JP3331163B2 - 表面光沢むらのないオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
表面光沢むらのないオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP3331163B2 JP3331163B2 JP29537597A JP29537597A JP3331163B2 JP 3331163 B2 JP3331163 B2 JP 3331163B2 JP 29537597 A JP29537597 A JP 29537597A JP 29537597 A JP29537597 A JP 29537597A JP 3331163 B2 JP3331163 B2 JP 3331163B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- value
- δfe
- cal
- stainless steel
- 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
Links
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、表面光沢むらの
ないオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法に関す
るものである。
ないオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、オーステナイト系ステンレス鋼板
の製造に際しても、量産性を高める上で連続鋳造法が利
用され、通常、 600〜1000 mm/min 程度の鋳造速度で製
造されている（例えば特開平３−110041号公報, 特開平
８−150454号公報）。
の製造に際しても、量産性を高める上で連続鋳造法が利
用され、通常、 600〜1000 mm/min 程度の鋳造速度で製
造されている（例えば特開平３−110041号公報, 特開平
８−150454号公報）。
【０００３】これらの鋳片は、熱間圧延またさらには冷
間圧延によって所定の板厚にされたのち、焼鈍−酸洗あ
るいは光輝焼鈍を経てステンレス鋼板となるが、生産効
率の面からは、連続鋳造時における鋳造速度は速ければ
速いほど好ましいので、鋳造速度の増加が求められてい
る。
間圧延によって所定の板厚にされたのち、焼鈍−酸洗あ
るいは光輝焼鈍を経てステンレス鋼板となるが、生産効
率の面からは、連続鋳造時における鋳造速度は速ければ
速いほど好ましいので、鋳造速度の増加が求められてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】発明者らは、上記の要
請に応えるべく、鋳造速度が 1000 mm/min以上の高速で
の連続鋳造を試みたところ、焼鈍−酸洗板の表面に、図
１に示すような、コイル長手方向に延びる筋状の光沢む
らが散見された。しかも、かかる光沢むらの発生は、Ｓ
の含有量を低減した高級材ほど著しいことも判明した。
請に応えるべく、鋳造速度が 1000 mm/min以上の高速で
の連続鋳造を試みたところ、焼鈍−酸洗板の表面に、図
１に示すような、コイル長手方向に延びる筋状の光沢む
らが散見された。しかも、かかる光沢むらの発生は、Ｓ
の含有量を低減した高級材ほど著しいことも判明した。
【０００５】この発明は、上記の問題を有利に解決する
もので、量産性の面から鋳造速度を上げた場合であって
も、またＳ量を低減したとしても、光沢むらの発生を有
利に解消して、良光な表面光沢を有するオーステナイト
系ステンレス鋼板を安定して製造し得る方法を提案する
ことを目的とする。
もので、量産性の面から鋳造速度を上げた場合であって
も、またＳ量を低減したとしても、光沢むらの発生を有
利に解消して、良光な表面光沢を有するオーステナイト
系ステンレス鋼板を安定して製造し得る方法を提案する
ことを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。さて、発明者らは、光沢むらが発
