JP6811112B2 - 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 - Google Patents
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Description
本発明は、フェライト相とオーステナイト相から成る２相ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
フェライト相とオーステナイト相から成る２相ステンレス鋼板は、耐食性に優れているとともに、微細組織であるため高強度で、かつ耐疲労特性に優れている。このため、化学プラントなど広範囲に使用されているが、延性がオーステナイト系ステンレス鋼と比較し、低いため、プレス成形時に割れが発生する場合が有り、加工性の向上が要望されている。
従来の代表的な２相ステンレス鋼は、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ（２５％Ｃｒ−７％Ｎｉ−３％Ｍｏ−０．１％Ｎ）に代表される高Ｎｉ、Ｍｏ含有であったが、最近ではＮｉ量を低減し、また、Ｍｏを含有しないフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼が開発され、種々の分野に適用されつつある（特許文献１参照）。
この様な省Ｎｉ、Ｍｏ含有鋼は、Ｍｎ、及びＮを添加することでオーステナイト量の調整と耐食性との確保が成されており、ＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ）、又はＳＵＳ３１６（１８％Ｃｒ−１０％Ｎｉ−２％Ｍｏ）の代替としても期待されている。
一方、薄鋼板を種々の形状に成形加工し、各種部品に適用する際、プレス成形性が課題となる。このプレス成形性の中で面内異方性と呼ばれる指標があり、面内異方性が大きい場合、成形品のフランジ残り部の形状が一定とならず、また成形品端部の耳と呼ばれる部分が波打つ、所謂イヤリングが大きくなる問題が生じる。この問題が生じると、成形時の歩留まりが著しく悪くなる他、成形品の形状不均一性が生じ易くなるため、面内異方性の制御が重要となる。
しかしながら、フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板は、非特許文献１に記載されている様に、面内異方性が極めて大きく、かつ４５°方向のｒ値が最も高い異方性を示す。この異方性はフェライト単相ステンレス鋼板、およびオーステナイト単相鋼板と比べると極めて特異である。これは、母相であるフェライト相の集合組織形成に製造過程で生成する硬質のオーステナイト相が大きく影響しており、フェライト相の圧延集合組織の残留が密接に関係していると考えられる。
例えば、特許文献１には、フェライト相の結晶方位の最大強度を１０以下とし、ｒ値の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板に関する技術が開示されている。
非特許文献２には、フェライト系ステンレス鋼板の角筒成形性に及ぼす材料特性の影響として、ｒ値の面内異方性の影響が開示されている。これによると、ｒ値の面内異方性がＶ字型、即ち４５°方向のｒ値が低い材料が角筒成形に優れることが示されている。
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ、 Ｖｏｌ．５１、Ｎｏ．４ （２０１０） ｐｐ．６４４．
第５６回塑性加工連合講演会、（２００５） ｐｐ．６７．
従来、多くのフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板が開発されてきたが、いずれの２相ステンレス鋼板でもｒ値の面内異方性は４５°方向が最も高く、フェライト相の集合組織制御および４５°方向のｒ値の制御は困難とされてきた。
したがって、一般的に知られているフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板においては、前述の様に４５°方向のｒ値が高いため、角筒成形性が劣るという問題がある。
特許文献１の技術では、面内異方性を抑制できているが、４５°方向のｒ値が最も高い状態は維持されているため、角筒成形性に劣る課題を解決できる手段の開示も示唆もない。
また、非特許文献２の技術は、フェライト系ステンレス鋼板の角筒成形性に及ぼす材料特性の影響として、ｒ値の面内異方性の影響が開示されており、４５°方向のｒ値が低い材料が角筒成形に優れることが示されている。しかしながらあくまで、フェライト単相の鋼板であり、本発明のような二相鋼板においては、４５°方向のｒ値を低くする手段について開示も示唆もない。
そこで、本発明では鋼板の面内異方性を抑制し、かつ優れた角筒成形性をもつフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明者らはフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板の集合組織、ｒ値、およびその面内異方性の発現性について詳細に調査した。そして、かかる目的を達成すべく種々の検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼におけるフェライト相の集合組織は、鋼板の化学組成の制御、および製造方法の制御により、従来材では発達しなかった特定の結晶方位を発達させ、ｒ値の面内異方性が角筒成形性を良好にする。より、具体的な知見として、以下の（ａ）〜（ｃ）を得た。
（ａ）フェライト相とオーステナイト相が混在する２相ステンレス鋼のｒ値、およびその面内異方性は、フェライト相の結晶方位強度（集合組織）が支配しており、従来の２相ステンレス鋼は圧延方位が顕著に発達するため、製品板の結晶方位強度が強くなり、特定方向、つまり圧延方向に対して４５°近傍のｒ値が高く、圧延方向、または幅方向のｒ値が低くなり、角筒成形性が低下する。したがって、４５°以外の結晶方位を発達させる必要がある。
（ｂ）本発明は、ｒ値の面内異方性について、９０°方向が大きいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板とすることで、４５°方向のｒ値を低く抑えることが出来る。
（ｃ）｛１１０｝＜００１＞方位は９０°方向のｒ値を著しく向上させる結晶方位であり、化学組成および製法を調整することで、冷延製品の｛１１０｝＜００１＞方位をフェライト相で発達させることにより、９０°方向のｒ値を制御できる。具体的には、Ｎを０．１０％以下に低減し、オーステナイト相を軟質化させるとともに、熱延板焼鈍条件を制御する。これにより、フェライト相へＣおよびＮを十分固溶させて、冷延板焼鈍時に｛１１０｝＜００１＞方位を生成させることを見出した。本発明により得られるフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板のｒ値の面内異方性は、９０°方向が最も高いｒ値を有する異方性を示す。
