JPH05320764A - 高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH05320764A JPH05320764A JP6238392A JP6238392A JPH05320764A JP H05320764 A JPH05320764 A JP H05320764A JP 6238392 A JP6238392 A JP 6238392A JP 6238392 A JP6238392 A JP 6238392A JP H05320764 A JPH05320764 A JP H05320764A
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- steel
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- hot rolling
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 高クロムフェライト系ステンレス鋼の熱間圧
延を可能とするとともに、熱延鋼帯 (熱延まま) の靱性
値が少なくとも４kgf/mm2 以上とすることでコイルの保
温なしで焼鈍−表面手入れおよび冷間圧延を可能とし、
量産に適した製造方法を提供することである。 【構成】 Ｃ＋Ｎ: 80〜160 ppm 、Al: 0.050 〜0.20
％、Ti: 0.050 〜0.30％に規制するとともに、圧延開始
温度: 1200〜1250℃、仕上げ温度 600〜900 ℃、巻取温
度 : 400〜600 ℃とし、巻取り後直ちに水冷する。
延を可能とするとともに、熱延鋼帯 (熱延まま) の靱性
値が少なくとも４kgf/mm2 以上とすることでコイルの保
温なしで焼鈍−表面手入れおよび冷間圧延を可能とし、
量産に適した製造方法を提供することである。 【構成】 Ｃ＋Ｎ: 80〜160 ppm 、Al: 0.050 〜0.20
％、Ti: 0.050 〜0.30％に規制するとともに、圧延開始
温度: 1200〜1250℃、仕上げ温度 600〜900 ℃、巻取温
度 : 400〜600 ℃とし、巻取り後直ちに水冷する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高クロムフェライト系
ステンレス鋼の製造方法、特にオーステナイト系ステン
レス鋼あるいはチタン材の代替材料として屋根などの建
材、海水用耐食性材料として有用な高クロムフェライト
系ステンレス鋼の熱間圧延および冷間圧延の組み合わせ
による製造方法に関する。
ステンレス鋼の製造方法、特にオーステナイト系ステン
レス鋼あるいはチタン材の代替材料として屋根などの建
材、海水用耐食性材料として有用な高クロムフェライト
系ステンレス鋼の熱間圧延および冷間圧延の組み合わせ
による製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】今日、高価な材料であるオーステナイト
系ステンレス鋼あるいはチタン材の代替材料として注目
されている30Cr−2Mo 系の高クロムフェライト系ステン
レス鋼は、熱間圧延のままでは、極めて靱性に乏しくコ
イルの展開あるいは表面手入れライン等ではわずかな曲
げ応力が付加しただけでコイルが破断してしまう。この
ようなことから熱間圧延＋冷間圧延というプロセスで量
産することはできなかった。
系ステンレス鋼あるいはチタン材の代替材料として注目
されている30Cr−2Mo 系の高クロムフェライト系ステン
レス鋼は、熱間圧延のままでは、極めて靱性に乏しくコ
イルの展開あるいは表面手入れライン等ではわずかな曲
げ応力が付加しただけでコイルが破断してしまう。この
ようなことから熱間圧延＋冷間圧延というプロセスで量
産することはできなかった。
【０００３】このような脆化現象を防止するための従来
技術としては、まず連続鋳造スラブをいわゆるホットチ
ャージと呼ばれる熱間圧延方法で熱間圧延を行い、ほぼ
700℃程度で圧延は終了するが、475 ℃脆性と呼ばれて
いる脆性を回避するために仕上熱間圧延時に、水スプレ
ー等で急冷を行っている。かかる従来法は、熱延鋼帯の
靱性が十分でなく、量産プロセスにのせるためには一層
の改善が求められている。
技術としては、まず連続鋳造スラブをいわゆるホットチ
ャージと呼ばれる熱間圧延方法で熱間圧延を行い、ほぼ