生した鋼板の表面を綿密に観察したところ、表層部の結
晶粒径が筋部と正常部とでは異なることが判明した。す
なわち、筋部は、正常部に比べて表層結晶粒径が小さ
く、酸洗での粒界侵食面積率が高いために、光の散乱が
著しかった。それ故、筋部では、光沢度が正常部に比べ
て低下する結果、光沢むらが生じるものと考えられる。
緯について説明する。さて、発明者らは、光沢むらが発
生した鋼板の表面を綿密に観察したところ、表層部の結
晶粒径が筋部と正常部とでは異なることが判明した。す
なわち、筋部は、正常部に比べて表層結晶粒径が小さ
く、酸洗での粒界侵食面積率が高いために、光の散乱が
著しかった。それ故、筋部では、光沢度が正常部に比べ
て低下する結果、光沢むらが生じるものと考えられる。
【０００７】一方、光沢むらの発生に及ぼす影響因子に
ついて解析したところ、Ｓ含有量と次式(1) で算出され
るδFe値 (cal.) の影響が確認された。 δFe値（cal.）＝ 3.2×（Cr＋1.5 Si＋Mo＋0.5 Nb＋0.5 Ti）− 2.5×（Ni＋0.5 Mn＋0.3 Cu＋30Ｃ＋30Ｎ）−24.7 --- (1) ここに、各成分値はmass％で表した値である。
ついて解析したところ、Ｓ含有量と次式(1) で算出され
るδFe値 (cal.) の影響が確認された。 δFe値（cal.）＝ 3.2×（Cr＋1.5 Si＋Mo＋0.5 Nb＋0.5 Ti）− 2.5×（Ni＋0.5 Mn＋0.3 Cu＋30Ｃ＋30Ｎ）−24.7 --- (1) ここに、各成分値はmass％で表した値である。
【０００８】そこで、発明者らは、かかる因子がどのよ
うに光沢むらの発生に影響を及ぼしているのか解明すべ
く、鋭意検討を重ねた結果、以下の結論を得るに到っ
た。すなわち、鋳造速度が増加すると、モールドパウダ
ーの流入が不均一になり易いだけでなく、２次冷却での
冷却が不均一になり易いため、これらの影響によって鋳
片板面内での場所による冷却の不均一性が高まり、その
結果、鋳片表面において残留δフェライト量の不均一分
布が生じる。δフェライトそのものは、熱延前のγ温度
域での鋳片の加熱時に消失するが、同時に、δ相とγ相
のＳ固溶度の差に起因して、スラブ表層におけるＳ系析
出物の析出状態に差異が生じる。これらの析出物の分布
状態は、熱延後の焼鈍によっても均一化されないため、
再結晶時にピンニング効果により、鋼板表層部粒径にバ
ラツキが生じる結果、光沢のむらが発生するものと考え
られる。
うに光沢むらの発生に影響を及ぼしているのか解明すべ
く、鋭意検討を重ねた結果、以下の結論を得るに到っ
た。すなわち、鋳造速度が増加すると、モールドパウダ
ーの流入が不均一になり易いだけでなく、２次冷却での
冷却が不均一になり易いため、これらの影響によって鋳
片板面内での場所による冷却の不均一性が高まり、その
結果、鋳片表面において残留δフェライト量の不均一分
布が生じる。δフェライトそのものは、熱延前のγ温度
域での鋳片の加熱時に消失するが、同時に、δ相とγ相
のＳ固溶度の差に起因して、スラブ表層におけるＳ系析
出物の析出状態に差異が生じる。これらの析出物の分布
状態は、熱延後の焼鈍によっても均一化されないため、
再結晶時にピンニング効果により、鋼板表層部粒径にバ
ラツキが生じる結果、光沢のむらが発生するものと考え
られる。
【０００９】さて、光沢むらの発生機構は、上述したと
おりと考えられるけれども、δフェライトの適正範囲は
鋼中に含まれるＳ量に応じて異なることが判明した。そ
こで、次に、光沢むらの発生に及ぼすＳ量とδフェライ
ト量の関係について調査したところ、図２に示すような
結果が得られた。
おりと考えられるけれども、δフェライトの適正範囲は
鋼中に含まれるＳ量に応じて異なることが判明した。そ
こで、次に、光沢むらの発生に及ぼすＳ量とδフェライ
ト量の関係について調査したところ、図２に示すような
結果が得られた。
【００１０】・Ｓ≦0.002 mass％の場合： −6.0 ≦δFe値（cal.）≦−5000×Ｓ（％）＋17.0 この場合は、Ｓ系析出物がほとんど生成しないため、δ
Fe値 (cal.) が高く、鋳片にδフェライトむらが生じ易