本発明は上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は、次の通りのものである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：２．０〜１０．０％、
Ｐ≦０．０５％、
Ｎｉ：０．１〜２．５％、
Ｃｒ：１１．０〜２５．０％、
Ｎ：０．００５〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜３．０％、
Ｂ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．３０％、
Ｎｂ：０〜０．３０％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、
Ｔａ：０〜０．３０％、
Ｈｆ：０〜０．３０％、
Ｓｎ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
Ｗ：０〜２．０％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｃｏ：０〜０．２％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｇａ：０〜０．１％、および
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
からなり、板厚の１／４〜１／２領域におけるフェライト相の｛１１０｝＜００１＞方位強度が２．０以上である、フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
Ｃ：０．００１〜０．１０％、
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Ｎｉ：０．１〜２．５％、
Ｃｒ：１１．０〜２５．０％、
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Ｍｏ：０〜１．０％、
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Ｔａ：０〜０．３０％、
Ｈｆ：０〜０．３０％、
Ｓｎ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
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Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｃｏ：０〜０．２％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｇａ：０〜０．１％、および
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
からなり、板厚の１／４〜１／２領域におけるフェライト相の｛１１０｝＜００１＞方位強度が２．０以上である、フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（２）質量％で、さらに
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜３．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、および
Ａｌ：０．０１〜０．５％
から選択される１種以上を含有する、（１）に記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜３．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、および
Ａｌ：０．０１〜０．５％
から選択される１種以上を含有する、（１）に記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（３）質量％で、さらに
Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．３０％、
Ｔａ：０．００５〜０．３０％、
Ｈｆ：０．００５〜０．３０％、
Ｓｎ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０５〜０．５０％、
Ｗ：０．１〜２．０％
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃｏ：０．０１〜０．２％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
Ｇａ：０．０００２〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、（１）または（２）に記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．３０％、
Ｔａ：０．００５〜０．３０％、
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Ｓｎ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０５〜０．５０％、
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Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
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Ｃｏ：０．０１〜０．２％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
Ｇａ：０．０００２〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、（１）または（２）に記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（４）ｒ値が式（ｉ）を満たす、（１）から（３）のいずれかに記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
ｒ４５＜ｒ０＜ｒ９０で・・・・式（ｉ）
ここで、ｒ０は圧延方向と平行方向のｒ値、ｒ９０は圧延方向と直角方向のｒ値、ｒ４５は圧延方向と４５°方向のｒ値である。
ｒ４５＜ｒ０＜ｒ９０で・・・・式（ｉ）
ここで、ｒ０は圧延方向と平行方向のｒ値、ｒ９０は圧延方向と直角方向のｒ値、ｒ４５は圧延方向と４５°方向のｒ値である。
