JPH09228000A - オーステナイト系ステンレス鋼板 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼板Info
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- JPH09228000A JPH09228000A JP3221996A JP3221996A JPH09228000A JP H09228000 A JPH09228000 A JP H09228000A JP 3221996 A JP3221996 A JP 3221996A JP 3221996 A JP3221996 A JP 3221996A JP H09228000 A JPH09228000 A JP H09228000A
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- JP
- Japan
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- stainless steel
- whiteness
- austenitic stainless
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- difference
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Cleaning And De-Greasing Of Metallic Materials By Chemical Methods (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】表面研削や高弗酸濃度の硝弗酸酸洗で表面を溶
解するなどの後工程を必要とせずに、Ｎｏ．２Ｂ、ＢＡ
板等に仕上げた時の色調むらが小さい冷延母板を提供す
る。 【解決手段】オーステナイト系ステンレス鋼をスラブ加
熱温度：１１００〜１２００℃、スラブ加熱時間：１〜
４ｈ、衝突圧：２５ｋｇｆ／ｃｍ2 以上の超高圧デスケ
ーリング処理する熱延を行った後、酸洗する。
解するなどの後工程を必要とせずに、Ｎｏ．２Ｂ、ＢＡ
板等に仕上げた時の色調むらが小さい冷延母板を提供す
る。 【解決手段】オーステナイト系ステンレス鋼をスラブ加
熱温度：１１００〜１２００℃、スラブ加熱時間：１〜
４ｈ、衝突圧：２５ｋｇｆ／ｃｍ2 以上の超高圧デスケ
ーリング処理する熱延を行った後、酸洗する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、表面品質を向上さ
せたオーステナイト系ステンレス鋼板に関し、さらに、
詳しくは、Ｎｏ．２Ｂ、ＢＡ板等に仕上げた時の色調む
らが小さい熱延焼鈍酸洗板（以下、冷延母板）を提供す
るものである。
せたオーステナイト系ステンレス鋼板に関し、さらに、
詳しくは、Ｎｏ．２Ｂ、ＢＡ板等に仕上げた時の色調む
らが小さい熱延焼鈍酸洗板（以下、冷延母板）を提供す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】ステンレス鋼板のＮｏ．２Ｂ、ＢＡ板は
美麗な表面を有し、かつ、耐食性に優れるため、むくの
ままで外装材として用いられる場合が多い。このような
用途では、鋼板の色調が均一で、模様がないことが重要
である。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼板で
は、均一な色調を得ることが難しく、特に幅方向に色白
度が高い部分と低い部分が交互に現れて縞模様となるこ
とが多い。この縞模様の発生原因は、必ずしも明らかで
はないが、Ｎｏ．２Ｂ、ＢＡ板の縞模様の白色度が高い
部分は、冷延母板の微細な表面欠陥が多い部分であると
考えられており、このような観点から、縞模様対策とし
ては、特開平３−２３００１号公報に開示されているよ
うにＲａ≦０．２μｍになるまで、又は、特開昭５７−
３５６８７号公報に開示されているように白色度が７０
±２になるまで、表面欠陥を減少させることが行われ
る。しかし、前者の技術では、Ｒａを小さくするため
に、グラインダ工程を付加することが開示されている
が、グラインダの焼付や、グラインダにより著しく硬化
した表面が、冷延時に割れを生じて、別の模様を発生さ
せることが多く、模様対策としては十分な効果が得られ
ない。一方、後者の技術では、白色度を大きくするため
に、酸の濃度を高くしたり、酸洗時間を長くすることが
開示されているが、酸の濃度を高くした場合は、リンス
後の酸残りによる（酸）模様の発生が多くなり、模様対
策としては十分な効果が得られない。また、通常の酸洗
液で酸洗時間を長くしても、必ずしも表面の凸凹は小さ
くならず、板厚だけが減少し、模様対策としては十分な
効果が得られない。
美麗な表面を有し、かつ、耐食性に優れるため、むくの
ままで外装材として用いられる場合が多い。このような
用途では、鋼板の色調が均一で、模様がないことが重要
である。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼板で
は、均一な色調を得ることが難しく、特に幅方向に色白
度が高い部分と低い部分が交互に現れて縞模様となるこ
とが多い。この縞模様の発生原因は、必ずしも明らかで
はないが、Ｎｏ．２Ｂ、ＢＡ板の縞模様の白色度が高い
部分は、冷延母板の微細な表面欠陥が多い部分であると
考えられており、このような観点から、縞模様対策とし
ては、特開平３−２３００１号公報に開示されているよ
うにＲａ≦０．２μｍになるまで、又は、特開昭５７−
３５６８７号公報に開示されているように白色度が７０
±２になるまで、表面欠陥を減少させることが行われ
る。しかし、前者の技術では、Ｒａを小さくするため
に、グラインダ工程を付加することが開示されている
が、グラインダの焼付や、グラインダにより著しく硬化
した表面が、冷延時に割れを生じて、別の模様を発生さ
せることが多く、模様対策としては十分な効果が得られ
ない。一方、後者の技術では、白色度を大きくするため
に、酸の濃度を高くしたり、酸洗時間を長くすることが
開示されているが、酸の濃度を高くした場合は、リンス
後の酸残りによる（酸）模様の発生が多くなり、模様対
策としては十分な効果が得られない。また、通常の酸洗
液で酸洗時間を長くしても、必ずしも表面の凸凹は小さ
くならず、板厚だけが減少し、模様対策としては十分な
効果が得られない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような実
情に鑑み、表面研削や高弗酸濃度の硝弗酸酸洗で表面を
溶解するなどの後工程を必要とせずに、Ｎｏ．２Ｂ、Ｂ