700℃程度で圧延は終了するが、475 ℃脆性と呼ばれて
いる脆性を回避するために仕上熱間圧延時に、水スプレ
ー等で急冷を行っている。かかる従来法は、熱延鋼帯の
靱性が十分でなく、量産プロセスにのせるためには一層
の改善が求められている。
【０００４】特開昭53−33917 号公報には、高クロムフ
ェライト系ステンレス鋼の製造方法としてＣ＋Ｎを0.04
％以下に制限するとともに、Nbを配合することでCrの安
定化を図る方法が開示されている。しかし、ここに開示
された方法では、熱延鋼板の靱性は低く、量産プロセス
としては十分ではない。また、Ｃ＋Ｎもその実施例によ
れば、200ppm以上あり、かなり多いと言わなければなら
ない。
ェライト系ステンレス鋼の製造方法としてＣ＋Ｎを0.04
％以下に制限するとともに、Nbを配合することでCrの安
定化を図る方法が開示されている。しかし、ここに開示
された方法では、熱延鋼板の靱性は低く、量産プロセス
としては十分ではない。また、Ｃ＋Ｎもその実施例によ
れば、200ppm以上あり、かなり多いと言わなければなら
ない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ここに、本発明の目的
は、熱間圧延後のコイルを保温することなく通板を可能
とするとともに、熱延鋼板の靱性値が少なくとも４kgf/
mm2 以上とすることで引き続いて冷間圧延を可能とする
高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供す
ることである。
は、熱間圧延後のコイルを保温することなく通板を可能
とするとともに、熱延鋼板の靱性値が少なくとも４kgf/
mm2 以上とすることで引き続いて冷間圧延を可能とする
高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供す
ることである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる課
題を達成すべく、種々検討を重ね、次のような知見を得
た。 脆性劣化の原因は粒界、粒内へのCr炭化物の析出であ
ることから、C ＋N の含有量を可及的に低減することが
好ましい。 所定量のTiおよびAlを配合することで、Ti,Al(C,N)と
して炭素および窒素の固定を促進させ、Cr炭化物の析出
を抑えることが有効である。特に、C ＋Ｎ＝80〜160ppm
程度であっても、Ti、Alを添加することで、Cr炭化物の
析出は効果的に抑制される。
題を達成すべく、種々検討を重ね、次のような知見を得
た。 脆性劣化の原因は粒界、粒内へのCr炭化物の析出であ
ることから、C ＋N の含有量を可及的に低減することが
好ましい。 所定量のTiおよびAlを配合することで、Ti,Al(C,N)と
して炭素および窒素の固定を促進させ、Cr炭化物の析出
を抑えることが有効である。特に、C ＋Ｎ＝80〜160ppm
程度であっても、Ti、Alを添加することで、Cr炭化物の
析出は効果的に抑制される。
【０００７】コイルの保温を行うことなく連続焼鈍作
業あるいは冷間圧延作業を可能とする。 熱間圧延後400 〜600 ℃で巻取り直ちに水冷 (20℃/s
ec) などで急冷することで、複熱を抑制しコイル全長の
靱性の改善を図ることができる。これは、従来より475
℃脆性を回避するために行われていた処理と比較して熱
間圧延後の冷却方法の点で異なっている。
業あるいは冷間圧延作業を可能とする。 熱間圧延後400 〜600 ℃で巻取り直ちに水冷 (20℃/s
ec) などで急冷することで、複熱を抑制しコイル全長の
靱性の改善を図ることができる。これは、従来より475
℃脆性を回避するために行われていた処理と比較して熱
間圧延後の冷却方法の点で異なっている。
【０００８】かくして、本発明の要旨とするところは、
重量割合で、 Ｃ＋Ｎ : 80 〜160 ppm 、Si : 0.5％以下、Mn : 1.0％
以下 Cr : 25 〜35％、Mo : 0.5〜5.0 ％、Nb : 0.1〜0.6 ％ Al : 0.050〜0.20％、Ti: 0.050 〜0.30％、Fe、不純物
: 残部 の鋼組成を有する鋼を、好ましくは1200〜1250℃に加熱
後、熱間圧延を開始し、600 〜900 ℃で仕上熱間圧延を
終了してから、400 〜600 ℃で巻取り直ちに水冷以上の
冷却速度で急冷後、得られた熱延鋼帯を冷間圧延するこ