（５）角筒成形用途に使用される、（１）から（４）のいずれかに記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（６）構造部材用途に使用される、（１）から（４）のいずれかに記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（７）（１）から（４）のいずれかに記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板を製造する方法であって、熱延板焼鈍温度を１０００℃超〜１２００℃、冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上とする熱延板焼鈍工程を有する、
フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板の製造方法。
フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板の製造方法。
以上の説明から明らかなように、本発明では、従来、面内異方性が大きくプレス成形性に問題があったフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板に対して、面内異方性が小さく、かつ角筒成形性に優れた薄鋼板が得られる。この鋼板は家電、建築、自動車、鉄道など種々の分野において成形用途として適用することで、環境対策、および部品の低コスト化などに大きな効果が得られる。特に、高強度であるため、建築分野、または自動車分野に対しては構造部材として薄肉軽量化に寄与することが可能となる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記の通りである。なお、以下の説明において化学組成についての「％」は「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記の通りである。なお、以下の説明において化学組成についての「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００１〜０．１０％
Ｃは、オーステナイト相を安定的に生成させる。また、固溶Ｃによる｛１１０｝＜００１＞方位形成には０．００１％以上の含有が必要であるため、Ｃ含有量は０．００１％以上とする。しかしながら、Ｃは、０．１０％超の含有で成形性と耐食性を著しく劣化させる。このため、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。更に、精錬コスト、溶接部の鋭敏化抑制を考慮すると、Ｃ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましく、Ｃ含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。
Ｃは、オーステナイト相を安定的に生成させる。また、固溶Ｃによる｛１１０｝＜００１＞方位形成には０．００１％以上の含有が必要であるため、Ｃ含有量は０．００１％以上とする。しかしながら、Ｃは、０．１０％超の含有で成形性と耐食性を著しく劣化させる。このため、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。更に、精錬コスト、溶接部の鋭敏化抑制を考慮すると、Ｃ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましく、Ｃ含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸のために、必要である。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とする。しかしながら、Ｓｉは１．０％超の含有により、熱間加工性が劣化し、製造し難くなる。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とした。更に、精錬コスト、耐酸化性、耐食性を考慮すると、Ｓｉ含有量は０．３％以上であるのが好ましく、Ｓｉ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。
Ｓｉは、脱酸のために、必要である。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とする。しかしながら、Ｓｉは１．０％超の含有により、熱間加工性が劣化し、製造し難くなる。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とした。更に、精錬コスト、耐酸化性、耐食性を考慮すると、Ｓｉ含有量は０．３％以上であるのが好ましく、Ｓｉ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：２．０〜１０．０％、
Ｍｎは、脱酸剤として含有される元素であるとともに、Ｎに代わりオーステナイト相を安定的に生成させる元素である。また、Ｎ、およびＣに比べて軟質なオーステナイト相生成に寄与し、｛１１０｝＜００１＞方位形成に有利に作用するため、２．０％以上含有させる。但し、１０％超の含有により耐食性が著しく劣化するため、Ｍｎ含有量は１０．０％以下とする。更に、耐酸化性、または製造時の酸洗性を考慮すると、Ｍｎ含有量は、３．０％以上であるのが好ましく、Ｍｎ含有量は６．０％以下であるのが好ましい。
Ｍｎは、脱酸剤として含有される元素であるとともに、Ｎに代わりオーステナイト相を安定的に生成させる元素である。また、Ｎ、およびＣに比べて軟質なオーステナイト相生成に寄与し、｛１１０｝＜００１＞方位形成に有利に作用するため、２．０％以上含有させる。但し、１０％超の含有により耐食性が著しく劣化するため、Ｍｎ含有量は１０．０％以下とする。更に、耐酸化性、または製造時の酸洗性を考慮すると、Ｍｎ含有量は、３．０％以上であるのが好ましく、Ｍｎ含有量は６．０％以下であるのが好ましい。
Ｐ≦０．０５％
Ｐは、不純物として含有され製造時の熱間加工性を劣化させる。このため、Ｐ含有量は０．０５％と以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加につながるため、Ｐ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、Ｐ含有量は０．０４％以下であるのが好ましい。
Ｐは、不純物として含有され製造時の熱間加工性を劣化させる。このため、Ｐ含有量は０．０５％と以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加につながるため、Ｐ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、Ｐ含有量は０．０４％以下であるのが好ましい。
Ｎｉ：０．１〜２．５％
Ｎｉはオーステナイト相を安定的に生成させる元素である。このため、Ｎｉ含有量は、０．１％以上とする。一方、Ｎｉは合金コストが高い他、２．５％超の含有によりオーステナイト相が安定化し、フェライト相の｛１１０｝＜００１＞方位の発達を抑制することから、Ｎｉ含有量は２．５％以下とする。但し、過度な低減は耐食性の劣化につながる場合がある他、応力腐食割れの観点から、Ｎｉ含有量は０．５％以上であるのが好ましく、Ｎｉ含有量は２．０％が以下であるのが好ましい。