Ａ板等に仕上げた時の色調むらが小さい冷延母板を提供
することを目的とする。
情に鑑み、表面研削や高弗酸濃度の硝弗酸酸洗で表面を
溶解するなどの後工程を必要とせずに、Ｎｏ．２Ｂ、Ｂ
Ａ板等に仕上げた時の色調むらが小さい冷延母板を提供
することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】はじめに、本発明者ら
は、前述の知見に基づき、冷延母板の表面欠陥とＮｏ．
２Ｂ板の表面欠陥の関係について検討を行った。その結
果、冷延母板の表面には深さ十μｍ程度の凹みが多く存
在する部分があること、この欠陥はＮｏ．２Ｂ板でも残
留し、この欠陥が多い部分は、光を乱反射して白色度が
高くなることが判明した。さらに、本発明者らが、冷延
母板の表面欠陥の密度とＮｏ．２Ｂ板の色調の関係につ
いて調査を行った結果、冷延母板の表面欠陥の密度はＪ
ＩＳＢ８７２９に準拠して測定した冷延母板の白色度Ｌ
* でよく整理できること、冷延母板の白色度の差を５以
下にすると、Ｎｏ．２Ｂ板で色調むらが生じないことを
発見した。
は、前述の知見に基づき、冷延母板の表面欠陥とＮｏ．
２Ｂ板の表面欠陥の関係について検討を行った。その結
果、冷延母板の表面には深さ十μｍ程度の凹みが多く存
在する部分があること、この欠陥はＮｏ．２Ｂ板でも残
留し、この欠陥が多い部分は、光を乱反射して白色度が
高くなることが判明した。さらに、本発明者らが、冷延
母板の表面欠陥の密度とＮｏ．２Ｂ板の色調の関係につ
いて調査を行った結果、冷延母板の表面欠陥の密度はＪ
ＩＳＢ８７２９に準拠して測定した冷延母板の白色度Ｌ
* でよく整理できること、冷延母板の白色度の差を５以
下にすると、Ｎｏ．２Ｂ板で色調むらが生じないことを
発見した。
【０００５】次に、本発明者らは、冷延母板の表面欠陥
の発生原因について検討した。その結果、冷延母板の表
面欠陥のほとんどは熱延板の状態で既に存在しているこ
と、そして、熱延板の表面欠陥は熱延時のスケールの噛
み込みによるものであることが判明した。さらに、本発
明者らは、熱延時のスケールの噛み込みの発生機構につ
いて検討を行った。その結果、オーステナイト系ステン
レス鋼では、スラブ加熱時に楔状のスケールが著しく発
達するために、圧延前に高圧水を吹きつけるデスケーリ
ング処理を行っても、スケールが部分的に残り、この残
ったスケールが、圧延時に噛み込んで、圧延方向に伸び
た縞状の表面欠陥が発生することが判明した。
の発生原因について検討した。その結果、冷延母板の表
面欠陥のほとんどは熱延板の状態で既に存在しているこ
と、そして、熱延板の表面欠陥は熱延時のスケールの噛
み込みによるものであることが判明した。さらに、本発
明者らは、熱延時のスケールの噛み込みの発生機構につ
いて検討を行った。その結果、オーステナイト系ステン
レス鋼では、スラブ加熱時に楔状のスケールが著しく発
達するために、圧延前に高圧水を吹きつけるデスケーリ
ング処理を行っても、スケールが部分的に残り、この残
ったスケールが、圧延時に噛み込んで、圧延方向に伸び
た縞状の表面欠陥が発生することが判明した。
【０００６】そこで、発明者らは、オーステナイト系ス
テンレス鋼の熱延時のスケールの噛み込みを防止する方
法について検討を行った。その結果、種々の温度、時間
で加熱したＳＵＳ３０４のスラブに種々の衝突圧でデス
ケーリングを行い、加熱時に生じたスケールの残存率を
調査した図１〜図４に示すように、加熱温度が１２００
℃以下で、加熱時間が４ｈ以下で、衝突圧が２５ｋｇｆ
／ｃｍ2 以上のデスケーリングを行うとスケールの残存
率が著しく小さくなることを発見した。そして、この条
件で熱延板を製造し、酸洗を行った結果、スケールの噛
み込みがほとんど観察されない冷延母板を製造すること
が可能となった。このような冷延母板は、表面欠陥の密
度を表わすパラメータである鋼帯の幅方向の白色度の最
大と最小の差が５以下となる。また、このような冷延母
板は、グラインダや高濃度の酸で酸洗を行っていないの
で、極めて均一な色調が得られる。
テンレス鋼の熱延時のスケールの噛み込みを防止する方
法について検討を行った。その結果、種々の温度、時間
で加熱したＳＵＳ３０４のスラブに種々の衝突圧でデス
ケーリングを行い、加熱時に生じたスケールの残存率を
調査した図１〜図４に示すように、加熱温度が１２００
℃以下で、加熱時間が４ｈ以下で、衝突圧が２５ｋｇｆ
／ｃｍ2 以上のデスケーリングを行うとスケールの残存
率が著しく小さくなることを発見した。そして、この条
件で熱延板を製造し、酸洗を行った結果、スケールの噛
み込みがほとんど観察されない冷延母板を製造すること
が可能となった。このような冷延母板は、表面欠陥の密
度を表わすパラメータである鋼帯の幅方向の白色度の最
大と最小の差が５以下となる。また、このような冷延母
板は、グラインダや高濃度の酸で酸洗を行っていないの
で、極めて均一な色調が得られる。
【０００７】本発明は、以上の知見に基づいて完成され
たものである。本発明は、鋼帯の幅方向の白色度の最大
と最小の差が５以下であることを特徴とするオーステナ
イト系ステンレス鋼板を提供するものである。本発明に
おいて白色度とは、ＪＩＳＢ８７２９に準拠して測定し
た冷延母板の白色度Ｌ* である。
たものである。本発明は、鋼帯の幅方向の白色度の最大
と最小の差が５以下であることを特徴とするオーステナ
イト系ステンレス鋼板を提供するものである。本発明に
おいて白色度とは、ＪＩＳＢ８７２９に準拠して測定し
た冷延母板の白色度Ｌ* である。
【０００８】また、本発明は、Ｃ：０．００５〜０．１
ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、Ｐ：≦０．０６ｗｔ％、
Ｓ：０．００３〜０．０１ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：≦
０．００５ｗｔ％，Ｃｒ：１２〜３０ｗｔ％、Ｎｉ：５
〜２０ｗｔ％、Ｎ：０．００５〜０．１ｗｔ％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる組成を有
し、かつ鋼帯の幅方向の白色度の最大と最小の差が５以
下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス
鋼板である。
ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、Ｐ：≦０．０６ｗｔ％、
Ｓ：０．００３〜０．０１ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：≦
０．００５ｗｔ％，Ｃｒ：１２〜３０ｗｔ％、Ｎｉ：５
