JPH1112691A - 成形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 - Google Patents
成形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Info
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- JPH1112691A JPH1112691A JP9166778A JP16677897A JPH1112691A JP H1112691 A JPH1112691 A JP H1112691A JP 9166778 A JP9166778 A JP 9166778A JP 16677897 A JP16677897 A JP 16677897A JP H1112691 A JPH1112691 A JP H1112691A
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- ferritic stainless
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 成形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を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｎ：0.05％以下、Al：0.01％
以下、Cr：10〜20％に調整し、直径１μm 以上の低温変
態生成相を3000〜100000個／mm3 分散させた組織とす
る。製造工程は、冷延後に仕上げ焼鈍を施し、焼鈍後の
冷却速度を20℃／sec 以上とする冷却を行うのが好まし
い。
鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｎ：0.05％以下、Al：0.01％
以下、Cr：10〜20％に調整し、直径１μm 以上の低温変
態生成相を3000〜100000個／mm3 分散させた組織とす
る。製造工程は、冷延後に仕上げ焼鈍を施し、焼鈍後の
冷却速度を20℃／sec 以上とする冷却を行うのが好まし
い。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、フェライト系ステ
ンレス冷延鋼板に関し、とくに成形性に優れたフェライ
ト系ステンレス冷延鋼板に関する。
ンレス冷延鋼板に関し、とくに成形性に優れたフェライ
ト系ステンレス冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系
ステンレス鋼板は、耐食性に優れ長時間美しい表面光沢
を保持しつづけるとともに加工性にも優れ、しかもオー
ステナイト系ステンレス鋼に比べ高価なNiを多量に含ま
ず安価であることから、家電機器、厨房機器や建築内装
品など広汎な用途に使用されている。しかしながら、近
年、ステンレス鋼板の成形においては、材料に対してさ
らに厳しい加工が行われる場合が多くなり、さらに優れ
た加工性を有するフェライト系ステンレス鋼板が要望さ
れている。
ステンレス鋼板は、耐食性に優れ長時間美しい表面光沢
を保持しつづけるとともに加工性にも優れ、しかもオー
ステナイト系ステンレス鋼に比べ高価なNiを多量に含ま
ず安価であることから、家電機器、厨房機器や建築内装
品など広汎な用途に使用されている。しかしながら、近
年、ステンレス鋼板の成形においては、材料に対してさ
らに厳しい加工が行われる場合が多くなり、さらに優れ
た加工性を有するフェライト系ステンレス鋼板が要望さ
れている。
【０００３】このような背景から、フェライト系ステン
レス鋼の加工性向上に関し多くの検討がなされてきた。
例えば、特開昭58−104158号公報には、高純度フェライ
ト系ステンレス鋼にNb： 0.1〜0.5 ％、Ti：0.05〜0.4
％、Cu： 0.1〜0.7 ％を複合添加した、板面異方性が小
さく成形性に優れた極低炭素、窒素フェライト系ステン
レス鋼が提案されている。しかしこの鋼は、Nb、Ti、Cu
の多量添加を必要とし、コスト的に高価になるという問
題があった。
レス鋼の加工性向上に関し多くの検討がなされてきた。
例えば、特開昭58−104158号公報には、高純度フェライ