Ｎｉはオーステナイト相を安定的に生成させる元素である。このため、Ｎｉ含有量は、０．１％以上とする。一方、Ｎｉは合金コストが高い他、２．５％超の含有によりオーステナイト相が安定化し、フェライト相の｛１１０｝＜００１＞方位の発達を抑制することから、Ｎｉ含有量は２．５％以下とする。但し、過度な低減は耐食性の劣化につながる場合がある他、応力腐食割れの観点から、Ｎｉ含有量は０．５％以上であるのが好ましく、Ｎｉ含有量は２．０％が以下であるのが好ましい。
Ｃｒ：１１．０〜２５．０％
Ｃｒは耐食性、および耐酸化性を確保するために１１．０％以上含有させる。一方、多量の含有は合金コストの増加につながるため、Ｃｒ含有量は、２５．０％以下とする。更に、靭性等の製造性を考慮すると、Ｃｒ含有量は１２．０％以上であるのが好ましく、Ｃｒ含有量は２２．０％以下であるのが好ましい。
Ｃｒは耐食性、および耐酸化性を確保するために１１．０％以上含有させる。一方、多量の含有は合金コストの増加につながるため、Ｃｒ含有量は、２５．０％以下とする。更に、靭性等の製造性を考慮すると、Ｃｒ含有量は１２．０％以上であるのが好ましく、Ｃｒ含有量は２２．０％以下であるのが好ましい。
Ｎ：０．００５〜０．１０％
Ｎは２相ステンレス鋼の耐食性、および強度を向上させるとともに、オーステナイトを安定的に生成させるため、特に省Ｎｉ２相ステンレス鋼には必要な元素である。しかしながら、オーステナイト相の硬さを著しく増加させフェライト相との硬度差を大きくしてしまうため、フェライト相の圧延方位（低ｒ値方位）を残留させ易くなるとともに、｛１１０｝＜００１＞方位の生成には不利に作用する。
Ｎは２相ステンレス鋼の耐食性、および強度を向上させるとともに、オーステナイトを安定的に生成させるため、特に省Ｎｉ２相ステンレス鋼には必要な元素である。しかしながら、オーステナイト相の硬さを著しく増加させフェライト相との硬度差を大きくしてしまうため、フェライト相の圧延方位（低ｒ値方位）を残留させ易くなるとともに、｛１１０｝＜００１＞方位の生成には不利に作用する。
そこで、Ｎ含有量は０．１０％以下とする。しかしながら、過度な低減は、精錬コストの増加につながるため、Ｎ含有量は０．００５％以上とする。溶接性、およびフェライト相の集合組織の発達抑制を考慮すると、Ｎ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、Ｎ含有量は０．０５％未満であるのが好ましい。
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは、耐食性および高温強度向上に寄与する元素であり、含有させてもよい。しかし、フェライト生成元素であるため、１．０％超の含有によりオーステナイト相が十分生成せず｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得る為には、Ｍｏ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。また、合金コストや製造性を考慮すると、Ｍｏ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。
Ｍｏは、耐食性および高温強度向上に寄与する元素であり、含有させてもよい。しかし、フェライト生成元素であるため、１．０％超の含有によりオーステナイト相が十分生成せず｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得る為には、Ｍｏ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。また、合金コストや製造性を考慮すると、Ｍｏ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。
Ｃｕ：０〜３．０％
Ｃｕは、耐食性およびオーステナイト相の相率制御のため、含有させてもよい。一方で、Ｃｕは、３．０％超含有させると、耐食性の効果が飽和し、かつ｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ｃｕ含有量は、３．０％以下とする。上記効果を得る為には、Ｃｕ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。更に、熱間加工性を考慮すると、Ｃｕ含有量は２．０％以下であるのが好ましい。
Ｃｕは、耐食性およびオーステナイト相の相率制御のため、含有させてもよい。一方で、Ｃｕは、３．０％超含有させると、耐食性の効果が飽和し、かつ｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ｃｕ含有量は、３．０％以下とする。上記効果を得る為には、Ｃｕ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。更に、熱間加工性を考慮すると、Ｃｕ含有量は２．０％以下であるのが好ましい。
Ｂ：０〜０．０１００％
Ｂは、粒界に偏析して熱間加工性を向上させる元素である。このため、含有させてもよい。一方で、フェライト生成元素であるため、０．０１００％超の含有によりオーステナイト相が十分生成せず、｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。上記効果を得る為には、Ｂ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましい。更に、粒界腐食性を考慮すると、Ｂ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ｂは、粒界に偏析して熱間加工性を向上させる元素である。このため、含有させてもよい。一方で、フェライト生成元素であるため、０．０１００％超の含有によりオーステナイト相が十分生成せず、｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。上記効果を得る為には、Ｂ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましい。更に、粒界腐食性を考慮すると、Ｂ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ａｌ：０〜０．５％