〜２０ｗｔ％、Ｎ：０．００５〜０．１ｗｔ％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる組成を有
し、かつ鋼帯の幅方向の白色度の最大と最小の差が５以
下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス
鋼板である。
【０００９】このオーステナイト系ステンレス鋼板は、
成分としてさらに、次の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）からな
る群から選ばれた１又は２以上を含有するものとすれば
好適である。 （Ａ）Ｍｏ：０．１〜５ｗｔ％、Ｗ：０．１〜５ｗｔ％
の１種または２種以上 （Ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．５ｗｔ％ （Ｃ）Ｃｕ：０．１〜１．５ｗｔ％ また、本発明は、スラブ加熱温度：１１００〜１２００
℃、スラブ加熱時間：１〜４ｈ、衝突圧：２５ｋｇｆ／
ｃｍ2 以上の超高圧デスケーリング処理を特徴とする熱
延を行った後、酸洗して製造した鋼帯の幅方向の白色度
の最大と最小との差が５以下であることを特徴とするオ
ーステナイト系ステンレス鋼板である。
成分としてさらに、次の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）からな
る群から選ばれた１又は２以上を含有するものとすれば
好適である。 （Ａ）Ｍｏ：０．１〜５ｗｔ％、Ｗ：０．１〜５ｗｔ％
の１種または２種以上 （Ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．５ｗｔ％ （Ｃ）Ｃｕ：０．１〜１．５ｗｔ％ また、本発明は、スラブ加熱温度：１１００〜１２００
℃、スラブ加熱時間：１〜４ｈ、衝突圧：２５ｋｇｆ／
ｃｍ2 以上の超高圧デスケーリング処理を特徴とする熱
延を行った後、酸洗して製造した鋼帯の幅方向の白色度
の最大と最小との差が５以下であることを特徴とするオ
ーステナイト系ステンレス鋼板である。
【００１０】なお、本発明において、衝突圧とは 実際
に鋼板に衝突している水の圧力を云い、圧力センサを実
際の鋼板の位置に挿入することによって測定することが
できる。そしてさらに、本発明は、Ｃ：０．００５〜
０．１ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、Ｐ：≦０．０６ｗｔ％、
Ｓ：０．００３〜０．０１ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：≦
０．００５ｗｔ％，Ｃｒ：１２〜３０ｗｔ％、Ｎｉ：５
〜２０ｗｔ％、Ｎ：０．００５〜０．１ｗｔ％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる組成を有
し、スラブ加熱温度：１１００〜１２００℃、スラブ加
熱時間：１〜４ｈ、衝突圧：２５ｋｇｆ／ｃｍ2 以上の
超高圧デスケーリング処理を特徴とする熱延を行った
後、酸洗して製造した鋼帯の幅方向の白色度の最大と最
小の差が５以下であることを特徴とするオーステナイト
系ステンレス鋼板を提供する。
に鋼板に衝突している水の圧力を云い、圧力センサを実
際の鋼板の位置に挿入することによって測定することが
できる。そしてさらに、本発明は、Ｃ：０．００５〜
０．１ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、Ｐ：≦０．０６ｗｔ％、
Ｓ：０．００３〜０．０１ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：≦
０．００５ｗｔ％，Ｃｒ：１２〜３０ｗｔ％、Ｎｉ：５
〜２０ｗｔ％、Ｎ：０．００５〜０．１ｗｔ％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる組成を有
し、スラブ加熱温度：１１００〜１２００℃、スラブ加
熱時間：１〜４ｈ、衝突圧：２５ｋｇｆ／ｃｍ2 以上の
超高圧デスケーリング処理を特徴とする熱延を行った
後、酸洗して製造した鋼帯の幅方向の白色度の最大と最
小の差が５以下であることを特徴とするオーステナイト
系ステンレス鋼板を提供する。
【００１１】この場合にも成分として、さらに、次の
（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）からなる群から選ばれた１又は
２以上を含有することとすれば好適である。 （Ａ）Ｍｏ：０．１〜５ｗｔ％、Ｗ：０．１〜５ｗｔ％
の１種または２種以上 （Ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．５ｗｔ％ （Ｃ）Ｃｕ：０．１〜１．５ｗｔ％ 次に本発明の限定理由を説明する。
（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）からなる群から選ばれた１又は
２以上を含有することとすれば好適である。 （Ａ）Ｍｏ：０．１〜５ｗｔ％、Ｗ：０．１〜５ｗｔ％
の１種または２種以上 （Ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．５ｗｔ％ （Ｃ）Ｃｕ：０．１〜１．５ｗｔ％ 次に本発明の限定理由を説明する。
【００１２】Ｃ：Ｃは強力なオーステナイト化元素で
０．００５ｗｔ％以上添加されるが、０．１ｗｔ％を越
えると溶接時にブローホールが発生しやすくなる。よっ
て、本発明では、０．００５〜０．１ｗｔ％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは溶製時に脱酸剤として０．０５ｗｔ％以上
添加される。図５に、０．０５ｗｔ％Ｃ−１．０ｗｔ％
Ｍｎ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．０４ｗｔ％Ｓ−０．００
２ｗｔ％Ａｌ−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−
０．０３ｗｔ％Ｎ−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＳｉ量
を変化させて、ＳＵＳ３０４のスラブをコークスガス燃
焼雰囲気中で１１５０℃で４ｈ加熱し、３０ｋｇｆ／ｃ
ｍ2 の衝突圧でデスケーリングした時の加熱スケールの
残存率を調査した結果を示した。Ｓｉの添加量が０．５
ｗｔ％を越えると熱延時のデスケーリングが著しく困難
になる。よって、Ｓｉは、０．０５〜０．５ｗｔ％に限
定した。
０．００５ｗｔ％以上添加されるが、０．１ｗｔ％を越
えると溶接時にブローホールが発生しやすくなる。よっ
