02-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | スピニング加工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 |
| JP2008274328A (ja) * | 2007-04-26 | 2008-11-13 | Jfe Steel Kk | 伸びフランジ加工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 |
| JP2009035755A (ja) * | 2007-07-31 | 2009-02-19 | Nisshin Steel Co Ltd | 二輪車排ガス経路部材用Ａｌ系めっき鋼板および部材 |
| JP5467673B2 (ja) * | 2009-04-23 | 2014-04-09 | 日新製鋼株式会社 | コルゲート管用フェライト系ステンレス鋼 |
| JP5354495B2 (ja) * | 2009-04-24 | 2013-11-27 | 品川リフラクトリーズ株式会社 | 鋼の連続鋳造用浸漬ノズル |
| JP2011105976A (ja) * | 2009-11-13 | 2011-06-02 | Nisshin Steel Co Ltd | 排水管 |
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| ES2608460T3 (es) * | 2011-12-27 | 2017-04-11 | Jfe Steel Corporation | Acero inoxidable ferrítico |
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