Ａｌは、脱酸剤として活用出来る他、耐酸化性、および耐食性を向上させるため、含有させてもよい。一方で、０．５％超の含有では、耐酸化性、および耐食性の向上が飽和するとともに、ＡｌＮが過度に生成し固溶Ｎが枯渇して｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ａｌ含有量は、０．５％以下とする。上記効果を得る為には、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。更に、靭性を考慮すると、Ａｌ含有量は、０．１０％以下であるのが好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として活用出来る他、耐酸化性、および耐食性を向上させるため、含有させてもよい。一方で、０．５％超の含有では、耐酸化性、および耐食性の向上が飽和するとともに、ＡｌＮが過度に生成し固溶Ｎが枯渇して｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ａｌ含有量は、０．５％以下とする。上記効果を得る為には、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。更に、靭性を考慮すると、Ａｌ含有量は、０．１０％以下であるのが好ましい。
Ｔｉ：０〜０．３０％
Ｔｉは、ＮとＴｉＮを形成して溶接部および鋳造組織の組織微細化に有効な元素であるとともに耐食性を向上する元素であるため、含有させてもよい。一方で、Ｔｉは、０．３０％超の含有で、その効果は飽和するとともに、ＴｉＮが過度に生成し固溶Ｎが枯渇して｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。また、鋼板の製造工程において表面疵の発生原因となる。したがって、Ｔｉ含有量は、０．３０％以下とする。上記効果を得る為には、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。更に、合金コスト、及び靭性を考慮すると、Ｔｉ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。
Ｔｉは、ＮとＴｉＮを形成して溶接部および鋳造組織の組織微細化に有効な元素であるとともに耐食性を向上する元素であるため、含有させてもよい。一方で、Ｔｉは、０．３０％超の含有で、その効果は飽和するとともに、ＴｉＮが過度に生成し固溶Ｎが枯渇して｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。また、鋼板の製造工程において表面疵の発生原因となる。したがって、Ｔｉ含有量は、０．３０％以下とする。上記効果を得る為には、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。更に、合金コスト、及び靭性を考慮すると、Ｔｉ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。
Ｎｂ：０〜０．３０％
Ｎｂは、Ｔｉと類似の作用があるとともに強度を向上させる元素であり、含有させてもよい。一方で、０．３０％超の含有で、その効果は飽和するとともにＮｂＮが過度に生成し固溶Ｎが枯渇して｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ｎｂ含有量は、０．３０％以下とする。上記効果を得る為には、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。更に、合金コストや靭性を考慮すると、Ｎｂ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。
Ｎｂは、Ｔｉと類似の作用があるとともに強度を向上させる元素であり、含有させてもよい。一方で、０．３０％超の含有で、その効果は飽和するとともにＮｂＮが過度に生成し固溶Ｎが枯渇して｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ｎｂ含有量は、０．３０％以下とする。上記効果を得る為には、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。更に、合金コストや靭性を考慮すると、Ｎｂ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。
Ｚｒ：０〜０．３０％
Ｔａ：０〜０．３０％
Ｈｆ：０〜０．３０％
Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、Ｔｉ、およびＮｂと類似の作用があるとともに耐酸化性を向上させる元素であり、含有させてもよい。一方で、０．３０％超の含有で、その効果は飽和するとともに、ＺｒＮが過度に生成し固溶Ｎが枯渇して｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とする。また、Ｔａ含有量は、０．３０％以下とする。また、Ｈｆ含有量は、０．３０％以下とする。一方、上記効果を得る為には、Ｚｒ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましい。またＴａ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましい。またＨｆ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。更に、合金コスト、及び靭性を考慮すると、Ｚｒ含有量は、０．１５％以下であるのが好ましい。また、Ｔａ含有量は、０．１５％以下であるのが好ましい。また、Ｈｆ含有量は、０．１５％以下であるのが好ましい。
Ｔａ：０〜０．３０％
Ｈｆ：０〜０．３０％
Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、Ｔｉ、およびＮｂと類似の作用があるとともに耐酸化性を向上させる元素であり、含有させてもよい。一方で、０．３０％超の含有で、その効果は飽和するとともに、ＺｒＮが過度に生成し固溶Ｎが枯渇して｛１１０｝＜００１＞方位の生成が抑制される。このため、Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とする。また、Ｔａ含有量は、０．３０％以下とする。また、Ｈｆ含有量は、０．３０％以下とする。一方、上記効果を得る為には、Ｚｒ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましい。またＴａ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましい。またＨｆ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。更に、合金コスト、及び靭性を考慮すると、Ｚｒ含有量は、０．１５％以下であるのが好ましい。また、Ｔａ含有量は、０．１５％以下であるのが好ましい。また、Ｈｆ含有量は、０．１５％以下であるのが好ましい。
Ｓｎ：０〜０．５０％
Ｓｂ：０〜０．５０％