て、本発明では、０．００５〜０．１ｗｔ％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは溶製時に脱酸剤として０．０５ｗｔ％以上
添加される。図５に、０．０５ｗｔ％Ｃ−１．０ｗｔ％
Ｍｎ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．０４ｗｔ％Ｓ−０．００
２ｗｔ％Ａｌ−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−
０．０３ｗｔ％Ｎ−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＳｉ量
を変化させて、ＳＵＳ３０４のスラブをコークスガス燃
焼雰囲気中で１１５０℃で４ｈ加熱し、３０ｋｇｆ／ｃ
ｍ2 の衝突圧でデスケーリングした時の加熱スケールの
残存率を調査した結果を示した。Ｓｉの添加量が０．５
ｗｔ％を越えると熱延時のデスケーリングが著しく困難
になる。よって、Ｓｉは、０．０５〜０．５ｗｔ％に限
定した。
【００１３】Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイトを安定化する
とともに、Ｓを固定して熱間加工性を向上させるため
に、０．１ｗｔ％以上添加される。図６に、０．０５ｗ
ｔ％Ｃ−０．５ｗｔ％Ｓｉ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．０
０４ｗｔ％Ｓ−０．００２ｗｔ％Ａｌ−１８ｗｔ％Ｃｒ
−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％Ｎ−０．３ｗｔ％
ＣｕをベースにＭｎ量を変化させたＳＵＳ３０４のスラ
ブをコークスガス燃焼雰囲気中で１１５０℃で４ｈ加熱
し、３５ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングした
時の加熱スケールの残存率を調査した結果を示した。Ｍ
ｎの添加量が１．５ｗｔ％を越えると熱延時のデスケー
リングが著しく困難になる。よって、Ｍｎは０．１〜
１．５ｗｔ％とする。
とともに、Ｓを固定して熱間加工性を向上させるため
に、０．１ｗｔ％以上添加される。図６に、０．０５ｗ
ｔ％Ｃ−０．５ｗｔ％Ｓｉ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．０
０４ｗｔ％Ｓ−０．００２ｗｔ％Ａｌ−１８ｗｔ％Ｃｒ
−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％Ｎ−０．３ｗｔ％
ＣｕをベースにＭｎ量を変化させたＳＵＳ３０４のスラ
ブをコークスガス燃焼雰囲気中で１１５０℃で４ｈ加熱
し、３５ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングした
時の加熱スケールの残存率を調査した結果を示した。Ｍ
ｎの添加量が１．５ｗｔ％を越えると熱延時のデスケー
リングが著しく困難になる。よって、Ｍｎは０．１〜
１．５ｗｔ％とする。
【００１４】Ｐ：Ｐは耐食性を低下させる元素であり、
少ないことが望ましい。しかし、その量を極端に低減す
ることは技術的に困難で経済的な不利を生じるため、本
発明では、その上限を０．０６ｗｔ％とした。 Ｓ：Ｓは熱間加工を低下させ、耐食性を低下させる元素
であり、少ないことが望ましい。図７に、０．０５ｗｔ
％Ｃ−０．５ｗｔ％Ｓｉ−１．０ｗｔ％Ｍｎ−０．０３
ｗｔ％Ｐ−０．００２ｗｔ％Ａｌ−１８ｗｔ％Ｃｒ−
８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％Ｎ−０．３ｗｔ％Ｃ
ｕをベースにＳ量を変化させたＳＵＳ３０４のスラブを
コークスガス燃焼雰囲気中で１１５０℃で４ｈ加熱し、
４０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングした時の
加熱スケールの残存率を調査した結果を示した。Ｓが
０．００３ｗｔ％より少なくなると熱延時のデスケーリ
ングが著しく困難になる。よって、本発明では、０．０
０３〜０．０１ｗｔ％とした。
少ないことが望ましい。しかし、その量を極端に低減す
ることは技術的に困難で経済的な不利を生じるため、本
発明では、その上限を０．０６ｗｔ％とした。 Ｓ：Ｓは熱間加工を低下させ、耐食性を低下させる元素
であり、少ないことが望ましい。図７に、０．０５ｗｔ
％Ｃ−０．５ｗｔ％Ｓｉ−１．０ｗｔ％Ｍｎ−０．０３
ｗｔ％Ｐ−０．００２ｗｔ％Ａｌ−１８ｗｔ％Ｃｒ−
８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％Ｎ−０．３ｗｔ％Ｃ
ｕをベースにＳ量を変化させたＳＵＳ３０４のスラブを
コークスガス燃焼雰囲気中で１１５０℃で４ｈ加熱し、
４０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングした時の
加熱スケールの残存率を調査した結果を示した。Ｓが
０．００３ｗｔ％より少なくなると熱延時のデスケーリ
ングが著しく困難になる。よって、本発明では、０．０
０３〜０．０１ｗｔ％とした。
【００１５】Ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは溶製時に必要に応じ
て脱酸剤として添加される。しかし、０．０５ｗｔ％Ｃ
−０．５ｗｔ％Ｓｉ−１．０ｗｔ％Ｍｎ−０．０３ｗｔ
％Ｐ−０．００３ｗｔ％Ｓ−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗ
ｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％Ｎ−０．３ｗｔ％Ｃｕをベー
スにＡｌ量を変化させたＳＵＳ３０４のスラブをコーク
スガス燃焼雰囲気中で１１５０℃で４ｈ加熱し、３０ｋ
ｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングした時の加熱ス
ケールの残存率を調査した図８に示すように、その添加
量が０．００５ｗｔ％を超えると熱延時のデスケーリン
グが著しく困難になる。よって、本発明では、その上限
を０．００５ｗｔ％とした。
て脱酸剤として添加される。しかし、０．０５ｗｔ％Ｃ
−０．５ｗｔ％Ｓｉ−１．０ｗｔ％Ｍｎ−０．０３ｗｔ
％Ｐ−０．００３ｗｔ％Ｓ−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗ
ｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％Ｎ−０．３ｗｔ％Ｃｕをベー
スにＡｌ量を変化させたＳＵＳ３０４のスラブをコーク
スガス燃焼雰囲気中で１１５０℃で４ｈ加熱し、３０ｋ
ｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングした時の加熱ス
ケールの残存率を調査した図８に示すように、その添加
量が０．００５ｗｔ％を超えると熱延時のデスケーリン
グが著しく困難になる。よって、本発明では、その上限
を０．００５ｗｔ％とした。
【００１６】Ｃｒ：Ｃｒは耐食性、耐酸化性向上させる
元素で、ステンレス鋼では、１２ｗｔ％以上添加され
る。しかし、その添加量が３０ｗｔ％を超えると鋼が脆
化しやすくなるという問題がある。よって、本発明で
は、１２〜３０ｗｔ％とした。 Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイトを安定化するとともに、靭
性、耐食性を向上させる元素であり、５ｗｔ％以上添加
される。しかし、その添加量が２０ｗｔ％を超えても、
これらの効果が飽和する。よって、本発明では、５〜２
０ｗｔ％とした。
元素で、ステンレス鋼では、１２ｗｔ％以上添加され
る。しかし、その添加量が３０ｗｔ％を超えると鋼が脆
化しやすくなるという問題がある。よって、本発明で
は、１２〜３０ｗｔ％とした。 Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイトを安定化するとともに、靭
性、耐食性を向上させる元素であり、５ｗｔ％以上添加
される。しかし、その添加量が２０ｗｔ％を超えても、
これらの効果が飽和する。よって、本発明では、５〜２
０ｗｔ％とした。
【００１７】Ｍｏ、Ｗの一種または二種：Ｍｏ、Ｗは耐
食性を向上させる元素であり、それぞれ、０．１ｗｔ％
以上添加される。しかし、その添加量が、それぞれ５ｗ
ｔ％を超えると鋼が脆化しやすくなるという問題があ
る。よって、本発明では、０．１〜５ｗｔ％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは溶接熱影響部にＣｒ炭窒化物が生成するこ
とを抑制し、溶接熱影響部の粒界腐食感受性を向上させ
るために０．０１ｗｔ％以上添加される。しかし、その
添加量が０．５ｗｔ％を超えると大型介在物が生成して
靭性が著しく劣化する。よって、本発明では、０．０１
〜０．５ｗｔ％とした。
食性を向上させる元素であり、それぞれ、０．１ｗｔ％
以上添加される。しかし、その添加量が、それぞれ５ｗ
ｔ％を超えると鋼が脆化しやすくなるという問題があ
る。よって、本発明では、０．１〜５ｗｔ％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは溶接熱影響部にＣｒ炭窒化物が生成するこ
とを抑制し、溶接熱影響部の粒界腐食感受性を向上させ
るために０．０１ｗｔ％以上添加される。しかし、その
添加量が０．５ｗｔ％を超えると大型介在物が生成して
靭性が著しく劣化する。よって、本発明では、０．０１
〜０．５ｗｔ％とした。
【００１８】Ｃｕ：Ｃｕはオーステナイトを安定化する
とともに、耐食性を向上させる元素であり、０．１ｗｔ
％以上添加される。しかし、その添加量が１．５ｗｔ％
を超えると、高温で低融点相を生じて熱間加工性が低下
する。よって、本発明では０．１〜０．５ｗｔ％とし
た。
とともに、耐食性を向上させる元素であり、０．１ｗｔ
％以上添加される。しかし、その添加量が１．５ｗｔ％
を超えると、高温で低融点相を生じて熱間加工性が低下
する。よって、本発明では０．１〜０．５ｗｔ％とし
た。
【００１９】スラブ加熱温度、加熱時間：オーステナイ
ト系ステンレス鋼は、スラブ加熱時にスケールが楔状に
成長してデスケーリング性が著しく劣る。このスケール
の成長を抑制して、熱延時のデスケーリング性を向上さ
せるためには、スラブ加熱温度を１２００℃以下に、加
熱時間を４ｈ以下にすることが必要である。しかし、加
熱温度が１１００℃より低く、加熱時間が１ｈより短く
なると変形抵抗が大きくなって熱延が困難になる。よっ
て、本発明では、スラブ加熱温度を１１００〜１２００
℃、スラブ加熱時間を１〜４ｈとした。
ト系ステンレス鋼は、スラブ加熱時にスケールが楔状に
成長してデスケーリング性が著しく劣る。このスケール
の成長を抑制して、熱延時のデスケーリング性を向上さ
せるためには、スラブ加熱温度を１２００℃以下に、加
熱時間を４ｈ以下にすることが必要である。しかし、加
熱温度が１１００℃より低く、加熱時間が１ｈより短く
なると変形抵抗が大きくなって熱延が困難になる。よっ
て、本発明では、スラブ加熱温度を１１００〜１２００
℃、スラブ加熱時間を１〜４ｈとした。
【００２０】超高圧デスケーリング：オーステナイト系
ステンレス鋼は、スラブ加熱時にスケールが楔状に成長
してデスケーリング性が著しく劣る。そのため、本発明
のように化学成分、スラブ加熱温度、加熱時間を制限し
た場合でも、スラブ加熱時に生成したスケールを除去す
るためには、衝突圧が２５ｋｇｆ／ｃｍ2 以上の超高圧
デスケーリングが必要である。よって、本発明では、衝
突圧を２５ｋｇｆ／ｃｍ2 以上とした。
ステンレス鋼は、スラブ加熱時にスケールが楔状に成長
してデスケーリング性が著しく劣る。そのため、本発明
のように化学成分、スラブ加熱温度、加熱時間を制限し
た場合でも、スラブ加熱時に生成したスケールを除去す
るためには、衝突圧が２５ｋｇｆ／ｃｍ2 以上の超高圧
デスケーリングが必要である。よって、本発明では、衝
突圧を２５ｋｇｆ／ｃｍ2 以上とした。
【００２１】白色度：冷延母板の白色度は、表面欠陥の
密度を示すパラメータであり、大きいほど欠陥が少ない
ことを示す。鋼帯の幅方向の白色度の最大と最小の差が
５以下であれば、３０％以上の冷延を行い、Ｎｏ．２
Ｄ、Ｎｏ．２Ｂ、ＢＡ板に仕上げた時に目視で色調差を
生じない。よって、本発明では、白色度の差を５以下に
限定した。
密度を示すパラメータであり、大きいほど欠陥が少ない
ことを示す。鋼帯の幅方向の白色度の最大と最小の差が
５以下であれば、３０％以上の冷延を行い、Ｎｏ．２
Ｄ、Ｎｏ．２Ｂ、ＢＡ板に仕上げた時に目視で色調差を
生じない。よって、本発明では、白色度の差を５以下に
限定した。
【００２２】
実施例−１ 以下に、実施例に基づいて本発明を説明する。表１に示
す化学成分を有するオーステナイト系ステンレス鋼を、
通常の転炉法で溶製し、連続鋳造で厚さが２００ｍｍの
スラブとした。
す化学成分を有するオーステナイト系ステンレス鋼を、
通常の転炉法で溶製し、連続鋳造で厚さが２００ｍｍの
スラブとした。
【００２３】このスラブについて、スラブ加熱炉で、コ
ークスガス燃焼雰囲気中、表１に示した加熱温度、加熱
時間で加熱を行った後、抽出し、粗圧延直前に、表１に
示した衝突圧を生ずる高圧水を用いてデスケーリングを
行い、粗圧延、仕上げ圧延を行って、巻取温度６５０℃
で板厚４ｍｍの熱延鋼板に仕上げた。この熱延鋼板につ
いて、連続焼鈍炉で、コークスガス燃焼雰囲気中、１１
５０℃×３０ｓｅｃの焼鈍を行い、ショットブラストで
予備脱スケール処理を行った後、２４％硫酸に８０℃で
３０ｓｅｃ、１５％硝酸と３％弗酸の混合酸に６０℃で
３０ｓｅｃ浸漬して、冷延母板に仕上げ、コイル内の白
色度の最大と最小の差を調査した。結果を表１にあわせ
て示す。
ークスガス燃焼雰囲気中、表１に示した加熱温度、加熱
時間で加熱を行った後、抽出し、粗圧延直前に、表１に
示した衝突圧を生ずる高圧水を用いてデスケーリングを
行い、粗圧延、仕上げ圧延を行って、巻取温度６５０℃
で板厚４ｍｍの熱延鋼板に仕上げた。この熱延鋼板につ
いて、連続焼鈍炉で、コークスガス燃焼雰囲気中、１１
５０℃×３０ｓｅｃの焼鈍を行い、ショットブラストで
予備脱スケール処理を行った後、２４％硫酸に８０℃で
３０ｓｅｃ、１５％硝酸と３％弗酸の混合酸に６０℃で
３０ｓｅｃ浸漬して、冷延母板に仕上げ、コイル内の白
色度の最大と最小の差を調査した。結果を表１にあわせ
て示す。
【００２４】この冷延母板について、ロール径が２５０
ｍｍのタンデム圧延機で板厚が１．５ｍｍの冷延板に仕
上げ、脱脂を行った後、コークスガス燃焼雰囲気中、１
１００℃×３０ｓｅｃの焼鈍を行い、２０％Ｎａ2 ＳＯ
4 水溶液中で８０℃で５０Ｃ（クーロン）／ｄｍ2 の電
解を行い、５％硝酸と３％弗酸の混合酸に５０℃で３０
ｓｅｃ浸漬し、１０％硝酸中で５０℃で４０Ｃ／ｄｍ2
の電解を行ってＮｏ．２Ｂ板に仕上げ、色調むらの発生
を目視で調査した。その結果を表１にあわせて示す。
ｍｍのタンデム圧延機で板厚が１．５ｍｍの冷延板に仕
上げ、脱脂を行った後、コークスガス燃焼雰囲気中、１
１００℃×３０ｓｅｃの焼鈍を行い、２０％Ｎａ2 ＳＯ
4 水溶液中で８０℃で５０Ｃ（クーロン）／ｄｍ2 の電
解を行い、５％硝酸と３％弗酸の混合酸に５０℃で３０
ｓｅｃ浸漬し、１０％硝酸中で５０℃で４０Ｃ／ｄｍ2
の電解を行ってＮｏ．２Ｂ板に仕上げ、色調むらの発生
を目視で調査した。その結果を表１にあわせて示す。
【００２５】本発明の範囲である実施例の試料Ｎｏ．１
〜９の冷延母板では、Ｎｏ．２Ｂ板に仕上げた時に色調
むらが目視で確認できなかったのに対し、化学成分が外
れている比較例の試料Ｎｏ．１０〜１３、加熱温度が外
れている試料Ｎｏ．１４、加熱時間が外れている試料Ｎ
ｏ．１５、衝突圧が外れている試料Ｎｏ．１６の冷延母
板は、Ｎｏ．２Ｂ板に仕上げた時に目視で色調むらが確
認された。
〜９の冷延母板では、Ｎｏ．２Ｂ板に仕上げた時に色調
むらが目視で確認できなかったのに対し、化学成分が外
れている比較例の試料Ｎｏ．１０〜１３、加熱温度が外
れている試料Ｎｏ．１４、加熱時間が外れている試料Ｎ
ｏ．１５、衝突圧が外れている試料Ｎｏ．１６の冷延母
板は、Ｎｏ．２Ｂ板に仕上げた時に目視で色調むらが確
認された。
【００２６】実施例−２ 表２に示す化学成分を有するオーステナイト系ステンレ
ス鋼を、通常の転炉法で溶製し、連続鋳造によって厚さ
２００ｍｍのスラブとした。このスラブについて、スラ
ブ加熱炉で、コークスガス燃焼雰囲気中、表２に示した
加熱温度、加熱時間で加熱を行った後、抽出し、粗圧延
直前に、４ｋｇｆ／ｃｍ2 の通常の衝突圧でデスケーリ
ングを行い、粗圧延後、さらに、仕上圧延直前に、表２
に示した衝突圧でデスケーリングを行い、仕上げ圧延を
行って、巻取温度６５０℃で板厚４ｍｍの熱延鋼板に仕
上げた。
ス鋼を、通常の転炉法で溶製し、連続鋳造によって厚さ
２００ｍｍのスラブとした。このスラブについて、スラ
ブ加熱炉で、コークスガス燃焼雰囲気中、表２に示した
加熱温度、加熱時間で加熱を行った後、抽出し、粗圧延
直前に、４ｋｇｆ／ｃｍ2 の通常の衝突圧でデスケーリ
ングを行い、粗圧延後、さらに、仕上圧延直前に、表２
に示した衝突圧でデスケーリングを行い、仕上げ圧延を
行って、巻取温度６５０℃で板厚４ｍｍの熱延鋼板に仕
上げた。
【００２７】この熱延鋼板について、ショットブラスト
で予備脱スケール処理を行った後、２４％硫酸に８０℃
で４０ｓｅｃ、１５％硝酸と３％弗酸の混合酸に６０℃
で４０ｓｅｃ浸漬して、冷延母板に仕上げ、コイル内の
白色度の最大と最小の差を調査した。結果を表２に併せ
て示す。この冷延母板について、ロール径が７０ｍｍの
ゼンジマー圧延機で板厚が０．８ｍｍの冷延板に仕上
げ、脱脂を行った後、アンモニア分解ガス中、１１００
℃×３０ｓｅｃの焼鈍を行い、ＢＡ板に仕上げ、色調む
らの発生を目視で調査した。結果を表２に併せて示す。
で予備脱スケール処理を行った後、２４％硫酸に８０℃
で４０ｓｅｃ、１５％硝酸と３％弗酸の混合酸に６０℃
で４０ｓｅｃ浸漬して、冷延母板に仕上げ、コイル内の
白色度の最大と最小の差を調査した。結果を表２に併せ
て示す。この冷延母板について、ロール径が７０ｍｍの
ゼンジマー圧延機で板厚が０．８ｍｍの冷延板に仕上
げ、脱脂を行った後、アンモニア分解ガス中、１１００
℃×３０ｓｅｃの焼鈍を行い、ＢＡ板に仕上げ、色調む
らの発生を目視で調査した。結果を表２に併せて示す。
【００２８】本発明の範囲である試料Ｎｏ．２１〜２９
の冷延母板では、ＢＡ板に仕上げた時に色調むらが目視
できなかったのに対し、化学成分が外れている試料Ｎ
ｏ．３０〜３３、加熱温度が外れている試料Ｎｏ．３
４、加熱時間が外れている試料Ｎｏ．３５、衝突圧が外
れている試料Ｎｏ．３６の冷延母板は、ＢＡ板に仕上げ
た時に目視で色調むらが確認された。
の冷延母板では、ＢＡ板に仕上げた時に色調むらが目視
できなかったのに対し、化学成分が外れている試料Ｎ
ｏ．３０〜３３、加熱温度が外れている試料Ｎｏ．３
４、加熱時間が外れている試料Ｎｏ．３５、衝突圧が外
れている試料Ｎｏ．３６の冷延母板は、ＢＡ板に仕上げ
た時に目視で色調むらが確認された。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】本発明のオーステナイト系ステンレス鋼
冷延母板を用いれば、グラインダや高濃度の酸を用いる
ことなく、色調の均一なＮｏ．２Ｂ、ＢＡ板等が得られ
る。さらに、本発明の冷延母板を用いたＮｏ．２Ｂ、Ｂ
Ａ板は表面欠陥が少ないため、研磨性に優れ、光沢が高
いという特徴を有する。
冷延母板を用いれば、グラインダや高濃度の酸を用いる
ことなく、色調の均一なＮｏ．２Ｂ、ＢＡ板等が得られ
る。さらに、本発明の冷延母板を用いたＮｏ．２Ｂ、Ｂ
Ａ板は表面欠陥が少ないため、研磨性に優れ、光沢が高
いという特徴を有する。
【図１】種々の温度、時間で加熱したＳＵＳ３０４のス
ラブに３０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングを
行った時の加熱時に生じたスケールの残存率を調査した
図である。
ラブに３０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングを
行った時の加熱時に生じたスケールの残存率を調査した
図である。
【図２】種々の温度、時間で加熱したＳＵＳ３０４のス
ラブに２５ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングを
行った時の加熱時に生じたスケールの残存率を調査した
図である。
ラブに２５ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングを
行った時の加熱時に生じたスケールの残存率を調査した
図である。
【図３】種々の温度、時間で加熱したＳＵＳ３０４のス
ラブに２０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングを
行った時の加熱時に生じたスケールの残存率を調査した
図である。
ラブに２０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングを
行った時の加熱時に生じたスケールの残存率を調査した
図である。
【図４】種々の温度、時間で加熱したＳＵＳ３０４のス
ラブに５ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングを行
った時の加熱時に生じたスケールの残存率を調査した図
である。
ラブに５ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデスケーリングを行
った時の加熱時に生じたスケールの残存率を調査した図
である。
【図５】０．０５ｗｔ％Ｃ−１．０ｗｔ％Ｍｎ−０．０
３ｗｔ％Ｐ−０．０４ｗｔ％Ｓ−０．００２ｗｔ％Ａｌ
−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％
Ｎ−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＳｉ量を変化させたＳ
ＵＳ３０４のスラブをコークスガス燃焼雰囲気中で１１
５０℃で４ｈ加熱し、３０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデ
スケーリングした時の加熱スケールの残存率を調査した
グラフである。
３ｗｔ％Ｐ−０．０４ｗｔ％Ｓ−０．００２ｗｔ％Ａｌ
−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％
Ｎ−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＳｉ量を変化させたＳ
ＵＳ３０４のスラブをコークスガス燃焼雰囲気中で１１
５０℃で４ｈ加熱し、３０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデ
スケーリングした時の加熱スケールの残存率を調査した
グラフである。
【図６】０．０５ｗｔ％Ｃ−０．５ｗｔ％Ｓｉ−０．０
３ｗｔ％Ｐ−０．００４ｗｔ％Ｓ−０．００２ｗｔ％Ａ
ｌ−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ
％Ｎ−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＭｎ量を変化させた
ＳＵＳ３０４のスラブをコークスガス燃焼雰囲気中で１
１５０℃で４ｈ加熱し、３５ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧で
デスケーリングした時の加熱スケールの残存率を調査し
たグラフである。
３ｗｔ％Ｐ−０．００４ｗｔ％Ｓ−０．００２ｗｔ％Ａ
ｌ−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ
％Ｎ−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＭｎ量を変化させた
ＳＵＳ３０４のスラブをコークスガス燃焼雰囲気中で１
１５０℃で４ｈ加熱し、３５ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧で
デスケーリングした時の加熱スケールの残存率を調査し
たグラフである。
【図７】０．０５ｗｔ％Ｃ−０．５ｗｔ％Ｓｉ−１．０
ｗｔ％Ｍｎ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．００２ｗｔ％Ａｌ
−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％
Ｎ−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＳ量を変化させたＳＵ
Ｓ３０４のスラブをコークスガス燃焼雰囲気中で１１５
０℃で４ｈ加熱し、４０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデス
ケーリングした時の加熱スケールの残存率を調査したグ
ラフである。
ｗｔ％Ｍｎ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．００２ｗｔ％Ａｌ
−１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％
Ｎ−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＳ量を変化させたＳＵ
Ｓ３０４のスラブをコークスガス燃焼雰囲気中で１１５
０℃で４ｈ加熱し、４０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデス
ケーリングした時の加熱スケールの残存率を調査したグ
ラフである。
【図８】０．０５ｗｔ％Ｃ−０．５ｗｔ％Ｓｉ−１．０
ｗｔ％Ｍｎ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．００３ｗｔ％Ｓ−
１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％Ｎ
−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＡｌ量を変化させたＳＵ
Ｓ３０４のスラブをコークスガス燃焼雰囲気中で１１５
０℃で４ｈ加熱し、３０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデス
ケーリングした時の加熱スケールの残存率を調査したグ
ラフである。
ｗｔ％Ｍｎ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．００３ｗｔ％Ｓ−
