JPH08269550A - 耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH08269550A JPH08269550A JP7685495A JP7685495A JPH08269550A JP H08269550 A JPH08269550 A JP H08269550A JP 7685495 A JP7685495 A JP 7685495A JP 7685495 A JP7685495 A JP 7685495A JP H08269550 A JPH08269550 A JP H08269550A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、耐応力腐食割れ性の優れたオース
テナイト系ステンレス鋼の化学成分ならびに製造方法を
提供する。 【構成】 粒界応力腐食割れの原因となる、結晶粒界へ
の炭化物の析出を抑制するため、Ｃを０．０３％以下に
制限し、固溶度の大きなＮを０．１５％以下含有させた
Ｎｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼の化学成分を
設定した。次に、この鋼の製造において、鋼片を１１０
０〜１３００℃の温度範囲で加熱することにより、単位
粒界あたりの炭化物の析出量を低減し、粒界近傍のＣｒ
欠乏量を軽減し、かつＣｒ欠乏領域を分散化させる。上
記、化学成分および製造方法により耐粒界応力腐食割れ
性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供でき
る。
テナイト系ステンレス鋼の化学成分ならびに製造方法を
提供する。 【構成】 粒界応力腐食割れの原因となる、結晶粒界へ
の炭化物の析出を抑制するため、Ｃを０．０３％以下に
制限し、固溶度の大きなＮを０．１５％以下含有させた
Ｎｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼の化学成分を
設定した。次に、この鋼の製造において、鋼片を１１０
０〜１３００℃の温度範囲で加熱することにより、単位
粒界あたりの炭化物の析出量を低減し、粒界近傍のＣｒ
欠乏量を軽減し、かつＣｒ欠乏領域を分散化させる。上
記、化学成分および製造方法により耐粒界応力腐食割れ
性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供でき
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐粒界応力腐食割れ性に
優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関す
るものである。
優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】高温高圧水中環境等で使用されるオース
テナイト系ステンレス鋼においては、耐粒界応力腐食割
れ性が重要視される。この粒界腐食は、粒界へのＣｒ系
炭化物析出に伴なうＣｒの欠乏層により生じることが知
られている。このため、この炭化物の析出を防止するに
は、たとえば『ステンレス鋼便覧』（平成７年１月２４
日発行）の２６９ページ「４）高温水」に示されている
ように、炭素（Ｃ）量を低減することが有効とされてい
る。
テナイト系ステンレス鋼においては、耐粒界応力腐食割
れ性が重要視される。この粒界腐食は、粒界へのＣｒ系
炭化物析出に伴なうＣｒの欠乏層により生じることが知
られている。このため、この炭化物の析出を防止するに
は、たとえば『ステンレス鋼便覧』（平成７年１月２４
日発行）の２６９ページ「４）高温水」に示されている
ように、炭素（Ｃ）量を低減することが有効とされてい
る。
【０００３】しかしながら、炭素のオーステナイト系ス
テンレス鋼中への固溶度は極めて小さく、たとえば６０
０℃では数ppm にすぎない。現行の工業規模での精錬技
術ではＣ量を０．０１％以下にすることは困難であるた
め、わずかではあるが６００℃においても過飽和なＣが
存在することになる。したがって、熱処理後の冷却中あ
るいは溶接時に粒界にＣｒ系炭化物の析出が生じる可能
性が残る。これは粒界近傍にＣｒの欠乏層を形成するこ
とにつながるものであり、材料の寿命に制限を加える要
因となる。
テンレス鋼中への固溶度は極めて小さく、たとえば６０
０℃では数ppm にすぎない。現行の工業規模での精錬技
術ではＣ量を０．０１％以下にすることは困難であるた
め、わずかではあるが６００℃においても過飽和なＣが
存在することになる。したがって、熱処理後の冷却中あ
るいは溶接時に粒界にＣｒ系炭化物の析出が生じる可能
性が残る。これは粒界近傍にＣｒの欠乏層を形成するこ
とにつながるものであり、材料の寿命に制限を加える要
因となる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】このように従来鋼は、
熱処理後の冷却中あるいは溶接時に粒界にＣｒ系炭化物
の析出を生じ、Ｃｒ欠乏による粒界応力腐食割れの可能
性を残すものである。本発明の目的とするところは、わ
ずかな量の過飽和なＣが存在しても優れた耐粒界応力腐
食割れ性を示すオーステナイト系ステンレス鋼の製造方