Ｓｎ、及びＳｂは、耐食性を向上させる元素であり、含有させてもよい。一方で、０．５０％超の含有で、その効果は飽和する。このため、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下とする。また、Ｓｂ含有量についても０．５０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。また、Ｓｂ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。さらに、熱間加工性や溶接性を考慮すると、Ｓｎ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましく、Ｓｂ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましい。
Ｓｂ：０〜０．５０％
Ｓｎ、及びＳｂは、耐食性を向上させる元素であり、含有させてもよい。一方で、０．５０％超の含有で、その効果は飽和する。このため、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下とする。また、Ｓｂ含有量についても０．５０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。また、Ｓｂ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。さらに、熱間加工性や溶接性を考慮すると、Ｓｎ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましく、Ｓｂ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましい。
Ｗ：０〜２．０％
Ｗは、耐食性、および耐熱性を向上させる元素であり、含有させてもよい。一方で、２．０％超の含有で、その効果は飽和する。したがって、Ｗ含有量は、２．０％以下とする。上記効果を得る為には、Ｗ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。更に、合金コスト、及び靭性を考慮すると、Ｗ含有量は１．０％以下であるのが好ましい。
Ｗは、耐食性、および耐熱性を向上させる元素であり、含有させてもよい。一方で、２．０％超の含有で、その効果は飽和する。したがって、Ｗ含有量は、２．０％以下とする。上記効果を得る為には、Ｗ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。更に、合金コスト、及び靭性を考慮すると、Ｗ含有量は１．０％以下であるのが好ましい。
Ｍｇ：０〜０．０１００％
Ｍｇは、脱酸剤として活用する他、溶接部および鋳造組織の組織微細化に有効な元素であるため、含有させてもよい。一方で、Ｍｇは０．０１００％超の含有で、その効果は飽和するとともに、介在物の粗大化に起因して｛１１０｝＜００１＞の生成が抑制される。このため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とする。上記効果を得る為には、Ｍｇは０．０００２％以上含有させるのが好ましい。更に、製造性を考慮すると、Ｍｇ含有量は、０．００２０％以下であるのが好ましい。
Ｍｇは、脱酸剤として活用する他、溶接部および鋳造組織の組織微細化に有効な元素であるため、含有させてもよい。一方で、Ｍｇは０．０１００％超の含有で、その効果は飽和するとともに、介在物の粗大化に起因して｛１１０｝＜００１＞の生成が抑制される。このため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とする。上記効果を得る為には、Ｍｇは０．０００２％以上含有させるのが好ましい。更に、製造性を考慮すると、Ｍｇ含有量は、０．００２０％以下であるのが好ましい。
Ｃａ：０〜０．０１００％
Ｃａは、Ｓと結合して熱間加工性を向上させるため含有させてもよい。一方で、０．０１００％超の含有で、その効果は飽和するするとともに、介在物の粗大化に起因して｛１１０｝＜００１＞の生成が抑制される。このためＣａ含有量は０．０１００％以下とする。上記効果を得る為には、０．０００５％以上含有させるのが好ましい。更に、耐食性を考慮すると、Ｃａ含有量は０．００１０％以下であるのが好ましい。
Ｃａは、Ｓと結合して熱間加工性を向上させるため含有させてもよい。一方で、０．０１００％超の含有で、その効果は飽和するするとともに、介在物の粗大化に起因して｛１１０｝＜００１＞の生成が抑制される。このためＣａ含有量は０．０１００％以下とする。上記効果を得る為には、０．０００５％以上含有させるのが好ましい。更に、耐食性を考慮すると、Ｃａ含有量は０．００１０％以下であるのが好ましい。
Ｃｏ：０〜０．２％
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、含有させてもよい。一方で、０．２％超の含有により靭性劣化につながるため，Ｃｏ含有量は０．２％以下とする。上記効果を得る為には、Ｃｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃｏ含有量は０．１％以下であるのが好ましい。
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、含有させてもよい。一方で、０．２％超の含有により靭性劣化につながるため，Ｃｏ含有量は０．２％以下とする。上記効果を得る為には、Ｃｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃｏ含有量は０．１％以下であるのが好ましい。
ＲＥＭ：０〜０．０５％
ＲＥＭは、種々の析出物の微細化による靭性向上、及び耐酸化性の向上の観点から含有させてもよい。一方で、０．０５％超の含有により鋳造性が著しく悪くなる他、｛１１０｝＜００１＞方位の発達を抑制することから、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下とする。
上記効果を得る為には、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下であるのが好ましい。
ＲＥＭは、種々の析出物の微細化による靭性向上、及び耐酸化性の向上の観点から含有させてもよい。一方で、０．０５％超の含有により鋳造性が著しく悪くなる他、｛１１０｝＜００１＞方位の発達を抑制することから、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下とする。
上記効果を得る為には、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下であるのが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム （Ｓｃ）、イットリウム （Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ） までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で含有させてもよいし、混合物であってもよい。
Ｇａ：０〜０．１％