とを特徴とする高クロムフェライト系ステンレス鋼の製
造方法である。
重量割合で、 Ｃ＋Ｎ : 80 〜160 ppm 、Si : 0.5％以下、Mn : 1.0％
以下 Cr : 25 〜35％、Mo : 0.5〜5.0 ％、Nb : 0.1〜0.6 ％ Al : 0.050〜0.20％、Ti: 0.050 〜0.30％、Fe、不純物
: 残部 の鋼組成を有する鋼を、好ましくは1200〜1250℃に加熱
後、熱間圧延を開始し、600 〜900 ℃で仕上熱間圧延を
終了してから、400 〜600 ℃で巻取り直ちに水冷以上の
冷却速度で急冷後、得られた熱延鋼帯を冷間圧延するこ
とを特徴とする高クロムフェライト系ステンレス鋼の製
造方法である。
【０００９】
【作用】次に、本発明において鋼組成および処理条件を
上述のように限定した理由を述べる。 炭素＋窒素（Ｃ＋Ｎ）：ＣおよびＮは高クロムフェライ
ト系ステンレス鋼にあっては、Crと結合して炭化物、窒
化物を形成し、鋼の靱性の低下をもたらす。従来より、
Ｃ、Ｎ量は低ければ低い程、靱性、溶接性および粒界腐
食性が改善される。しかし、このような各特性に与えな
いような量、通常数100ppm程度以下とされる量までＣと
Ｎ量を低減するには溶製技術並びにコスト的にも困難で
あって、通常の精錬手段(150ppm) でもって実現できる
程度の量でもってCr炭化物、窒化物の生成を阻止するこ
とが好ましい。
上述のように限定した理由を述べる。 炭素＋窒素（Ｃ＋Ｎ）：ＣおよびＮは高クロムフェライ
ト系ステンレス鋼にあっては、Crと結合して炭化物、窒
化物を形成し、鋼の靱性の低下をもたらす。従来より、
Ｃ、Ｎ量は低ければ低い程、靱性、溶接性および粒界腐
食性が改善される。しかし、このような各特性に与えな
いような量、通常数100ppm程度以下とされる量までＣと
Ｎ量を低減するには溶製技術並びにコスト的にも困難で
あって、通常の精錬手段(150ppm) でもって実現できる
程度の量でもってCr炭化物、窒化物の生成を阻止するこ
とが好ましい。
【００１０】本発明にあっては、好ましくは、Al＋Ti:
0.10〜0.30％程度配合することでＣ＋Ｎ: 80〜160ppm程
度であっても、クロムの安定化を図ることができること
が判明した。この範囲のC+N においてCr炭化物、窒化物
の析出を経済的にも有利に抑制できる。
0.10〜0.30％程度配合することでＣ＋Ｎ: 80〜160ppm程
度であっても、クロムの安定化を図ることができること
が判明した。この範囲のC+N においてCr炭化物、窒化物
の析出を経済的にも有利に抑制できる。
【００１１】ケイ素 (Si):Siは脱酸材として不可避的に
含まれる。しかしSiは余り多量に存在すると靱性、延性
が損なわれ、また、そのように多量に存在した場合に
は、475 ℃脆化やσ相脆化を促進する。このため、0.5
％を超える量では望ましくなく、0.5 ％以下とする。
含まれる。しかしSiは余り多量に存在すると靱性、延性
が損なわれ、また、そのように多量に存在した場合に
は、475 ℃脆化やσ相脆化を促進する。このため、0.5
％を超える量では望ましくなく、0.5 ％以下とする。
【００１２】マンガン (Mn):Mnは少量の存在によって熱
間加工性を改善し、加工性を良好ならしめる。しかし、
余り多量に存在すれば耐食性と靱性が低下するので、Mn
の上限を1.0 ％とする。
間加工性を改善し、加工性を良好ならしめる。しかし、
余り多量に存在すれば耐食性と靱性が低下するので、Mn
の上限を1.0 ％とする。
【００１３】クロム (Cr):Crは本発明の対象とする高Cr
フェライト系ステンレス鋼における耐食性を得るための
必須元素である。しかし、Crはその含有量の増加ととも
に、切欠靱性が低下し、延性−脆性遷移温度が上昇する
ため鋼の製造性を害するし、また475 ℃脆化およびσ相
析出による脆化等が起こりやすくなる。このため、本発
明にあってはCrの下限は、十分な耐食性を維持し得る量
として25％以上とし、上限は実質的に製造可能な範囲と
して35％とする。従って、Cr含有量は25〜35％の範囲と
する。
フェライト系ステンレス鋼における耐食性を得るための
必須元素である。しかし、Crはその含有量の増加ととも
に、切欠靱性が低下し、延性−脆性遷移温度が上昇する
ため鋼の製造性を害するし、また475 ℃脆化およびσ相
析出による脆化等が起こりやすくなる。このため、本発
明にあってはCrの下限は、十分な耐食性を維持し得る量