いステンレス鋼でも、光沢むらが発生しづらい傾向にあ
る。
Fe値 (cal.) が高く、鋳片にδフェライトむらが生じ易
いステンレス鋼でも、光沢むらが発生しづらい傾向にあ
る。
【００１１】・0.002 mass％＜Ｓ≦0.004 mass％： −6.0 ≦δFe値（cal.）≦ 7.0 この場合は、鋳片に最もＳ系析出物の不均一分布が生じ
易く、δFe値 (cal.)＞７では光沢むらが発生する。
易く、δFe値 (cal.)＞７では光沢むらが発生する。
【００１２】・0.004 mass％＜Ｓ≦0.015 mass％： −6.0 ≦δFe値（cal.）≦1000×Ｓ（％）＋3.0 この場合は、残留δフェライト量の如何にかかわらず、
Ｓ系析出物が生成し易くなり、表層部におけるＳ系析出
物の分布状態はむしろ均一になるので、光沢むらはかえ
って発生しにくくなる。
Ｓ系析出物が生成し易くなり、表層部におけるＳ系析出
物の分布状態はむしろ均一になるので、光沢むらはかえ
って発生しにくくなる。
【００１３】この発明は、上記の知見に基づいて、高速
連鋳時における光沢むらの発生を効果的に解消したもの
である。すなわち、この発明は、所定の成分組成に調整
したオーステナイト系ステンレス鋼用の溶鋼を、連続鋳
造によってスラブとし、ついで熱間圧延、冷間圧延およ
び仕上げ焼鈍を施してオーステナイト系ステンレス鋼板
を製造するに当たり、鋼の溶製段階で、下記 (1)式で示
されるδFe値 (cal.) とＳ含有量（mass％）とが下記
(2)式のいずれかの関係を満足する範囲に成分調整する
と共に、鋳片の鋳造速度を1000〜1800 mm/min の範囲に
制限したことを特徴とする表面光沢むらのないオーステ
ナイト系ステンレス鋼板の製造方法である。 記 (1)式；δFe値（cal.）＝ 3.2×（Cr＋1.5 Si＋Mo＋0.5
Nb＋0.5 Ti）− 2.5×（Ni＋0.5 Mn＋0.3 Cu＋30Ｃ＋3
0Ｎ）−24.7 ここに、各成分値はmass％で表した値である。 (2)式； ・Ｓ≦0.002 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦−5000×Ｓ（％）＋17.0 ・0.002 mass％＜Ｓ≦0.004 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦ 7.0 ・0.004 mass％＜Ｓ≦0.015 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦1000×Ｓ（％）＋3.0
連鋳時における光沢むらの発生を効果的に解消したもの
である。すなわち、この発明は、所定の成分組成に調整
したオーステナイト系ステンレス鋼用の溶鋼を、連続鋳
造によってスラブとし、ついで熱間圧延、冷間圧延およ
び仕上げ焼鈍を施してオーステナイト系ステンレス鋼板
を製造するに当たり、鋼の溶製段階で、下記 (1)式で示
されるδFe値 (cal.) とＳ含有量（mass％）とが下記
(2)式のいずれかの関係を満足する範囲に成分調整する
と共に、鋳片の鋳造速度を1000〜1800 mm/min の範囲に
制限したことを特徴とする表面光沢むらのないオーステ
ナイト系ステンレス鋼板の製造方法である。 記 (1)式；δFe値（cal.）＝ 3.2×（Cr＋1.5 Si＋Mo＋0.5
Nb＋0.5 Ti）− 2.5×（Ni＋0.5 Mn＋0.3 Cu＋30Ｃ＋3
0Ｎ）−24.7 ここに、各成分値はmass％で表した値である。 (2)式； ・Ｓ≦0.002 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦−5000×Ｓ（％）＋17.0 ・0.002 mass％＜Ｓ≦0.004 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦ 7.0 ・0.004 mass％＜Ｓ≦0.015 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦1000×Ｓ（％）＋3.0
【００１４】
【発明の実施の形態】この発明において、連続鋳造にお