ト系ステンレス鋼にNb： 0.1〜0.5 ％、Ti：0.05〜0.4
％、Cu： 0.1〜0.7 ％を複合添加した、板面異方性が小
さく成形性に優れた極低炭素、窒素フェライト系ステン
レス鋼が提案されている。しかしこの鋼は、Nb、Ti、Cu
の多量添加を必要とし、コスト的に高価になるという問
題があった。
【０００４】また、特開平１−201445号公報には、低
Ｐ、低Ｓに加え低Ｏ化し、Cr量に応じてＣ＋Ｎ量を適正
範囲とした耐食性と加工性に優れたフェライト系ステン
レス鋼が開示されている。しかしながら、低Ｏ化のため
にAlによる十分な脱酸を必要とし、鋼中にアルミナ系介
在物の増加をもたらし、鋼板表面の品質が劣化するとい
う問題があった。
Ｐ、低Ｓに加え低Ｏ化し、Cr量に応じてＣ＋Ｎ量を適正
範囲とした耐食性と加工性に優れたフェライト系ステン
レス鋼が開示されている。しかしながら、低Ｏ化のため
にAlによる十分な脱酸を必要とし、鋼中にアルミナ系介
在物の増加をもたらし、鋼板表面の品質が劣化するとい
う問題があった。
【０００５】また、特開平４−17623 号公報には、Al：
0.05〜0.20％、Ｎ： 0.025〜0.07％でかつAl／Ｎ≧２を
含有させ、熱延後の熱延板焼鈍を 800〜900 ℃で行い、
焼鈍後の冷却を 600℃以下の温度まで20℃／sec 以下の
冷却速度で冷却することにより、耐リジング性、粒界浸
食を防止したフェライト系ステンレス鋼板の製造方法が
開示されている。しかしながら、この方法においても、
多量のAlを添加する必要があり、鋼中のアルミナ系介在
物の増加をも招き、鋼板表面の品質が劣化するという問
題があった。
0.05〜0.20％、Ｎ： 0.025〜0.07％でかつAl／Ｎ≧２を
含有させ、熱延後の熱延板焼鈍を 800〜900 ℃で行い、
焼鈍後の冷却を 600℃以下の温度まで20℃／sec 以下の
冷却速度で冷却することにより、耐リジング性、粒界浸
食を防止したフェライト系ステンレス鋼板の製造方法が
開示されている。しかしながら、この方法においても、
多量のAlを添加する必要があり、鋼中のアルミナ系介在
物の増加をも招き、鋼板表面の品質が劣化するという問
題があった。
【０００６】さらに、特開平１−111816号公報には、熱
間圧延の終了温度を 850℃以上とし、圧延終了後10℃／
sec 以上の冷却速度で急冷し、 550℃以下の温度で巻き
取ったのち累積圧下率50％以上の冷間圧延を施し、焼鈍
する耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延
鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、この
技術によってもなお、冷延焼鈍後の成形性の改善は不十
分であった。
間圧延の終了温度を 850℃以上とし、圧延終了後10℃／
sec 以上の冷却速度で急冷し、 550℃以下の温度で巻き
取ったのち累積圧下率50％以上の冷間圧延を施し、焼鈍
する耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延
鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、この
技術によってもなお、冷延焼鈍後の成形性の改善は不十
分であった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した従
来技術の問題点を有利に解決し、安価に製造できる成形
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
製造方法を提供することを目的とする。
来技術の問題点を有利に解決し、安価に製造できる成形
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
製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、フェライ
ト系ステンレス冷延鋼板の成形性を改善するために鋭意
検討した結果、冷延焼鈍時に生成される低温変態生成相
の分散を適正化することにより成形性が格段に向上する
ことを知見した。まず、本発明の基礎となった実験結果
について説明する。
ト系ステンレス冷延鋼板の成形性を改善するために鋭意
検討した結果、冷延焼鈍時に生成される低温変態生成相