１８ｗｔ％Ｃｒ−８．３ｗｔ％Ｎｉ−０．０３ｗｔ％Ｎ
−０．３ｗｔ％ＣｕをベースにＡｌ量を変化させたＳＵ
Ｓ３０４のスラブをコークスガス燃焼雰囲気中で１１５
０℃で４ｈ加熱し、３０ｋｇｆ／ｃｍ2 の衝突圧でデス
ケーリングした時の加熱スケールの残存率を調査したグ
ラフである。
Claims (6)
- 【請求項１】 鋼帯の幅方向の白色度の最大と最小の差
が５以下であることを特徴とするオーステナイト系ステ
ンレス鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：０．００５〜０．１ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、 Ｐ：≦０．０６ｗｔ％、 Ｓ：０．００３〜０．０１ｗｔ％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：≦０．００５ｗｔ％， Ｃｒ：１２〜３０ｗｔ％、 Ｎｉ：５〜２０ｗｔ％、 Ｎ：０．００５〜０．１ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる組
成を有し、かつ鋼帯の幅方向の白色度の最大と最小の差
が５以下であることを特徴とするオーステナイト系ステ
ンレス鋼板。 - 【請求項３】 成分としてさらに、下記（Ａ）、
（Ｂ）、（Ｃ）からなる群から選ばれた１又は２以上を
含有することを特徴とする請求項２記載のオーステナイ
ト系ステンレス鋼板。 （Ａ） Ｍｏ：０．１〜５ｗｔ％、 Ｗ：０．１〜５ｗｔ％ の１種または２種以上 （Ｂ） Ｔｉ：０．０１〜０．５ｗｔ％ （Ｃ） Ｃｕ：０．１〜１．５ｗｔ％ - 【請求項４】 スラブ加熱温度：１１００〜１２００
℃、スラブ加熱時間：１〜４ｈ、衝突圧：２５ｋｇｆ／
ｃｍ2 以上の超高圧デスケーリング処理を特徴とする熱
延を行った後、酸洗して製造した鋼帯の幅方向の白色度
の最大と最小との差が５以下であることを特徴とするオ
ーステナイト系ステンレス鋼板。 - 【請求項５】 Ｃ：０．００５〜０．１ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、 Ｐ：≦０．０６ｗｔ％、 Ｓ：０．００３〜０．０１ｗｔ％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：≦０．００５ｗｔ％， Ｃｒ：１２〜３０ｗｔ％、 Ｎｉ：５〜２０ｗｔ％、 Ｎ：０．００５〜０．１ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる組
成を有し、スラブ加熱温度：１１００〜１２００℃、ス
ラブ加熱時間：１〜４ｈ、衝突圧：２５ｋｇｆ／ｃｍ2
以上の超高圧デスケーリング処理を特徴とする熱延を行
った後、酸洗して製造した鋼帯の幅方向の白色度の最大
と最小の差が５以下であることを特徴とするオーステナ
イト系ステンレス鋼板。 - 【請求項６】 成分としてさらに、下記（Ａ）、
（Ｂ）、（Ｃ）からなる群から選ばれた１又は２以上を
含有することを特徴とする請求項５記載のオーステナイ
ト系ステンレス鋼板。 （Ａ） Ｍｏ：０．１〜５ｗｔ％、 Ｗ：０．１〜５ｗｔ％ の１種または２種以上 （Ｂ） Ｔｉ：０．０１〜０．５ｗｔ％ （Ｃ） Ｃｕ：０．１〜１．５ｗｔ％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03221996A JP3491432B2 (ja) | 1996-02-20 | 1996-02-20 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP03221996A JP3491432B2 (ja) | 1996-02-20 | 1996-02-20 | 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 |
|---|---|
| JPH09228000A true JPH09228000A (ja) | 1997-09-02 |
| JP3491432B2 JP3491432B2 (ja) | 2004-01-26 |
Family
ID=12352835
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03221996A Expired - Fee Related JP3491432B2 (ja) | 1996-02-20 | 1996-02-20 | 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) | JP3491432B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015196837A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 非磁性遊技球用オーステナイト系ステンレス鋼線材及び鋼線 |
| JPWO2021200106A1 (ja) * | 2020-03-30 | 2021-10-07 |
-
1996
- 1996-02-20 JP JP03221996A patent/JP3491432B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015196837A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 非磁性遊技球用オーステナイト系ステンレス鋼線材及び鋼線 |
| JPWO2021200106A1 (ja) * | 2020-03-30 | 2021-10-07 | ||
| WO2021200106A1 (ja) * | 2020-03-30 | 2021-10-07 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| CN114761597A (zh) * | 2020-03-30 | 2022-07-15 | 日铁不锈钢株式会社 | 奥氏体系不锈钢 |
| AU2021245528B2 (en) * | 2020-03-30 | 2023-08-17 | Nippon Steel Stainless Steel Corporation | Austenitic stainless steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3491432B2 (ja) | 2004-01-26 |
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