ける鋳造速度を1000〜1800mm/minの範囲に限定したのは
次の理由による。すなわち、鋳造速度が 1000 mm/min未
満では、連鋳速度の増加による生産性の向上効果が期待
できず、一方 1800 mm/minを超えると凝固冷却能力が追
いつかず、ブレークアウト等のおそれが生じるからであ
る。なお、この発明で問題とする光沢むらの発生は、連
鋳速度が 1200 mm/min以上になると著しくなるので、こ
の発明は 1200 mm/min以上の高速鋳造の場合に特に有利
である。
ける鋳造速度を1000〜1800mm/minの範囲に限定したのは
次の理由による。すなわち、鋳造速度が 1000 mm/min未
満では、連鋳速度の増加による生産性の向上効果が期待
できず、一方 1800 mm/minを超えると凝固冷却能力が追
いつかず、ブレークアウト等のおそれが生じるからであ
る。なお、この発明で問題とする光沢むらの発生は、連
鋳速度が 1200 mm/min以上になると著しくなるので、こ
の発明は 1200 mm/min以上の高速鋳造の場合に特に有利
である。
【００１５】また、この発明において、(1) 式で示した
δFe値 (cal.) は、素材のδフェライト生成能を表す指
標であり、Ｓ量に応じてδFe値 (cal.) の上限を上記の
範囲に制御することによって、所望の目的を達成するこ
とができる。しかしながら、δFe値 (cal.) が−6.0 を
下回ると、良好な成形性が得られないので、いずれの場
合においても下限は−6.0 に定めた。また、Ｓ量が0.01
5 mass％を超えて含有されると、耐食性が劣化するの
で、Ｓ量は0.015 mass％以下の範囲で含有させるものと
し、この範囲で、Ｓ量とδFe値(cal.) とを適正な範囲
に制御することにより、所望の効果が得られるのであ
る。
δFe値 (cal.) は、素材のδフェライト生成能を表す指
標であり、Ｓ量に応じてδFe値 (cal.) の上限を上記の
範囲に制御することによって、所望の目的を達成するこ
とができる。しかしながら、δFe値 (cal.) が−6.0 を
下回ると、良好な成形性が得られないので、いずれの場
合においても下限は−6.0 に定めた。また、Ｓ量が0.01
5 mass％を超えて含有されると、耐食性が劣化するの
で、Ｓ量は0.015 mass％以下の範囲で含有させるものと
し、この範囲で、Ｓ量とδFe値(cal.) とを適正な範囲
に制御することにより、所望の効果が得られるのであ
る。
【００１６】さらに、この発明は、いわゆるオーステナ
イト系ステンレス鋼であれば全ての鋼種に適用でき、そ
の成分組成範囲が特に限定されることはないが、好適な
組成範囲を掲げると次のとおりである。 Ｃ：0.15mass％以下 Ｃが、0.15mass％を超えると応力腐食割れ感受性が高ま
るので、Ｃは0.15mass％以下とすることが好ましい。
イト系ステンレス鋼であれば全ての鋼種に適用でき、そ
の成分組成範囲が特に限定されることはないが、好適な
組成範囲を掲げると次のとおりである。 Ｃ：0.15mass％以下 Ｃが、0.15mass％を超えると応力腐食割れ感受性が高ま
るので、Ｃは0.15mass％以下とすることが好ましい。
【００１７】Si：1.00mass％以下、Mn：2.00mass％以下 SiおよびMnはいずれも、脱酸剤として有用であるが、含
有量がSiで1.00mass％、Mnで2.00mass％を超えると熱間
加工性が損なわれるので、それぞれSi≦1.00mass％, Mn
≦2.00mass％の範囲に制限することが好ましい。
有量がSiで1.00mass％、Mnで2.00mass％を超えると熱間
加工性が損なわれるので、それぞれSi≦1.00mass％, Mn
≦2.00mass％の範囲に制限することが好ましい。
【００１８】Ｐ：0.045 mass％以下 Ｐが過剰に含有されると耐食性が損なわれるので、Ｐ含
有量は0.045 mass％以下とすることが好ましい。
有量は0.045 mass％以下とすることが好ましい。
【００１９】Cr：16.00 〜20.00 mass％ Cr量が、16.00 mass％未満では十分な耐食性が得られ