として25％以上とし、上限は実質的に製造可能な範囲と
して35％とする。従って、Cr含有量は25〜35％の範囲と
する。
【００１４】モリブデン(Mo):Moは鋼の孔食、隙間腐食
性を向上させる強力な元素であるが、固溶Moが増えると
α相等が析出しやすくなり、鋼が脆化する傾向にある。
したがって、Moの範囲を0.5 〜5.0 ％とする。
性を向上させる強力な元素であるが、固溶Moが増えると
α相等が析出しやすくなり、鋼が脆化する傾向にある。
したがって、Moの範囲を0.5 〜5.0 ％とする。
【００１５】ニオブ (Nb):Nbは強力な炭窒化物形成元素
であり、鋼中に残存するＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形
成し、Cr炭窒化物の析出を抑制する。このためCr炭窒化
物の粒界析出による脆化を抑制するとともに、粒界腐食
性の改善に有効に作用する。このような作用効果を得る
ためには少なくとも0.1 ％の含有量が必要であるが、過
剰に添加すると固溶Nbが増えLaves 相等の脆化相あるい
は溶接時に溶接部の高温割れ発生原因となる。このため
Nb含有量の上限を0.6 ％以下とし原則的には0.1 〜0.6
％の範囲とする。
であり、鋼中に残存するＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形
成し、Cr炭窒化物の析出を抑制する。このためCr炭窒化
物の粒界析出による脆化を抑制するとともに、粒界腐食
性の改善に有効に作用する。このような作用効果を得る
ためには少なくとも0.1 ％の含有量が必要であるが、過
剰に添加すると固溶Nbが増えLaves 相等の脆化相あるい
は溶接時に溶接部の高温割れ発生原因となる。このため
Nb含有量の上限を0.6 ％以下とし原則的には0.1 〜0.6
％の範囲とする。
【００１６】アルミニウム (Al):Alは強力な脱酸元素で
あり、酸素の低減化に有効である。また結晶粒を細粒化
し、溶接部の熱影響部でAlＮを形成して鋼中の遊離Ｎの
固定に有効であり、熱延鋼帯の延性および靱性を向上さ
せる。かかる効果を発揮させるためにAlは0.050％以上
配合する。しかし多量に含有すると、475 ℃脆化を促進
し、また溶接部での高温割れを生じやすくなるので0.20
％以下の含有量とする。
あり、酸素の低減化に有効である。また結晶粒を細粒化
し、溶接部の熱影響部でAlＮを形成して鋼中の遊離Ｎの
固定に有効であり、熱延鋼帯の延性および靱性を向上さ
せる。かかる効果を発揮させるためにAlは0.050％以上
配合する。しかし多量に含有すると、475 ℃脆化を促進
し、また溶接部での高温割れを生じやすくなるので0.20
％以下の含有量とする。
【００１７】チタン (Ti):Tiも強力な脱酸元素であり、
TiＣ、TiＮを容易に生成して固溶Ｃ、Ｎを減少させ、熱
延鋼帯の靱性を向上させる。その効果はAlの方が強力で
あるが、TiはAlと複合で効果を高める。さらに、Tiの炭
窒化物はAlの炭窒化物より安定であり、粒界へのCr炭窒
化物の析出を抑制し、粒界腐食性の改善に有効に作用す
る。本発明にあっては、そのような効果を確保するため
に、Ti:0.050〜0.30％に制限する。
TiＣ、TiＮを容易に生成して固溶Ｃ、Ｎを減少させ、熱
延鋼帯の靱性を向上させる。その効果はAlの方が強力で
あるが、TiはAlと複合で効果を高める。さらに、Tiの炭
窒化物はAlの炭窒化物より安定であり、粒界へのCr炭窒
化物の析出を抑制し、粒界腐食性の改善に有効に作用す
る。本発明にあっては、そのような効果を確保するため
に、Ti:0.050〜0.30％に制限する。
【００１８】本発明によれば、上述のように鋼組成の鋼
は好ましくは1200〜1250℃に加熱してから、仕上げ温度
600 〜900 ℃で熱間圧延を行う。600 ℃未満では十分な
圧延ができなくなることが考えられ、また後続の工程で
温度の低下が著しくなるためである。巻取温度を400 〜
600 ℃に規定するのは、熱間圧延終了後直ちに巻取ると
の趣旨であり、また脱化領域でのコイル保温を避けるた
めである。巻取り後は直ちに急冷 (水冷) する。熱間圧
延終了時の冷却速度が20℃/secよりおくれると、熱延鋼
帯の衝撃破面遷移温度が高温側に移行し、熱延鋼帯の展
開、表面の手入ライン、あるいは冷間圧延時にコイルが
破断するおそれがある。従って熱間圧延後の冷却速度を