の分散を適正化することにより成形性が格段に向上する
ことを知見した。まず、本発明の基礎となった実験結果
について説明する。
【０００９】Ｃ：0.06％、Cr：16.4％としてAlとＮをA
l： 0.003〜0.007 ％、Ｎ：0.0120〜0.0210％に変化し
た組成の鋼を真空高周波溶解炉で溶製し、小型鋼塊（50
kg）とした。これら鋼塊から 120mm厚の試験片を切り出
し、1190℃に加熱後熱間圧延し、 4.0mm厚の熱延板とし
た。その後これら熱延板に 860℃×７hrの焼鈍後徐冷処
理を施したのち冷間圧延により 0.5mm厚の冷延板とし
た。
l： 0.003〜0.007 ％、Ｎ：0.0120〜0.0210％に変化し
た組成の鋼を真空高周波溶解炉で溶製し、小型鋼塊（50
kg）とした。これら鋼塊から 120mm厚の試験片を切り出
し、1190℃に加熱後熱間圧延し、 4.0mm厚の熱延板とし
た。その後これら熱延板に 860℃×７hrの焼鈍後徐冷処
理を施したのち冷間圧延により 0.5mm厚の冷延板とし
た。
【００１０】さらに、これら冷延板に仕上げ焼鈍を施
し、冷延焼鈍板とした。仕上げ焼鈍条件としては、 840
℃×40sec で焼鈍後の冷却速度を５〜60℃／sec の範囲
と変化させた。これら冷延焼鈍について、深絞り試験を
実施し、限界絞り比（L.D.R.値）を求めた。これら冷延
焼鈍板の組織は、フェライト＋低温変態生成相の２相組
織で冷延焼鈍後の冷却条件を変化させ低温変態生成相の
分散度合を変化させた。
し、冷延焼鈍板とした。仕上げ焼鈍条件としては、 840
℃×40sec で焼鈍後の冷却速度を５〜60℃／sec の範囲
と変化させた。これら冷延焼鈍について、深絞り試験を
実施し、限界絞り比（L.D.R.値）を求めた。これら冷延
焼鈍板の組織は、フェライト＋低温変態生成相の２相組
織で冷延焼鈍後の冷却条件を変化させ低温変態生成相の
分散度合を変化させた。
【００１１】仕上げ焼鈍後の冷却速度とL.D.R.値との関
係を図１に示す。図１から、焼鈍後の冷却速度が20℃／
sec 以上となるとL.D.R.値が著しく増加することがわか
る。また、直径１μm 以上（球体換算）の低温変態生成
相の密度（Ｄ）とL.D.R.値との関係を図２に示す。図２
から、直径１μm 以上の低温変態生成相の密度Ｄが3000
〜100000個／mm3の範囲で高いL.D.R.値を示すことがわ
かる。
係を図１に示す。図１から、焼鈍後の冷却速度が20℃／
sec 以上となるとL.D.R.値が著しく増加することがわか
る。また、直径１μm 以上（球体換算）の低温変態生成
相の密度（Ｄ）とL.D.R.値との関係を図２に示す。図２
から、直径１μm 以上の低温変態生成相の密度Ｄが3000
〜100000個／mm3の範囲で高いL.D.R.値を示すことがわ
かる。
【００１２】本発明は、上記知見に基づいて構成された
ものである。すなわち本発明は、重量％で、Ｎ：0.05％
以下、Al：0.01％以下、Cr：10〜20％を含有し、残部Fe
および不可避不純物からなり、かつ球形近似したときの
直径ｄが１μm 以上の低温変態生成相が3000個／mm3 超
え100000個／mm3 未満分散してなる組織を有することを
特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延
鋼板である。
ものである。すなわち本発明は、重量％で、Ｎ：0.05％
以下、Al：0.01％以下、Cr：10〜20％を含有し、残部Fe
および不可避不純物からなり、かつ球形近似したときの
直径ｄが１μm 以上の低温変態生成相が3000個／mm3 超
え100000個／mm3 未満分散してなる組織を有することを
特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延
鋼板である。
【００１３】また本発明は、重量％で、重量％で、Ｎ：
0.05％以下、Al：0.01％以下、Cr：10〜20％を含有する
鋼素材に、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延を順次施し
冷延板としたのち、750 ℃以上の温度で焼鈍を行ったの
ち該温度から20℃／sec 以上の冷却速度で冷却すること
を特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷
延鋼板の製造方法である。
0.05％以下、Al：0.01％以下、Cr：10〜20％を含有する
鋼素材に、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延を順次施し
冷延板としたのち、750 ℃以上の温度で焼鈍を行ったの
ち該温度から20℃／sec 以上の冷却速度で冷却すること
を特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷
延鋼板の製造方法である。
【００１４】
【発明の実施の形態】まず、組成の限定理由について説
明する。 Ｎ：0.05％以下 Ｎは、0.05％を超えると固溶Ｎが増大し降伏強度が上昇
する。このため、Ｎ含有量は0.05％以下の範囲に限定し
た。なお、組織の微細化、肌あれ、耐リジング性の観点
から、Ｎ含有量は0.01％以上とするのが好ましい。
明する。 Ｎ：0.05％以下 Ｎは、0.05％を超えると固溶Ｎが増大し降伏強度が上昇
する。このため、Ｎ含有量は0.05％以下の範囲に限定し
た。なお、組織の微細化、肌あれ、耐リジング性の観点
から、Ｎ含有量は0.01％以上とするのが好ましい。
【００１５】Al：0.01％以下 0.01％を超えるAlの添加は、アルミナ系介在物の増加を
招き、介在物系欠陥により表面品質および耐食性が低下
する。このため、Alは0.01％以下に限定した。 Cr：10〜20％ Crは、フェライト系ステンレス鋼における基本元素で、
所期した耐食性を得るには10％以上のCr含有が必要であ
る。一方、20％を超えると成形性が劣化する。このた
め、Crは10〜20％の範囲に限定した。
招き、介在物系欠陥により表面品質および耐食性が低下
する。このため、Alは0.01％以下に限定した。 Cr：10〜20％ Crは、フェライト系ステンレス鋼における基本元素で、
所期した耐食性を得るには10％以上のCr含有が必要であ
る。一方、20％を超えると成形性が劣化する。このた
め、Crは10〜20％の範囲に限定した。
【００１６】その他、残部Feおよび不可避的不純物であ
る。Siは加工性の観点から1.0 ％以下、Mnは耐食性の観
点から1.0 ％以下が好ましい。さらに、Ｐは0.3 ％以
下、Ｓは0.05％以下とするのが、加工性、耐食性の観点
から望ましい。つぎに、本発明のフェライト系ステンレ
ス冷延鋼板の組織は、フェライト＋低温変態生成相の２
相組織とする。
る。Siは加工性の観点から1.0 ％以下、Mnは耐食性の観
点から1.0 ％以下が好ましい。さらに、Ｐは0.3 ％以
下、Ｓは0.05％以下とするのが、加工性、耐食性の観点
から望ましい。つぎに、本発明のフェライト系ステンレ
ス冷延鋼板の組織は、フェライト＋低温変態生成相の２
相組織とする。
【００１７】また本発明の冷却鋼板は、球体換算で直径
１μm 以上、好ましくは10μm 以下の大きさの低温変態
生成相が3000個／mm3 超え100000個／mm3 未満鋼中に分
散した組織を有する。低温変態生成相は、例えば、マル
テンサイト、マッシブフェライト、Ｃ、Ｎを過飽和に固
溶したフェライトが好ましい。低温変態生成相の大きさ
が直径で１μm 未満の微細相は、延性を劣化させるた
め、できるだけ少なくするのが好ましい。直径１μm 以
上の低温変態生成相は、限界絞り比等の加工性およびプ
レス加工時の扁かじり性を改善し、肌あれ欠陥の発生を
防止する効果を有している。直径１μm 以上の低温変態
生成相が3000個／mm3 以下では、上記した効果が期待で
きない。一方、100000個／mm3 以上と多くなると延性が
劣化する。このため、直径１μm 以上の低温変態生成相
は、3000個／mm3 超え100000個／mm3 未満の範囲に限定
した。
１μm 以上、好ましくは10μm 以下の大きさの低温変態
生成相が3000個／mm3 超え100000個／mm3 未満鋼中に分
散した組織を有する。低温変態生成相は、例えば、マル
テンサイト、マッシブフェライト、Ｃ、Ｎを過飽和に固
溶したフェライトが好ましい。低温変態生成相の大きさ
が直径で１μm 未満の微細相は、延性を劣化させるた
め、できるだけ少なくするのが好ましい。直径１μm 以
上の低温変態生成相は、限界絞り比等の加工性およびプ
レス加工時の扁かじり性を改善し、肌あれ欠陥の発生を