ず、一方20.00 mass％を超えるとオーステナイト相が不
安定となるので、Cr含有量は 16.00〜20.00 mass％の範
囲とすることが好ましい。
ず、一方20.00 mass％を超えるとオーステナイト相が不
安定となるので、Cr含有量は 16.00〜20.00 mass％の範
囲とすることが好ましい。
【００２０】Ni：6.00〜13.00 mass％ Niは、オーステナイト生成元素として有用なものである
が、含有量が6.00mass％未満ではオーステナイト相を維
持することができず、一方13.00 mass％を超えると経済
的な不利が著しいので、Ni量は6.00〜13.00 mass％の範
囲にすることが好ましい。
が、含有量が6.00mass％未満ではオーステナイト相を維
持することができず、一方13.00 mass％を超えると経済
的な不利が著しいので、Ni量は6.00〜13.00 mass％の範
囲にすることが好ましい。
【００２１】Ｎ：0.30mass％以下 Ｎ量が0.30mass％を超えると、鋼板が硬質化し、加工が
困難となるので、Ｎ量は0.30mass％以下に制限すること
が好ましい。
困難となるので、Ｎ量は0.30mass％以下に制限すること
が好ましい。
【００２２】Ｏ：0.0070mass％以下 Ｏ量が0.0070mass％を超えると、酸化物の生成によって
疵が発生し易くなるので、Ｏ量は0.0070mass％以下とす
ることが好ましい。
疵が発生し易くなるので、Ｏ量は0.0070mass％以下とす
ることが好ましい。
【００２３】以上、基本成分について説明したが、その
他、必要に応じて、以下の成分を添加することもでき
る。 Cu：0.1 〜4.0 mass％ Cuは、冷間加工性を向上させる有用元素であるが、含有
量が 0.1mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方
4.0mass％を超えると、熱間加工性が阻害されるので、C
uは 0.1〜4.0 mass％の範囲で含有させることが好まし
い。
他、必要に応じて、以下の成分を添加することもでき
る。 Cu：0.1 〜4.0 mass％ Cuは、冷間加工性を向上させる有用元素であるが、含有
量が 0.1mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方
4.0mass％を超えると、熱間加工性が阻害されるので、C
uは 0.1〜4.0 mass％の範囲で含有させることが好まし
い。
【００２４】Mo：0.3 〜4.0 mass％ Moは、耐食性の向上に有効に寄与し、そのためには少な
くとも 0.3mass％の含有を必要とするが、4.0 mass％を
超えて含有されると加工性が損なわれるので、Moは 0.3
〜4.0 mass％の範囲で含有させることが好ましい。
くとも 0.3mass％の含有を必要とするが、4.0 mass％を
超えて含有されると加工性が損なわれるので、Moは 0.3
〜4.0 mass％の範囲で含有させることが好ましい。
【００２５】Nb：0.01〜0.5 mass％、Ti：0.01〜0.5 ma
ss％ NbおよびTiはそれぞれ、組織の細粒化による成形性向上
のため、または粒界腐食感受性低減のため用いられる
が、含有量が0.01mass％未満ではその添加効果に乏し
く、一方 0.5mass％を超えると経済的な不利が大きいの
で、それぞれ0.01〜0.5 mass％の範囲で含有させること
が好ましい。
ss％ NbおよびTiはそれぞれ、組織の細粒化による成形性向上
のため、または粒界腐食感受性低減のため用いられる
が、含有量が0.01mass％未満ではその添加効果に乏し
く、一方 0.5mass％を超えると経済的な不利が大きいの
で、それぞれ0.01〜0.5 mass％の範囲で含有させること
が好ましい。
【００２６】その他、脱酸剤としてAlが考えられる。Al
を脱酸剤として用いた場合も、この発明の効果は得られ
るが、含有量が 0.2mass％を超えると介在物による表面
疵が問題となるので、Al量は 0.2mass％以下に抑制する