水スプレーあるいは水槽での急冷 (20℃/sec) 以上とす
る必要がある。
は好ましくは1200〜1250℃に加熱してから、仕上げ温度
600 〜900 ℃で熱間圧延を行う。600 ℃未満では十分な
圧延ができなくなることが考えられ、また後続の工程で
温度の低下が著しくなるためである。巻取温度を400 〜
600 ℃に規定するのは、熱間圧延終了後直ちに巻取ると
の趣旨であり、また脱化領域でのコイル保温を避けるた
めである。巻取り後は直ちに急冷 (水冷) する。熱間圧
延終了時の冷却速度が20℃/secよりおくれると、熱延鋼
帯の衝撃破面遷移温度が高温側に移行し、熱延鋼帯の展
開、表面の手入ライン、あるいは冷間圧延時にコイルが
破断するおそれがある。従って熱間圧延後の冷却速度を
水スプレーあるいは水槽での急冷 (20℃/sec) 以上とす
る必要がある。
【００１９】
【実施例】本例では、表１に示す組成の鋼を溶製後、11
80〜1250℃で加熱後4.0mm 厚にまで熱間圧延を行った。
熱間圧延の開始温度は約1180℃、終了温度は750 ℃であ
った。熱間圧延終了後、400 〜600 ℃で巻取ってから直
ちにコイルを水冷槽に浸漬して水冷し室温にまで冷却し
た。そのときの冷却速度はほぼ20℃/secであった。
80〜1250℃で加熱後4.0mm 厚にまで熱間圧延を行った。
熱間圧延の開始温度は約1180℃、終了温度は750 ℃であ
った。熱間圧延終了後、400 〜600 ℃で巻取ってから直
ちにコイルを水冷槽に浸漬して水冷し室温にまで冷却し
た。そのときの冷却速度はほぼ20℃/secであった。
【００２０】このようにして得られた供試材についてJI
S 規格に準拠したサブサイズの衝撃試験片(2mmＶノッ
チ) を採取し (圧延に対して直角方向) 、衝撃試験を行
い衝撃値(kgf・m/cm2)と遷移温度を求めた。結果は表２
にまとめて示す。図１は比較例である鋼No.1〜4 につい
てＣ＋Ｎと衝撃値との関係を、図２はAl＋Tiと衝撃値と
の関係を示す。
S 規格に準拠したサブサイズの衝撃試験片(2mmＶノッ
チ) を採取し (圧延に対して直角方向) 、衝撃試験を行
い衝撃値(kgf・m/cm2)と遷移温度を求めた。結果は表２
にまとめて示す。図１は比較例である鋼No.1〜4 につい
てＣ＋Ｎと衝撃値との関係を、図２はAl＋Tiと衝撃値と
の関係を示す。
【００２１】図１から分かるように、(C+N) が低下する
につれて靱性は改善されるのが分かる。しかし、４ kgf
・m/cm2 を越えるためには80ppm まで低減する必要があ
り、実用上困難な場合もある。図２において基準は鋼N
o.2のものを使用し、これにAl＋Tiの配合量を変えたと
きの衝撃値の変化をみたグラフである。なお、No.5のAl
単独添加は衝撃値の改善効果はみられるが、表２に示す
ようにvTs が33℃とかなり高くなってしまう。
につれて靱性は改善されるのが分かる。しかし、４ kgf
・m/cm2 を越えるためには80ppm まで低減する必要があ
り、実用上困難な場合もある。図２において基準は鋼N
o.2のものを使用し、これにAl＋Tiの配合量を変えたと
きの衝撃値の変化をみたグラフである。なお、No.5のAl
単独添加は衝撃値の改善効果はみられるが、表２に示す
ようにvTs が33℃とかなり高くなってしまう。
【００２２】次いで、表１の鋼No.8の供試材について熱
間圧延後の巻取りのシミュレーションとして冷却条件を
表３に示すように各種選定して一定時間均熱保持後急冷
を行った。得られた供試材について靱性を評価し、均熱
条件とともに図３にグラフで示す。熱間圧延後短時間で
急冷を行うことで初めて靱性値４kgf/mm2 を確保できる
ことが分かる。
間圧延後の巻取りのシミュレーションとして冷却条件を
表３に示すように各種選定して一定時間均熱保持後急冷
を行った。得られた供試材について靱性を評価し、均熱
条件とともに図３にグラフで示す。熱間圧延後短時間で
急冷を行うことで初めて靱性値４kgf/mm2 を確保できる
ことが分かる。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【発明の効果】本発明によれば、熱延鋼帯 (熱延のま
ま) の靱性値が少なくとも４kgf/mm2 以上となり、コイ
ルの保温なしで焼鈍−表面手入れ、さらに冷間圧延が可
能となる。
ま) の靱性値が少なくとも４kgf/mm2 以上となり、コイ