防止する効果を有している。直径１μm 以上の低温変態
生成相が3000個／mm3 以下では、上記した効果が期待で
きない。一方、100000個／mm3 以上と多くなると延性が
劣化する。このため、直径１μm 以上の低温変態生成相
は、3000個／mm3 超え100000個／mm3 未満の範囲に限定
した。
【００１８】図３に、プレス加工時の扁かじり指数と低
温変態生成相量との関係を示す。この低温変態生成相の
量が3000〜100000個／mm3 の範囲で扁かじり指数が良好
となっている。扁かじり指数は、深絞り試験（ＬＤＲ試
験）により扁かじりの度合を判定し（Ａが優、Ｅが劣と
し）Ａ〜Ｅの５段階評価を行った。
温変態生成相量との関係を示す。この低温変態生成相の
量が3000〜100000個／mm3 の範囲で扁かじり指数が良好
となっている。扁かじり指数は、深絞り試験（ＬＤＲ試
験）により扁かじりの度合を判定し（Ａが優、Ｅが劣と
し）Ａ〜Ｅの５段階評価を行った。
【００１９】本発明の冷延鋼板の製造方法について説明
する。上記した組成の鋼を転炉、電気炉等の公知の溶製
炉で溶製し、造塊法あるいは連続鋳造法で凝固させ、鋼
素材とする。鋼素材は、熱間圧延により所定の厚みの熱
延板とする。熱間圧延条件については特に限定する必要
はない。熱延板は 750〜 950℃に加熱し、徐冷する熱延
板焼鈍を施すのが耐粒界腐食感受性の点から好ましい。
熱延板焼鈍ののち、好ましくは酸洗を行う。
する。上記した組成の鋼を転炉、電気炉等の公知の溶製
炉で溶製し、造塊法あるいは連続鋳造法で凝固させ、鋼
素材とする。鋼素材は、熱間圧延により所定の厚みの熱
延板とする。熱間圧延条件については特に限定する必要
はない。熱延板は 750〜 950℃に加熱し、徐冷する熱延
板焼鈍を施すのが耐粒界腐食感受性の点から好ましい。
熱延板焼鈍ののち、好ましくは酸洗を行う。
【００２０】熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延を行
う。冷間圧延は、累積圧下率50％以上の加工を施すのが
焼鈍後の組織を加工性の高い組織とするために好適であ
る。ついで、仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍温度は750
℃以上、好ましくは1000℃以下の範囲とする。焼鈍温度
が750 ℃未満では、低温変態生成相の形成が少なく加工
性が劣化する。また、1000℃を超えると組織が粗大化す
るため加工性および靱性が劣化する。
う。冷間圧延は、累積圧下率50％以上の加工を施すのが
焼鈍後の組織を加工性の高い組織とするために好適であ
る。ついで、仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍温度は750
℃以上、好ましくは1000℃以下の範囲とする。焼鈍温度
が750 ℃未満では、低温変態生成相の形成が少なく加工
性が劣化する。また、1000℃を超えると組織が粗大化す
るため加工性および靱性が劣化する。
【００２１】焼鈍終了後、20℃／sec 以上の冷却速度
で、好ましくは200 ℃以下まで冷却する。冷却速度が20
℃／sec 未満では、生産性が低下するうえ、Crの存在に
よってフェライト中での固溶Ｃ、Ｎの拡散速度が遅くな
り、転位の周囲に固溶Ｃ、ＮによるCottrell雰囲気が形
成され降伏強度が大きくなる。このため、焼鈍後の冷却
速度は20℃／sec 以上とした。なお、生産性の点から
は、25〜100 ℃／sec 程度が好適である。
で、好ましくは200 ℃以下まで冷却する。冷却速度が20
℃／sec 未満では、生産性が低下するうえ、Crの存在に
よってフェライト中での固溶Ｃ、Ｎの拡散速度が遅くな
り、転位の周囲に固溶Ｃ、ＮによるCottrell雰囲気が形
成され降伏強度が大きくなる。このため、焼鈍後の冷却
速度は20℃／sec 以上とした。なお、生産性の点から
は、25〜100 ℃／sec 程度が好適である。
【００２２】
【実施例】表１に示す組成の鋼を溶製し200mm 厚の連鋳
スラブとした。この連鋳スラブを熱間圧延により 4.0mm
厚の熱延板とした。この熱延板に 850℃で８hrの焼鈍を
施し、その後徐冷処理を施す熱延板焼鈍を行った。つい
で熱延板を酸洗したのち、冷間圧延により 0.6mm厚の冷
延板とし、表２に示す条件の仕上げ焼鈍を施して冷延焼
鈍板とした。これら冷延焼鈍板について深絞り試験（ポ
ンチ径32mmφ）を行い、L.D.R.値を求めた。また、各冷
延焼鈍板の組織を走査型電子顕微鏡で100 視野について
調査し、低温変態生成相の大きさ個数の平均値を得た。
これらの結果を表２に示す。
スラブとした。この連鋳スラブを熱間圧延により 4.0mm
厚の熱延板とした。この熱延板に 850℃で８hrの焼鈍を
施し、その後徐冷処理を施す熱延板焼鈍を行った。つい
で熱延板を酸洗したのち、冷間圧延により 0.6mm厚の冷
延板とし、表２に示す条件の仕上げ焼鈍を施して冷延焼
鈍板とした。これら冷延焼鈍板について深絞り試験（ポ
ンチ径32mmφ）を行い、L.D.R.値を求めた。また、各冷
延焼鈍板の組織を走査型電子顕微鏡で100 視野について
調査し、低温変態生成相の大きさ個数の平均値を得た。
これらの結果を表２に示す。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】本発明例はいずれも優れた成形性を示すこ
とがわかる。一方、本発明範囲を外れる比較例はL.D.R.
値が低く、また伸び、耐食性、表面品質が低下してい
る。
とがわかる。一方、本発明範囲を外れる比較例はL.D.R.
値が低く、また伸び、耐食性、表面品質が低下してい
る。
【００２６】
【発明の効果】本発明によれば、成形性に優れたフェラ
イト系ステンレス冷延鋼板を安価に製造でき、産業上格
別の効果をがある。
イト系ステンレス冷延鋼板を安価に製造でき、産業上格
別の効果をがある。
【図１】L.D.R.値に及ぼす冷延焼鈍後の冷却速度の影響
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２】L.D.R.値に及ぼす低温変態生成相の個数Ｄの影
響を示すグラフである。
響を示すグラフである。
【図３】扁かじりに及ぼす低温変態生成相の個数Ｄの影
響を示すグラフである。
響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 宇城 工 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 佐藤 進 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｎ：0.05％以下、 Al：0.01％以下、 Cr：10〜20％を含有し、かつ球形近似したときの直径ｄ
が１μm 以上の低温変態生成相が3000個／mm3 超え1000
00個／mm3 未満分散してなる組織を有することを特徴と
する成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｎ：0.05％以下、 Al：0.01％以下、 Cr：10〜20％を含有する鋼素材に、熱間圧延、熱延板焼
鈍、冷間圧延を順次施し冷延板としたのち、750 ℃以上
の温度で焼鈍を行ったのち該焼鈍温度から20℃／sec 以
上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性に優れ
たフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16677897A JP3503424B2 (ja) | 1997-06-24 | 1997-06-24 | 成形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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16677897A JP3503424B2 (ja) | 1997-06-24 | 1997-06-24 | 成形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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1112691A true JPH1112691A (ja) | 1999-01-19 |
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1997
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