ことが好ましい。
を脱酸剤として用いた場合も、この発明の効果は得られ
るが、含有量が 0.2mass％を超えると介在物による表面
疵が問題となるので、Al量は 0.2mass％以下に抑制する
ことが好ましい。
【００２７】なお、連続鋳造後の処理については、常法
に従って行えば良く、例えば1150〜1300℃に加熱後、熱
間圧延したのち、焼鈍−酸洗を施すか、またさらには圧
下率：40〜90％で冷間圧延して所定の板厚に仕上げたの
ち、焼鈍−酸洗あるいは光輝焼鈍を施して製品とすれば
良い。
に従って行えば良く、例えば1150〜1300℃に加熱後、熱
間圧延したのち、焼鈍−酸洗を施すか、またさらには圧
下率：40〜90％で冷間圧延して所定の板厚に仕上げたの
ち、焼鈍−酸洗あるいは光輝焼鈍を施して製品とすれば
良い。
【００２８】
【実施例】表１および表２に示す成分組成になるステン
レス鋼用の溶鋼を、1000〜1800 mm/min の速度で連続鋳
造してスラブとし、1180〜1300℃の温度で加熱後、熱間
圧延を施して４mm厚の熱延板とした。ついで、焼鈍−酸
洗を行い、この時点で、両面の光沢むらの有無を目視で
判定した。また、上記の熱延板に、さらに冷延−焼鈍−
酸洗を行った時点でも、同様にして光沢むらについて調
査した。得られた結果を、表３に整理して示す。どちら
かの時点で光沢むらが観察されたものは×印で示す。
レス鋼用の溶鋼を、1000〜1800 mm/min の速度で連続鋳
造してスラブとし、1180〜1300℃の温度で加熱後、熱間
圧延を施して４mm厚の熱延板とした。ついで、焼鈍−酸
洗を行い、この時点で、両面の光沢むらの有無を目視で
判定した。また、上記の熱延板に、さらに冷延−焼鈍−
酸洗を行った時点でも、同様にして光沢むらについて調
査した。得られた結果を、表３に整理して示す。どちら
かの時点で光沢むらが観察されたものは×印で示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】同表より明らかなように、この発明に従
い、鋼中のＳ含有量とδFe値 (cal.)が適正な関係を満
足する範囲に成分調整したものはいずれも、高速鋳造に
もかかわらず、光沢むらの発生はなかった。
い、鋼中のＳ含有量とδFe値 (cal.)が適正な関係を満
足する範囲に成分調整したものはいずれも、高速鋳造に
もかかわらず、光沢むらの発生はなかった。
【００３３】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、従来、高
速の連続鋳造時にしばしば観察されたオーステナイト系
ステンレス鋼板表面における光沢むらの発生を効果的に
防止することができ、その結果、高速連鋳を有効に利用
した生産性の有利な向上が期待できる。
速の連続鋳造時にしばしば観察されたオーステナイト系
ステンレス鋼板表面における光沢むらの発生を効果的に
防止することができ、その結果、高速連鋳を有効に利用
した生産性の有利な向上が期待できる。
【図１】高速連続鋳造時における、オーステナイト系ス
テンレス鋼板表面での光沢むらの発生状況を示した図で
ある。
テンレス鋼板表面での光沢むらの発生状況を示した図で
ある。
【図２】光沢むらの発生に及ぼすＳ含有量とδFe値 (ca
l.) の影響を示したグラフである。
l.) の影響を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鷲尾 勝 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 千葉製鉄所内 合議体 審判長 影山 秀一 審判官 中西 一友 審判官 雨宮 弘治 (56)参考文献 特開 平６−344079（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】 所定の成分組成に調整したオーステナイ
ト系ステンレス鋼用の溶鋼を、連続鋳造によってスラブ
とし、ついで常法に従う処理を施してオーステナイト系
ステンレス鋼板を製造するに当たり、 鋼の溶製段階で、下記 (1)式で示されるδFe値 (cal.)