ルの保温なしで焼鈍−表面手入れ、さらに冷間圧延が可
能となる。
【図１】Ｃ＋Ｎと衝撃値との関係を示すグラフである。
【図２】Al＋Tiと衝撃値との関係を示すグラフである。
【図３】得られた試材について靱性の評価と巻取後の保
持時間、つまり均熱条件との関係を示すグラフである。
持時間、つまり均熱条件との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量割合で、 Ｃ＋Ｎ : 80 〜160 ppm 、Si : 0.5％以下、Mn : 1.0％
以下 Cr : 25 〜35％、Mo : 0.5〜5.0 ％、Nb : 0.1〜0.6 ％ Al : 0.050〜0.20％、Ti: 0.050 〜0.30％、 Fe、不純物 : 残部 の鋼組成を有する鋼を、熱間圧延を開始し、600 〜900
℃で仕上熱間圧延を終了してから、400 〜600 ℃で巻取
り直ちに水冷以上の冷却速度で急冷後、得られた熱延鋼
帯を冷間圧延することを特徴とする高クロムフェライト
系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6238392A JPH05320764A (ja) | 1992-03-18 | 1992-03-18 | 高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6238392A JPH05320764A (ja) | 1992-03-18 | 1992-03-18 | 高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05320764A true JPH05320764A (ja) | 1993-12-03 |
Family
ID=13198550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6238392A Withdrawn JPH05320764A (ja) | 1992-03-18 | 1992-03-18 | 高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05320764A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008291303A (ja) * | 2007-05-24 | 2008-12-04 | Jfe Steel Kk | 打ち抜き加工性に優れる温水器用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| KR100957937B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2010-05-13 | 주식회사 포스코 | 인장강도 780 ＭＰａ급 후물재 열연강판의 제조방법 |
| US9399809B2 (en) | 2011-02-08 | 2016-07-26 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Hot rolled ferritic stainless steel sheet, method for producing same, and method for producing ferritic stainless steel sheet |
| JP6067161B1 (ja) * | 2016-03-24 | 2017-01-25 | 日新製鋼株式会社 | 靭性の良好なＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板 |
| US9885099B2 (en) | 2012-03-09 | 2018-02-06 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet |
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-
1992
- 1992-03-18 JP JP6238392A patent/JPH05320764A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
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