法の提供にある。
熱処理後の冷却中あるいは溶接時に粒界にＣｒ系炭化物
の析出を生じ、Ｃｒ欠乏による粒界応力腐食割れの可能
性を残すものである。本発明の目的とするところは、わ
ずかな量の過飽和なＣが存在しても優れた耐粒界応力腐
食割れ性を示すオーステナイト系ステンレス鋼の製造方
法の提供にある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記したようなＣｒの欠
乏が生じる原因は、鋼中に存在するＣが熱処理後の冷却
中あるいは溶接時に結晶粒界にＣｒ系炭化物として析出
することに関係している。すなわち、粒界に析出するＣ
ｒ系炭化物は粒界近傍にＣｒ欠乏層を形成し、粒界応力
腐食の原因となることが知られている。このためＣ量を
低減し析出を抑制することが行われている。
乏が生じる原因は、鋼中に存在するＣが熱処理後の冷却
中あるいは溶接時に結晶粒界にＣｒ系炭化物として析出
することに関係している。すなわち、粒界に析出するＣ
ｒ系炭化物は粒界近傍にＣｒ欠乏層を形成し、粒界応力
腐食の原因となることが知られている。このためＣ量を
低減し析出を抑制することが行われている。
【０００６】しかしながら、ステンレス鋼の低Ｃ化には
限界があり、ＶＯＤ等の真空精錬技術の発達によりＣ量
は大幅に低減されてきたものの、数ppm といわれる６０
０℃におけるＣの溶解度以下にすることは困難である。
なお、ＥＢ溶解等の手段により極低Ｃ化することは可能
であるが、著しく高い費用を要することから実用に供し
えない。
限界があり、ＶＯＤ等の真空精錬技術の発達によりＣ量
は大幅に低減されてきたものの、数ppm といわれる６０
０℃におけるＣの溶解度以下にすることは困難である。
なお、ＥＢ溶解等の手段により極低Ｃ化することは可能
であるが、著しく高い費用を要することから実用に供し
えない。
【０００７】本発明者等はＣ量が０．０３％以下の低Ｃ
系のＮｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼の微細組
織を観察することにより、Ｃｒ系炭化物は全粒界に析出
するのではなく、ある周期を持って粒界に析出すること
を明らかにした。この周期性について詳細な調査を行っ
た結果、Ｃｒの濃厚偏析帯と重なった結晶粒界にＣｒ系
炭化物が析出することをつきとめた。すなわち、Ｃ量が
少ないため炭化物形成元素であるＣｒ量の多い結晶粒界
に優先的に析出するものと考えられる。このような炭化
物が集中的に析出した粒界近傍にはＣｒ欠乏層が連続的
に存在することになるため、粒界応力腐食割れが生じる
ことになる。
系のＮｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼の微細組
織を観察することにより、Ｃｒ系炭化物は全粒界に析出
するのではなく、ある周期を持って粒界に析出すること
を明らかにした。この周期性について詳細な調査を行っ
た結果、Ｃｒの濃厚偏析帯と重なった結晶粒界にＣｒ系
炭化物が析出することをつきとめた。すなわち、Ｃ量が
少ないため炭化物形成元素であるＣｒ量の多い結晶粒界
に優先的に析出するものと考えられる。このような炭化
物が集中的に析出した粒界近傍にはＣｒ欠乏層が連続的
に存在することになるため、粒界応力腐食割れが生じる
ことになる。
【０００８】これに対し、十分に均質化された試料にお
いては粒界へのＣｒ系炭化物の析出が全粒界に分散する
ため、単位粒界あたりの炭化物量が少なくなる。このた
め、形成されるＣｒ欠乏層は、上記のＣｒの濃厚偏析の
部分に比べ、そのＣｒ濃度の低下量が小さくなると同時
にその粒界に沿った長さも短くなる。その結果、十分に
均質化処理した材料の耐粒界応力腐食割れ性はさらに高
いものとなる。すなわち、図１は０．０２５％Ｃ−０．
５％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ−０．０２１％Ｐ−１２．０％
Ｎｉ−１７．５％Ｃｒ−０．０４１％Ｎ鋼の粒界応力腐
食割れ性に及ぼす鋼片加熱温度と加熱時間の影響を高温
水中の低速度引張試験により評価した結果を示す。この
図から明らかなように、１１００〜１３００℃の温度範
囲である時間以上加熱することにより耐粒界応力腐食割
れ性が大幅に改善される。
いては粒界へのＣｒ系炭化物の析出が全粒界に分散する
ため、単位粒界あたりの炭化物量が少なくなる。このた
め、形成されるＣｒ欠乏層は、上記のＣｒの濃厚偏析の
部分に比べ、そのＣｒ濃度の低下量が小さくなると同時
にその粒界に沿った長さも短くなる。その結果、十分に
均質化処理した材料の耐粒界応力腐食割れ性はさらに高
いものとなる。すなわち、図１は０．０２５％Ｃ−０．
５％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ−０．０２１％Ｐ−１２．０％
Ｎｉ−１７．５％Ｃｒ−０．０４１％Ｎ鋼の粒界応力腐
食割れ性に及ぼす鋼片加熱温度と加熱時間の影響を高温
水中の低速度引張試験により評価した結果を示す。この
図から明らかなように、１１００〜１３００℃の温度範
囲である時間以上加熱することにより耐粒界応力腐食割
れ性が大幅に改善される。
【０００９】本発明は、以上のような知見に基づいてな
されたものであって、その要旨とするところは、重量％
で、Ｃ ：０．０３０％以下、 Ｓｉ：２．０％
以下、Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０
４％以下、Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６
〜１６％、Ｃｒ：１５〜２２％を含有し、または、これ
にさらに重量％で、Ｍｏ：３．０％以下を含有し、残部
がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼の鋼片を１１００
〜１３００℃の範囲で式１で規定されるｔ時間以上加熱
した後、圧延あるいは鍛造することを特徴とする耐粒界
応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
の製造方法である。
されたものであって、その要旨とするところは、重量％
で、Ｃ ：０．０３０％以下、 Ｓｉ：２．０％
以下、Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０
４％以下、Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６
〜１６％、Ｃｒ：１５〜２２％を含有し、または、これ
にさらに重量％で、Ｍｏ：３．０％以下を含有し、残部
がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼の鋼片を１１００
〜１３００℃の範囲で式１で規定されるｔ時間以上加熱
した後、圧延あるいは鍛造することを特徴とする耐粒界
応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
の製造方法である。
【００１０】
【作用】先ず本発明の成分系において、Ｃは高温使用中
に結晶粒界に炭化物として析出するため、粒界近傍にＣ
ｒ欠乏層を形成し耐粒界応力腐食割れ性を損なう元素で
ある。このような観点からＣ量は０．０３０％以下に制
限した。次に、ＳｉおよびＭｎはいずれも脱酸材として
必要であるが、Ｓｉは２．０％を超えて過剰に存在する
と、また、Ｍｎは３．０％を超えて過剰に存在すると熱
間加工性を損なうことから前者は２．０％以下、後者は
３．０％以下とした。
に結晶粒界に炭化物として析出するため、粒界近傍にＣ
ｒ欠乏層を形成し耐粒界応力腐食割れ性を損なう元素で
ある。このような観点からＣ量は０．０３０％以下に制
限した。次に、ＳｉおよびＭｎはいずれも脱酸材として
必要であるが、Ｓｉは２．０％を超えて過剰に存在する
と、また、Ｍｎは３．０％を超えて過剰に存在すると熱
間加工性を損なうことから前者は２．０％以下、後者は
３．０％以下とした。
【００１１】Ｐは粒界に偏析する傾向のある元素であ
り、粒界の耐食性を損なう可能性があるため、その上限
を０．０４％とした。Ｎｉはオーステナイト生成元素と
して必須の元素であり、フェライト形成元素であるＣｒ
量に対し成分平衡上オーステナイト組織にするための必
要量は６〜１６％の範囲である。またＣｒは耐食性を向
上させる元素であり、そのためには１５％以上を必要と
するが、２２％を超えると繰り返し溶接等の高温加熱に
よる脆化が生じるため上限を２２％とした。
り、粒界の耐食性を損なう可能性があるため、その上限
を０．０４％とした。Ｎｉはオーステナイト生成元素と
して必須の元素であり、フェライト形成元素であるＣｒ
量に対し成分平衡上オーステナイト組織にするための必
要量は６〜１６％の範囲である。またＣｒは耐食性を向
上させる元素であり、そのためには１５％以上を必要と
するが、２２％を超えると繰り返し溶接等の高温加熱に
よる脆化が生じるため上限を２２％とした。
【００１２】ＮはＣとともにオーステナイト系ステンレ
ス鋼の強化元素である。ＮはＣに比べ溶解度が大きいこ
とから、熱処理後の冷却中あるいは溶接時にも固溶状態
で安定して存在できる。したがって、Ｎを溶解度の範囲
内で使用すれば強化作用が期待でき、かつ窒化物による
粒界脆化等も生じないことになる。このような観点から
Ｎ量の上限を０．１５％とした。なお、下限を設けない
理由は、用途に応じてＮ量を変化させて強度を制御する
ためであるが、通常の工業規模溶製でのレベル０．０１
％が強いていえば下限となる。Ｍｏは耐食性を高める作
用のある元素であるが、３．０％を超えて添加すると熱
間変形抵抗を高めるため圧延あるいは鍛造が困難にな
る。したがって、含有量は３．０％以下とした。
ス鋼の強化元素である。ＮはＣに比べ溶解度が大きいこ
とから、熱処理後の冷却中あるいは溶接時にも固溶状態
で安定して存在できる。したがって、Ｎを溶解度の範囲
内で使用すれば強化作用が期待でき、かつ窒化物による
粒界脆化等も生じないことになる。このような観点から
Ｎ量の上限を０．１５％とした。なお、下限を設けない
理由は、用途に応じてＮ量を変化させて強度を制御する
ためであるが、通常の工業規模溶製でのレベル０．０１
％が強いていえば下限となる。Ｍｏは耐食性を高める作
用のある元素であるが、３．０％を超えて添加すると熱
間変形抵抗を高めるため圧延あるいは鍛造が困難にな
る。したがって、含有量は３．０％以下とした。
【００１３】以上の化学成分範囲の鋼の鋼片を圧延ある
いは鍛造する前に、高温で加熱することによりＣｒ等の
成分偏析を軽減する必要がある。このために必要な熱処
理は図１に示したように１１００℃以下では十分な拡散
効果が得られないため１１００℃を下限とした。一方、
１３００℃を超える温度での加熱はデルタフェライト相
の増加を招き、かえって成分変動を拡大させることにな
るため１３００℃を上限とした。また、必要な加熱時間
は温度により変化し、高温になるほど短時間で均質化が
達成される。その必要な最小時間・ｔは温度の関数とし
て式１で規定されるものである。
いは鍛造する前に、高温で加熱することによりＣｒ等の
成分偏析を軽減する必要がある。このために必要な熱処
理は図１に示したように１１００℃以下では十分な拡散
効果が得られないため１１００℃を下限とした。一方、
１３００℃を超える温度での加熱はデルタフェライト相
の増加を招き、かえって成分変動を拡大させることにな
るため１３００℃を上限とした。また、必要な加熱時間
は温度により変化し、高温になるほど短時間で均質化が
達成される。その必要な最小時間・ｔは温度の関数とし
て式１で規定されるものである。
【００１４】以上の如き化学組成ならびに製造方法に基
づく本発明鋼は、各種電気炉等による製鋼を行った後、
通常の造塊あるいは連続鋳造により鋼塊あるいは鋳片と
し、鋼塊は圧延あるいは鍛造により鋼片としまた鋳片は
直接あるいは圧延により鋼片とし、ついで標記の加熱処
理を行った後、圧延あるいは鍛造により各種形状の鋼材
として使用に供されるものである。以下に本発明の効果
を実施例に基づいてさらに具体的に示す。
づく本発明鋼は、各種電気炉等による製鋼を行った後、
通常の造塊あるいは連続鋳造により鋼塊あるいは鋳片と
し、鋼塊は圧延あるいは鍛造により鋼片としまた鋳片は
直接あるいは圧延により鋼片とし、ついで標記の加熱処
理を行った後、圧延あるいは鍛造により各種形状の鋼材
として使用に供されるものである。以下に本発明の効果
を実施例に基づいてさらに具体的に示す。
【００１５】
【実施例】表１に本発明鋼と比較鋼の化学成分および鋼
片加熱条件を示す。これらの試料から平行部直径：３m
m、標点間距離：２０mmの低速度引張試験片を採取し、
３００℃の高温水中で試験した。表２はこれらの試験結
果を示したものである。これらの特性調査結果から明ら
かなように、本発明鋼は比較鋼に比べ耐粒界応力腐食割
れ性が優れたものである。これに対し、比較鋼において
は、例えば合金番号８は加熱温度が低いため粒界割れが
発生し、また、合金番号９は１２００℃加熱ではあるが
加熱時間が短いためやはり粒界割れを生じている。
片加熱条件を示す。これらの試料から平行部直径：３m
m、標点間距離：２０mmの低速度引張試験片を採取し、
３００℃の高温水中で試験した。表２はこれらの試験結
果を示したものである。これらの特性調査結果から明ら
かなように、本発明鋼は比較鋼に比べ耐粒界応力腐食割
れ性が優れたものである。これに対し、比較鋼において
は、例えば合金番号８は加熱温度が低いため粒界割れが
発生し、また、合金番号９は１２００℃加熱ではあるが
加熱時間が短いためやはり粒界割れを生じている。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【発明の効果】以上述べた如く、本発明鋼は低Ｃ化およ
び鋼片の加熱処理により優れた耐粒界応力腐食割れ性を
有する材料となっており、高温水中等で使用される耐食
材料として工業的に極めて有効なものである。
び鋼片の加熱処理により優れた耐粒界応力腐食割れ性を
有する材料となっており、高温水中等で使用される耐食
材料として工業的に極めて有効なものである。
【図１】粒界応力腐食割れ性に及ぼす鋼片の加熱温度と
加熱時間の影響を示す図である。
加熱時間の影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０３０％以下、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０４％以下、 Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６〜１６％、 Ｃｒ：１５〜２２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避
不純物からなる鋼の鋼片を１１００〜１３００℃の範囲
で式１で規定されるｔ時間以上加熱した後、圧延あるい
は鍛造することを特徴とする耐粒界応力腐食割れ性に優
れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 ｔ＝１／２５（１３００−Ｔ）＋２ ‥‥‥（１） 但し、Ｔ：温度（℃） - 【請求項２】 請求項１記載の成分に、さらにＭｏ：
３．０％以下を含有する鋼を用いることを特徴とする請
求項１記載の耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7685495A JPH08269550A (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナ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 |