とＳ含有量（mass％）とが下記 (2)式のいずれかの関係
を満足する範囲に成分調整すると共に、鋳片の鋳造速度
を1000〜1800 mm/min の範囲に制限したことを特徴とす
る表面光沢むらのないオーステナイト系ステンレス鋼板
の製造方法。 記 (1)式；δFe値（cal.）＝ 3.2×（Cr＋1.5 Si＋Mo＋0.5
Nb＋0.5 Ti）− 2.5×（Ni＋0.5 Mn＋0.3 Cu＋30Ｃ＋3
0Ｎ）−24.7 ここに、各成分値はmass％で表した値である。 (2)式； ・Ｓ≦0.002 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦−5000×Ｓ（％）＋17.0 ・0.002 mass％＜Ｓ≦0.004 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦ 7.0 ・0.004 mass％＜Ｓ≦0.015 mass％でかつ −6.0 ≦δFe値（cal.）≦1000×Ｓ（％）＋3.0
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29537597A JP3331163B2 (ja) | 1997-10-28 | 1997-10-28 | 表面光沢むらのないオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29537597A JP3331163B2 (ja) | 1997-10-28 | 1997-10-28 | 表面光沢むらのないオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11129056A JPH11129056A (ja) | 1999-05-18 |
| JP3331163B2 true JP3331163B2 (ja) | 2002-10-07 |
Family
ID=17819820
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29537597A Expired - Fee Related JP3331163B2 (ja) | 1997-10-28 | 1997-10-28 | 表面光沢むらのないオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3331163B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4447036B2 (ja) | 2005-03-30 | 2010-04-07 | 株式会社エヌ・ティ・ティ・ドコモ | データ伝送方法、データ伝送システム、送信方法、受信方法、送信装置および受信装置 |
-
1997
- 1997-10-28 JP JP29537597A patent/JP3331163B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11129056A (ja) | 1999-05-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3821036B2 (ja) | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 | |
| KR101941067B1 (ko) | 스테인리스 냉연 강판용 소재 | |
| EP1083237A2 (en) | Ferritic Cr-containing steel sheet having excellent ductility, formability, and anti-ridging properties, and method of producing the same | |
| JP2015081367A (ja) | 絞り加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板 | |
| JP6306353B2 (ja) | 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 | |
| JP4383181B2 (ja) | コイル内の磁気特性の均一性に優れ製造歩留まりが高い無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP5896183B2 (ja) | 高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP4428550B2 (ja) | 耐リジング性および深絞り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 | |
| JP3932020B2 (ja) | 深絞り性に優れ面内異方性の小さいフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JP2001192735A (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Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| JP3288626B2 (ja) | リジング特性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法 | |
| JP2012172211A (ja) | 低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板の製造法 | |
| JP3331163B2 (ja) | 表面光沢むらのないオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JP2001032054A (ja) | 高周波鉄損特性に優れるＦｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系合金及びその製造方法 | |
| JP2000054081A (ja) | 表面光沢むらのないオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP4259097B2 (ja) | 耐リジング性に優れたＴｉ含有高加工性フェライト系クロム鋼板およびその製造方法 | |
| JP3379826B2 (ja) | 面内異方性が小さいフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP2020143309A (ja) | フェライト系ステンレス鋼板 | |
| JP3477098B2 (ja) | 表面性状とリジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板およびその製造方法 | |
| JP2004204252A (ja) | 耐リジング性に優れたＴｉ含有高加工性フェライト系クロム鋼板およびその製造方法 | |
| JP3923485B2 (ja) | 深絞り性に優れたフェライト単相系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP3975689B2 (ja) | スラブ、薄鋼板、およびそれらの製造方法 | |
| JP4507666B2 (ja) | 曲げ加工性に優れるステンレス冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20010424 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |