JPH0735551B2 - 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPH0735551B2 JPH0735551B2 JP8479189A JP8479189A JPH0735551B2 JP H0735551 B2 JPH0735551 B2 JP H0735551B2 JP 8479189 A JP8479189 A JP 8479189A JP 8479189 A JP8479189 A JP 8479189A JP H0735551 B2 JPH0735551 B2 JP H0735551B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、鋳片と鋳型内壁面間に相対速度差の無い、所
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片厚さを製品厚さ
に近いサイズとして、Cr−Ni系ステンレス鋼薄板を製造
する方法に関する。
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片厚さを製品厚さ
に近いサイズとして、Cr−Ni系ステンレス鋼薄板を製造
する方法に関する。
（従来の技術） 従来、連続鋳造法を用いてステンレス鋼薄板を製造する
には、鋳型を鋳造方向に振動させながら厚さ100mm以上
の鋳片に製造し、得られた鋳片の表面手入れを行ない、
加熱炉において1000℃以上に加熱した後、粗圧延機およ
び仕上げ圧延機列からなるホットストリップミルによっ
て熱間圧延を施し、厚さ数mmのホットストリップとして
いた。
には、鋳型を鋳造方向に振動させながら厚さ100mm以上
の鋳片に製造し、得られた鋳片の表面手入れを行ない、
加熱炉において1000℃以上に加熱した後、粗圧延機およ
び仕上げ圧延機列からなるホットストリップミルによっ
て熱間圧延を施し、厚さ数mmのホットストリップとして
いた。
こうして得られたホットストリップを冷間圧延するに際
しては、最終製品に要求される形状（平坦さ）、材質、
表面性状を確保するために、強い熱間加工を受けたホッ
トストリップを軟化させるための熱延板焼鈍を行なうと
ともに、表面のスケールや疵等を酸洗し更に研削によっ
て除去していた。
しては、最終製品に要求される形状（平坦さ）、材質、
表面性状を確保するために、強い熱間加工を受けたホッ
トストリップを軟化させるための熱延板焼鈍を行なうと
ともに、表面のスケールや疵等を酸洗し更に研削によっ
て除去していた。
従来のプロセスにおいては、長大な熱間圧延設備で、材
料の加熱及び加工のために多大のエネルギーを必要と
し、生産性の面でも優れた製造プロセスとは言い難かっ
た。また、最終製品は、集合組織が発達し、ユーザーに
おいてプレス加工等を加えるときはその異方性を考慮す
ることが必要となる等使用上の制約も多かった。
料の加熱及び加工のために多大のエネルギーを必要と
し、生産性の面でも優れた製造プロセスとは言い難かっ
た。また、最終製品は、集合組織が発達し、ユーザーに
おいてプレス加工等を加えるときはその異方性を考慮す
ることが必要となる等使用上の制約も多かった。
そこで、100mm以上の厚さの鋳片をホットストリップに
圧延するために、長大な熱間圧延設備と多大なエネルギ
ー、圧延動力を必要とするという問題を解決すべく、最
近、連続鋳造の過程でホットストリップと同等か或はそ
れに近い厚さの鋳片（薄帯）を得るプロセスの研究が進
められている。
圧延するために、長大な熱間圧延設備と多大なエネルギ
ー、圧延動力を必要とするという問題を解決すべく、最
近、連続鋳造の過程でホットストリップと同等か或はそ
れに近い厚さの鋳片（薄帯）を得るプロセスの研究が進
められている。
例えば、「鉄と鋼」‘85,A197〜'A256や「CAMP ISIJ」v
ol.1,1988,1670〜1705において特集された論文に、ホッ
トストリップを連続鋳造によって直接的に得るプロセス
が開示されている。このような連続鋳造プロセスにあっ
ては、得ようとする鋳片（ストリップ）のゲージが１〜
10mmの水準であるときはツインドラム方式が、また鋳片
のゲージが20〜50mmの水準であるときはツインベルト方
式が検討されている。
ol.1,1988,1670〜1705において特集された論文に、ホッ
トストリップを連続鋳造によって直接的に得るプロセス
が開示されている。このような連続鋳造プロセスにあっ
ては、得ようとする鋳片（ストリップ）のゲージが１〜
10mmの水準であるときはツインドラム方式が、また鋳片
のゲージが20〜50mmの水準であるときはツインベルト方
式が検討されている。
（発明が解決しようとする課題） この種の方式の連続鋳造プロセスにおいては、最終形状
に近い鋳片を製造し、熱延工程、熱処理工程等の中間段
階を省略又は軽減している。そのため、鋳片の組織、表
面状態等が製品の材質や表面性状に大きな影響を与える
ことが知られている。
に近い鋳片を製造し、熱延工程、熱処理工程等の中間段
階を省略又は軽減している。そのため、鋳片の組織、表
面状態等が製品の材質や表面性状に大きな影響を与える
ことが知られている。
すなわち、前述の「CAMP ISIJ」vol.1,1988,1670〜1705
において、Cr−Ni系ステンレス鋼薄板の材質問題やCr系
ステンレス鋼薄板のリジング現象が述べられている。し
かしCr−Ni系ステンレス鋼薄板の表面品質については特
に問題にはされていない。
において、Cr−Ni系ステンレス鋼薄板の材質問題やCr系
ステンレス鋼薄板のリジング現象が述べられている。し
かしCr−Ni系ステンレス鋼薄板の表面品質については特
に問題にはされていない。
本発明者らは、ストリップ連鋳によるCr−Ni系ステンレ
ス鋼薄板製造プロセスを詳細に研究した結果、以下に具
体的に示すように製品にローピングと称される表面欠陥
や光沢むらが発生することが判明した。
ス鋼薄板製造プロセスを詳細に研究した結果、以下に具
体的に示すように製品にローピングと称される表面欠陥
や光沢むらが発生することが判明した。
すなわち、SUS304鋼を基本成分とする溶鋼を、内部水冷
式の双ロール式の連続鋳造試験機によって鋳造して、１
〜4mmの厚さの薄帯として巻き取った。得られた鋳片
（薄帯）を、デスケーリングした後直接冷間圧延し、最
終焼鈍し、酸洗して厚さ１〜0.4mmの製品Ａとした。
式の双ロール式の連続鋳造試験機によって鋳造して、１
〜4mmの厚さの薄帯として巻き取った。得られた鋳片
（薄帯）を、デスケーリングした後直接冷間圧延し、最
終焼鈍し、酸洗して厚さ１〜0.4mmの製品Ａとした。
他方、従来の溶鋼を連続鋳造して100mm以上の厚さを有
する鋳片とし、これを再加熱後、ホットストリップミル
によって熱間圧延して３〜6mm厚さの薄帯とし、冷却し
て巻き取ったものをデスケーリング後冷間圧延し、最終
焼鈍し、酸洗して厚さ１〜0.4mmの製品Ｂとした。
する鋳片とし、これを再加熱後、ホットストリップミル
によって熱間圧延して３〜6mm厚さの薄帯とし、冷却し
て巻き取ったものをデスケーリング後冷間圧延し、最終
焼鈍し、酸洗して厚さ１〜0.4mmの製品Ｂとした。
この製品Ａ及び製品Ｂの表面性状を比較すると、製品Ａ
には、次のような表面欠陥が発生することが判明した。
には、次のような表面欠陥が発生することが判明した。
（１）ローピング…冷延時に表面に微細な凹凸を生じ
る。
る。
（２）光沢むら…冷延・焼鈍・酸洗後に表面に光沢むら
が現われる。
が現われる。
他方、製品Ｂには、このような欠陥が発生していない。
したがって、これらの製品の表面性状に関する問題は、
オーステナイト系ステンレス溶鋼から最終形状に近い薄
肉鋳片を鋳造し冷延する場合に生じる特有の問題であ
り、N.N.S鋳造の本質的欠点である。
したがって、これらの製品の表面性状に関する問題は、
オーステナイト系ステンレス溶鋼から最終形状に近い薄
肉鋳片を鋳造し冷延する場合に生じる特有の問題であ
り、N.N.S鋳造の本質的欠点である。
本発明者らは、これらの表面性状に関する問題の原因を
詳細に検討した結果、冷間圧延前の材料のγ粒が50μｍ
以上に大きい場合や、Cr系炭化物の析出する温度域で薄
肉鋳片の冷却が不十分の場合、これらの表面欠陥が生じ
ることを解明した。
詳細に検討した結果、冷間圧延前の材料のγ粒が50μｍ
以上に大きい場合や、Cr系炭化物の析出する温度域で薄
肉鋳片の冷却が不十分の場合、これらの表面欠陥が生じ
ることを解明した。
そして、これらの表面欠陥を防止するために、溶鋼を凝
固・冷却する過程において溶鋼成分と冷却条件に改良を
加え、冷間圧延前の平均γ粒径を50μｍ以下とし、かつ
Cr系炭化物を析出させず、良好な表面性状を得るCr−Ni
系ステンレス鋼薄板の製造方法を発明した。
固・冷却する過程において溶鋼成分と冷却条件に改良を
加え、冷間圧延前の平均γ粒径を50μｍ以下とし、かつ
Cr系炭化物を析出させず、良好な表面性状を得るCr−Ni
系ステンレス鋼薄板の製造方法を発明した。
例えば凝固後1200℃まで100℃/sec以上の冷速で冷却す
る方法及び成分調整により、δ−Fecalを−２〜10％と
する方法（特願昭63−221471号）、更には結晶粒微細化
元素を0.01〜１モル％添加する方法である。
る方法及び成分調整により、δ−Fecalを−２〜10％と
する方法（特願昭63−221471号）、更には結晶粒微細化
元素を0.01〜１モル％添加する方法である。
しかし、1400〜1200℃までの冷却条件を100℃/sec以上
と凝固直後極力高温から冷却開始して、γ粒の成長を抑
制しているため、鋳片板厚が厚い場合や板幅が広い場合
においては、設備面で十分な均一冷却を得ることが工業
的に困難である。
と凝固直後極力高温から冷却開始して、γ粒の成長を抑
制しているため、鋳片板厚が厚い場合や板幅が広い場合
においては、設備面で十分な均一冷却を得ることが工業
的に困難である。
そこで、本発明は、鋳片の冷却の制御と成分調整によっ
て、γ粒径を小さくすると共に、冷延工程や最終焼鈍後
の調質圧延工程を活用して、安定的に優れた表面品質の
Cr−Ni系ステンレス鋼薄板を製造する方法を提起するも
のである。
て、γ粒径を小さくすると共に、冷延工程や最終焼鈍後
の調質圧延工程を活用して、安定的に優れた表面品質の
Cr−Ni系ステンレス鋼薄板を製造する方法を提起するも
のである。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、Cr−Ni系ステンレス鋼をδ−Fe
cal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋2Ti＋Nb）−2.8（Ni＋
0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8（wt％）で定義さ
れるδ−Fecalを−２〜10％とした溶鋼を、鋳型壁面が
鋳片と同期して移動する連続鋳造機によって、厚さ10mm
以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、得られた鋳片を凝固温
度以下の可及的高温から冷却を開始して、該鋳片の復熱
を抑えつつ50℃/sec以上の冷却速度で1200℃まで冷却し
て鋳片のγ粒の成長を抑制し、次いで1200℃から600℃
までの温度域を10℃/sec以上の冷却速度で冷却して巻取
り、該鋳片を酸洗後、温間圧延、冷間圧延の１種または
２種を施こし焼鈍・酸洗或いは光輝焼鈍し、調質圧延工
程で圧延の伸び率を0.2〜2.5％の範囲でコントロール
し、表面の光沢向上と共に表面凹凸を改善しローピング
を低減することを特徴とする表面品質が優れたCr−Ni系
ステンレス鋼薄板の製造方法である。
cal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋2Ti＋Nb）−2.8（Ni＋
0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8（wt％）で定義さ
れるδ−Fecalを−２〜10％とした溶鋼を、鋳型壁面が
鋳片と同期して移動する連続鋳造機によって、厚さ10mm
以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、得られた鋳片を凝固温
度以下の可及的高温から冷却を開始して、該鋳片の復熱
を抑えつつ50℃/sec以上の冷却速度で1200℃まで冷却し
て鋳片のγ粒の成長を抑制し、次いで1200℃から600℃
までの温度域を10℃/sec以上の冷却速度で冷却して巻取
り、該鋳片を酸洗後、温間圧延、冷間圧延の１種または
２種を施こし焼鈍・酸洗或いは光輝焼鈍し、調質圧延工
程で圧延の伸び率を0.2〜2.5％の範囲でコントロール
し、表面の光沢向上と共に表面凹凸を改善しローピング
を低減することを特徴とする表面品質が優れたCr−Ni系
ステンレス鋼薄板の製造方法である。
（作用） 以下に本発明を詳細に説明する。
薄肉連鋳において、鋳片の凝固から1200℃までの冷却速
度を100℃/sec以上にしてγ粒を微細化させる方法は極
めて有効である。しかし工業的には、冷却設備として板
厚の変動、板幅の変動に対応して十分に均一冷却が可能
か否かは適切な冷却設備の開発が出来るか否かにかかっ
ている。必要な冷却の程度を緩和する技術が設備面から
望まれている。
度を100℃/sec以上にしてγ粒を微細化させる方法は極
めて有効である。しかし工業的には、冷却設備として板
厚の変動、板幅の変動に対応して十分に均一冷却が可能
か否かは適切な冷却設備の開発が出来るか否かにかかっ
ている。必要な冷却の程度を緩和する技術が設備面から
望まれている。
本発明者らは既にローピング現象を詳細に検討し、既に
述べた鋳片製造時にγ粒を微細化する技術と合わせて、
冷延工程で表面品質の向上をはかるべく詳細に検討した
結果、冷延ロールの硬質化や最終焼鈍後の調圧工程にお
いても、ローピングの改善が顕著であることが判明し
た。
述べた鋳片製造時にγ粒を微細化する技術と合わせて、
冷延工程で表面品質の向上をはかるべく詳細に検討した
結果、冷延ロールの硬質化や最終焼鈍後の調圧工程にお
いても、ローピングの改善が顕著であることが判明し
た。
こうして新しいプロセスである双ロール鋳造・直接冷延
法によるSUS304系の新規な課題である表面品質、特にロ
ーピング対策としては多くの可能性が判明したが、鋳造
板厚や板幅の変動を含めて、安定して優れた表面品質を
確保していくためにはこれらの改善作用を組合せる必要
がある。
法によるSUS304系の新規な課題である表面品質、特にロ
ーピング対策としては多くの可能性が判明したが、鋳造
板厚や板幅の変動を含めて、安定して優れた表面品質を
確保していくためにはこれらの改善作用を組合せる必要
がある。
実験において双ロール鋳造機を使用し、SUS304の主要成
分をコントロールし、δ−Fecal（％）＝３（Cr＋1.5Si
＋Mo＋2Ti＋Nb）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋
Ｎ）−19.8で決まるδ−Fecal（％）を変えて凝固形態
を変えると共に、双ロール鋳造機の出口から鋳片を冷却
してγ粒の成長を防止し、その後1200〜600℃間は10℃/
sec以上で冷却して4mm厚みの鋳片を得た。
分をコントロールし、δ−Fecal（％）＝３（Cr＋1.5Si
＋Mo＋2Ti＋Nb）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋
Ｎ）−19.8で決まるδ−Fecal（％）を変えて凝固形態
を変えると共に、双ロール鋳造機の出口から鋳片を冷却
してγ粒の成長を防止し、その後1200〜600℃間は10℃/
sec以上で冷却して4mm厚みの鋳片を得た。
その後これらの鋳片を常法通りデスケールし、常法通り
冷間圧延し、冷間圧延の圧下率を40〜90％に変えて常法
通り、1000℃以上の最終焼鈍、酸洗し、表面粗さとロー
ピング高さを求めた。その後これらの冷延、焼鈍板を用
いて、調質圧延工程を検討した。
冷間圧延し、冷間圧延の圧下率を40〜90％に変えて常法
通り、1000℃以上の最終焼鈍、酸洗し、表面粗さとロー
ピング高さを求めた。その後これらの冷延、焼鈍板を用
いて、調質圧延工程を検討した。
これらの結果を第１図に示す。
この結果調質圧延の伸び率が0.2％未満ではローピング
が不良であるが、調質圧延の伸び率を増大するとローピ
ングは顕著に改善される。特にδフェライトの多い材料
での効果が顕著であるが、δフェライトが10％を超える
と効果が飽和する。δフェライトが−２％未満では調質
圧延の圧下率を2.5％にしてもローピングの改善が不足
である。調質圧延の圧下率としては光沢向上の点から伸
び率として0.2％は必要である。しかし2.5％を超えると
耐力が過大となり、伸びが減少する。冷延率が50％より
も大きい場合は、全般的にローピングレベルが小さく良
好である。
が不良であるが、調質圧延の伸び率を増大するとローピ
ングは顕著に改善される。特にδフェライトの多い材料
での効果が顕著であるが、δフェライトが10％を超える
と効果が飽和する。δフェライトが−２％未満では調質
圧延の圧下率を2.5％にしてもローピングの改善が不足
である。調質圧延の圧下率としては光沢向上の点から伸
び率として0.2％は必要である。しかし2.5％を超えると
耐力が過大となり、伸びが減少する。冷延率が50％より
も大きい場合は、全般的にローピングレベルが小さく良
好である。
（実施例） 第１表に示す18Cr−8Ni鋼を基本とする種々のオーステ
ナイト系ステンレス鋼を溶製した。δ−Fecal（％）を
−２〜10％の範囲で変化させた。
ナイト系ステンレス鋼を溶製した。δ−Fecal（％）を
−２〜10％の範囲で変化させた。
これらの溶鋼を内部水冷方式の双ロール連続鋳造機によ
って、１〜6mm厚みで幅1000mmの鋳片に連続鋳造し、双
ロール出口から凝固した鋳片を水冷ドラムに押し付ける
方式で急冷した。この場合には1200℃までの平均冷却速
度としては、最小でも70〜300℃/sec以上であった。
って、１〜6mm厚みで幅1000mmの鋳片に連続鋳造し、双
ロール出口から凝固した鋳片を水冷ドラムに押し付ける
方式で急冷した。この場合には1200℃までの平均冷却速
度としては、最小でも70〜300℃/sec以上であった。
1200〜600℃間はいわゆる２次冷却帯で冷却し、10℃/se
c以上で冷却し600℃以下で巻き取った。その後は常法通
りデスケーリングし、50〜85％の冷間圧延を行ない、10
50〜1200℃で30秒の焼鈍後酸洗するか光輝焼鈍を行なっ
て0.3〜2.0mmの薄板とし、調質圧延を行なって製品とし
た。
c以上で冷却し600℃以下で巻き取った。その後は常法通
りデスケーリングし、50〜85％の冷間圧延を行ない、10
50〜1200℃で30秒の焼鈍後酸洗するか光輝焼鈍を行なっ
て0.3〜2.0mmの薄板とし、調質圧延を行なって製品とし
た。
調質圧延工程においては0.1〜3.0％の範囲で調質圧延の
伸び率を変えて行ない、表面のローピング高さ及び表面
光沢を評価した。
伸び率を変えて行ない、表面のローピング高さ及び表面
光沢を評価した。
第１表には実施例の成分とδ−Fecal（％）を示した。
結果は第２表に示した。
ローピング高さは調質圧延の伸び率が0.2％以上からほ
ぼ現行プロセス材と同等になり、光沢も向上して良好な
表面性状が得られた。一方調質圧延の伸び率が、0.2％
未満ではローピングの軽減効果は十分でなく、又伸び率
が2.5％を超えると材質（耐力や伸び）の劣化が大き
く、調質圧延による製品材質への悪影響が顕在化した。
ぼ現行プロセス材と同等になり、光沢も向上して良好な
表面性状が得られた。一方調質圧延の伸び率が、0.2％
未満ではローピングの軽減効果は十分でなく、又伸び率
が2.5％を超えると材質（耐力や伸び）の劣化が大き
く、調質圧延による製品材質への悪影響が顕在化した。
第２表では比較法として、双ロール鋳片の凝固から1200
℃までの冷却が不十分で50℃/sec未満の例を示したが、
この場合には調質圧延の伸び率を大きく取ってもローピ
ングのレベルが不十分であった。
℃までの冷却が不十分で50℃/sec未満の例を示したが、
この場合には調質圧延の伸び率を大きく取ってもローピ
ングのレベルが不十分であった。
（発明の効果） 本発明により、製品厚さに近い厚さの薄帯状鋳片を連続
鋳造によって得て、直接冷延で製品化する簡素なプロセ
スによって、鋳片段階から組織を微細化し、調質圧延条
件を選択して表面性状が優れたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板を得ることが出来る。
鋳造によって得て、直接冷延で製品化する簡素なプロセ
スによって、鋳片段階から組織を微細化し、調質圧延条
件を選択して表面性状が優れたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板を得ることが出来る。
第１図は調質圧延の伸び率と調質圧延後のローピング高
さの関係の図表である。
さの関係の図表である。
Claims (1)
- 【請求項１】Cr−Ni系ステンレス鋼をδ−Fecal（％）
＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋2Ti＋Nb）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.
5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8（wt％）で定義されるδ−F
ecalを−２〜10％とした溶鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期
して移動する連続鋳造機によって、厚さ10mm以下の薄帯
状鋳片に連続鋳造し、得られた鋳片を凝固温度以下の可
及的高温から冷却を開始して、該鋳片の復熱を抑えつつ
50℃/sec以上の冷却速度で1200℃まで冷却して鋳片のγ
粒の成長を抑制し、次いで1200℃から600℃までの温度
域を10℃/sec以上の冷却速度で冷却して巻取り、該鋳片
を酸洗後、温間圧延、冷間圧延の１種または２種を施こ
し焼鈍・酸洗或いは光輝焼鈍し、調質圧延工程で圧延の
伸び率を0.2〜2.5％の範囲でコントロールし、表面の光
沢向上と共に表面凹凸を改善しローピングを低減するこ
とを特徴とする表面品質が優れたCr−Ni系ステンレス鋼
薄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8479189A JPH0735551B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8479189A JPH0735551B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02263930A JPH02263930A (ja) | 1990-10-26 |
| JPH0735551B2 true JPH0735551B2 (ja) | 1995-04-19 |
Family
ID=13840525
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8479189A Expired - Fee Related JPH0735551B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0735551B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03100124A (ja) * | 1989-09-13 | 1991-04-25 | Nippon Steel Corp | 表面品質の優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| DE69623210T2 (de) * | 1995-04-14 | 2003-04-30 | Nippon Steel Corp | Vorrichtung zur herstellung rostfreier stahlbänder |
| KR102031424B1 (ko) * | 2017-12-01 | 2019-10-11 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 오스테나이트계 스테인리스 강 및 이의 제조방법 |
-
1989
- 1989-04-05 JP JP8479189A patent/JPH0735551B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02263930A (ja) | 1990-10-26 |
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