Ｇａは、耐食性向上、および水素脆化抑制のため、含有させてもよい。Ｇａ含有量は０．１％以下とする。硫化物、および水素化物形成の観点から、Ｇａ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、製造性、コストの観点ならびに、延性、または靭性の観点から、Ｇａ含有量は０．００２０％以下であるが好ましい。
Ｇａは、耐食性向上、および水素脆化抑制のため、含有させてもよい。Ｇａ含有量は０．１％以下とする。硫化物、および水素化物形成の観点から、Ｇａ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、製造性、コストの観点ならびに、延性、または靭性の観点から、Ｇａ含有量は０．００２０％以下であるが好ましい。
その他の組成について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を、０．００１〜０．１％含有させてもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
本発明において残部は鉄および不純物からなる。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明の鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
２．結晶方位強度
次に、本発明のポイントとなるフェライト相の結晶方位強度について説明する。
次に、本発明のポイントとなるフェライト相の結晶方位強度について説明する。
２相ステンレス鋼を構成するフェライト相およびオーステナイト相は、圧延および熱処理によって、特性に影響する結晶方位の強度が変化する。結晶方位強度は種々の測定があるが、本発明ではＸ線回折によって得られる結晶方位強度を規定する。
図１に異なる面内異方性を有する２相ステンレス鋼板（１．０ｍｍ厚の冷延・焼鈍板、冷延圧下率７８％、焼鈍温度１０５０℃）のフェライト相の集合組織を示す。ここで、集合組織については、Ｘ線回折装置（理学電機工業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚の１／４〜１／２領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで現出）の（２００）、（３１０）および（２１１）正極点図を得、これらから球面調和関数法を用いて３次元結晶方位密度関数を得た。なお、結晶方位強度とは、結晶の配向がランダムな場合に対して何倍の回折強度であるかを示すものである。
図１は、Ｂｕｎｇｅ法と呼ばれる３次元集合組織の表記であり、結晶方位強度（ランダムサンプルとの強度比率）が等高線で見ることが出来る断面（φ2＝４５°断面）である。これより、比較鋼のフェライト相において｛１１０｝＜００１＞方位の生成は認められず、ｒ値の面内異方性は４５°方向が最も高い。一方、本発明鋼は、上記の方位の発達が認められ、ｒ値の面内異方性は９０°方向が最も高い。
図２に、２１．１％Ｃｒ−０．０２％Ｃ−０．４７％Ｓｉ−５．０％Ｍｎ−０．０２７％Ｐ−０．０００６％Ｓ−１．５％Ｎｉに対してＮ量を変化させた冷延焼鈍板のｒ値の面内異方性を示す。ここで、熱延板（４ｍｍ厚）に対して熱延板焼鈍（１２００℃×６０ｓｅｃ⇒水冷）を施した後、１ｍｍ厚まで冷間圧延し、冷延板焼鈍（１０５０℃×６０ｓｅｃ⇒空冷）した後、圧延方向に対して３方向のｒ値をＪＩＳ Ｚ２２５４に準拠する方法（付与歪み１０％）で測定した。
ここで、ｒ0は圧延方向と平行方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と直角方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値である。Ｎ量が０．１％以下において、ｒ値の面内異方性は９０°方向が最も高くなり、図１の集合組織における｛１１０｝＜００１＞方位の発達が反映された結果となっている。Ｎ含有量が０．１％超になると、オーステナイト相の硬さが硬くなり、冷間圧延時にフェライト相への不均一変形を助長して当該結晶方位を有する再結晶粒が生成しないと考えられる。
一方、Ｎ含有量が０．１％以下になると、オーステナイト相とフェライト相の硬度が小さくなるとともに、フェライト相中への固溶Ｎが確保され、冷延板焼鈍時に当該結晶方位を有する再結晶粒の核生成が促されると推定される。
尚、｛１１０｝＜００１＞方位強度については２．０以上と規定するが、安定的には２．５以上が望ましい。また、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位強度が５．０超になると０°方向と４５°方向のｒ値が極端に低下するため、｛１１０｝＜００１＞方位強度は、５．０以下であるのが好ましい。
３．製造方法
本発明の鋼板の製造方法は、後述する熱延板焼鈍における温度、および冷却速度以外は、その条件を特に限定するものでは無く、ステンレス冷延鋼板の汎用的な製造工程で製造すれば良い。具体的には、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍・酸洗の各工程よりなる。
本発明の鋼板の製造方法は、後述する熱延板焼鈍における温度、および冷却速度以外は、その条件を特に限定するものでは無く、ステンレス冷延鋼板の汎用的な製造工程で製造すれば良い。具体的には、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍・酸洗の各工程よりなる。
製鋼においては、前記必須元素および/または任意元素を含む鋼を、転炉あるいは電炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。
スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。熱間圧延は複数スタンドから成る熱間圧延機で圧延された後に巻き取られる。熱間圧延後は、熱延板焼鈍を必須とし、該工程でフェライト相率を増加させて集合組織の発達を促進するために１０００℃超とする。また、過度に高温にすると通板性が劣化するため１２００℃以下とする。更に、プレス成形時の肌荒れ抑制の観点から、１０５０〜１１５０℃が好ましい。また、熱延板焼鈍時の冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満では冷却中に窒化物やσ相等の金属間化合物が析出し、冷延過程で不均一な変形が生じることによって焼鈍後の集合組織発達を抑制するため、冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上とする。また、靭性の観点から５℃／ｓｅｃ以上が好ましく、板形状の安定化の観点から２０℃／ｓｅｃ以下が好ましい。冷間圧延においては、所定の板厚に応じて冷延圧下率を選択すれば良いが、４０％未満の圧下率では集合組織の発達が不安定になることから、圧下率は４０％以上が望ましい。また、圧下率は８５％以下が好ましい。
冷間圧延における他の条件（ロール径、パス数、圧延温度等）は特に規定せず、生産性に応じて適宜選択すれば良い。冷間圧延後の焼鈍は、オーステナイト相量の調整と再結晶組織化のために施されるが、これらのためには１０００〜１１００℃に加熱することが好ましい。
他工程の製造方法については特に規定しないが、熱延板厚、焼鈍雰囲気などは適宜選択すれば良い。また、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。更に、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すれば良い。
４．板厚について
板厚については、圧下率により異なるが、４．０〜０．３ｍｍであるのが、好ましい。
板厚については、圧下率により異なるが、４．０〜０．３ｍｍであるのが、好ましい。
表１に示す化学組成のＮｏ．１〜３６の鋼を溶製した後、熱間圧延して４ｍｍ厚の熱延板とした。
その後、Ｎｏ．１〜３６の鋼の熱延板を１１００℃に加熱し、冷却速度５℃／ｓｅｃで室温まで冷却後に酸洗し、１ｍｍ厚まで冷間圧延し、１０５０℃で焼鈍後、酸洗を施して、各種薄鋼板とした。このようにして得られた薄鋼板から、ｒ値、結晶方位強度の測定を行なった。ｒ値の測定は、ＪＩＳ１３Ｂ号試験片を用い、圧延方向に対して３方向のｒ値をＪＩＳ Ｚ２２５４に準拠する方法（付与歪み１０％）で測定した。また、結晶方位強度は、Ｘ線回折装置（理学電機工業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚の１／４〜１／２領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで現出）の（２００）、（３１０）および（２１１）正極点図を得、これらから球面調和関数法を用いて３次元結晶方位密度関数を計算することにより求めた。
以下、結果をまとめて表２に示す。
本発明鋼は、｛１１０｝＜００１＞方位強度が２．０以上であり、ｒ値の面内異方性も９０°方向が最も高い形態を示している。本願発明例は角筒プレス成形に優れている。なお、Ｇａの分析は、グロー放電を利用した質量分析ＤＧ−ＭＳによって分析した。
また、鋼１に対して熱延板焼鈍条件を変更して実施した。その他の条件は前記の条件と同様とする。
以下、結果をまとめて表３に示す。
本発明で規定した製法では｛１１０｝＜００１＞方位強度が２．０以上であり、ｒ値の面内異方性も９０°方向が最も高い形態を示している。
本発明によれば、成形性に優れたフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板を提供することが可能である。特に、自動車、二輪、鉄道、建築用途等、構造部品として使用することによって、薄肉軽量化や複雑構造の成形品に展開することが可能であるとともに、ＳＵＳ３０４等の材料に比べて省Ｎｉ化によるコスト削減にも寄与することから、産業上極めて有益である。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：２．０〜１０．０％、
Ｐ≦０．０５％、
Ｎｉ：０．１〜２．５％、
Ｃｒ：１１．０〜２５．０％、
Ｎ：０．００５〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜３．０％、
Ｂ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．３０％、
Ｎｂ：０〜０．３０％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、
Ｔａ：０〜０．３０％、
Ｈｆ：０〜０．３０％、
Ｓｎ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
Ｗ：０〜２．０％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｃｏ：０〜０．２％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｇａ：０〜０．１％、および
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
からなり、板厚の１／４〜１／２領域におけるフェライト相の｛１１０｝＜００１＞方位強度が２．０以上であり、
ｒ値が式（ｉ）を満たす、フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
ｒ ４５ ＜ｒ ０ ＜ｒ ９０ ・・・・式（ｉ）
ここで、ｒ ０ は圧延方向と平行方向のｒ値、ｒ ９０ は圧延方向と直角方向のｒ値、ｒ ４５ は圧延方向と４５°方向のｒ値である。 - 質量％で、さらに
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜３．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、および
Ａｌ：０．０１〜０．５％
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。 - 質量％で、さらに
Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．３０％、
Ｔａ：０．００５〜０．３０％、
Ｈｆ：０．００５〜０．３０％、
Ｓｎ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０５〜０．５０％、
Ｗ：０．１〜２．０％
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃｏ：０．０１〜０．２％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
Ｇａ：０．０００２〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１または２に記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。 - 角筒成形用途に使用される、請求項１から３のいずれかに記載のフェライト・オーステ
ナイト２相ステンレス鋼板。 - 構造部材用途に使用される、請求項１から３のいずれかに記載のフェライト・オーステ
ナイト２相ステンレス鋼板。 - 請求項１から３のいずれかに記載のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板を製造する方法であって、熱延板焼鈍温度を１０００℃超〜１２００℃、冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上とする熱延板焼鈍工程を有する、
フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板の製造方法。
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