|---|---|---|---|
| JP7685495A JPH08269550A (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269550A true JPH08269550A (ja) | 1996-10-15 |
Family
ID=13617247
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7685495A Withdrawn JPH08269550A (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08269550A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006152343A (ja) * | 2004-11-26 | 2006-06-15 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 溶接部耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| WO2008136354A1 (ja) | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Japan Atomic Energy Agency | 耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
| EP2112237A1 (en) | 2008-04-21 | 2009-10-28 | Secretary, Department Of Atomic Energy | Development of a very high resistance to sensitization in austenitic stainless steel through special heat treatment resulting in grain boundary microstructural modification |
| WO2011067979A1 (ja) | 2009-12-01 | 2011-06-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐応力腐食割れ性と加工性に優れた微細粒オーステナイト系ステンレス鋼板 |
| JP2020079438A (ja) * | 2018-11-14 | 2020-05-28 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
-
1995
- 1995-03-31 JP JP7685495A patent/JPH08269550A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006152343A (ja) * | 2004-11-26 | 2006-06-15 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 溶接部耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP4498897B2 (ja) * | 2004-11-26 | 2010-07-07 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 溶接部耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| WO2008136354A1 (ja) | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Japan Atomic Energy Agency | 耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
| EP2112237A1 (en) | 2008-04-21 | 2009-10-28 | Secretary, Department Of Atomic Energy | Development of a very high resistance to sensitization in austenitic stainless steel through special heat treatment resulting in grain boundary microstructural modification |
| WO2011067979A1 (ja) | 2009-12-01 | 2011-06-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐応力腐食割れ性と加工性に優れた微細粒オーステナイト系ステンレス鋼板 |
| JP2020079438A (ja) * | 2018-11-14 | 2020-05-28 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
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