JPH0735550B2 - 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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- JPH0735550B2 JPH0735550B2 JP8479089A JP8479089A JPH0735550B2 JP H0735550 B2 JPH0735550 B2 JP H0735550B2 JP 8479089 A JP8479089 A JP 8479089A JP 8479089 A JP8479089 A JP 8479089A JP H0735550 B2 JPH0735550 B2 JP H0735550B2
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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製品厚さに近いサイ
ズの鋳片を鋳造し、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製品厚さに近いサイ
ズの鋳片を鋳造し、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
の鋳片に鋳造し、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
の鋳片に鋳造し、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、表面のスケール等を酸洗工程の後に研削によっ
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、表面のスケール等を酸洗工程の後に研削によっ
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。
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。
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。
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
系ステンレス鋼導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
系ステンレス鋼導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。
本発明者らが、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（ツインドラム）連続鋳造試験機によって
鋳造して、１〜4mm厚さの薄帯として巻き取った。こう
して得られた鋳片（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（ツインドラム）連続鋳造試験機によって
鋳造して、１〜4mm厚さの薄帯として巻き取った。こう
して得られた鋳片（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可能性のあること
が判明した。
には、次のような表面欠陥が発生する可能性のあること
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
肉鋳片を製造し、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
肉鋳片を製造し、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、製品の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、製品の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
い場合は十分な冷却を行なうことが困難であり、又板幅
が広い場合においては、全幅を十分に冷却することが出
来ず50μｍ以下のγ粒を安定的に得ることが出来なかっ
た。
として、γ粒の成長を抑制しているため、鋳片板厚が厚
い場合は十分な冷却を行なうことが困難であり、又板幅
が広い場合においては、全幅を十分に冷却することが出
来ず50μｍ以下のγ粒を安定的に得ることが出来なかっ
た。
そこで、本発明は、鋳片の冷却の制御と成分調整によっ
て安定的に50μｍ以下のγ粒径をもつ板厚１〜10mmの鋳
片を製造し、優れた表面性状の製品とする方法を提起す
るものである。
て安定的に50μｍ以下のγ粒径をもつ板厚１〜10mmの鋳
片を製造し、優れた表面性状の製品とする方法を提起す
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（各成分はwt％）
で定義されるδ−Fecalを−２〜10％とし、更に0.01％
以上のAl,Ti,Nb,Zr,La,Ce,Nd又は0.001％以上のY,Ca,Mg
を単独もしくは、その合計量で0.001〜１％とする成分
範囲の溶鋼を、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、凝固時の冷却速度を100℃/sec以上と
して厚さ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粒径を平均50μｍ以下に微細
化し、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き取り、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、調質圧延して製品とすることを特
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（各成分はwt％）
で定義されるδ−Fecalを−２〜10％とし、更に0.01％
以上のAl,Ti,Nb,Zr,La,Ce,Nd又は0.001％以上のY,Ca,Mg
を単独もしくは、その合計量で0.001〜１％とする成分
範囲の溶鋼を、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、凝固時の冷却速度を100℃/sec以上と
して厚さ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粒径を平均50μｍ以下に微細
化し、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き取り、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、調質圧延して製品とすることを特
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、
鋳片板厚が厚く抜熱が十分に行なえない場合や、幅が広
い鋳片で全幅の均一冷却が困難な場合においては実行困
難である。
度を100℃/sec以上にしてγ粒を微細化させる方法は、
鋳片板厚が厚く抜熱が十分に行なえない場合や、幅が広
い鋳片で全幅の均一冷却が困難な場合においては実行困
難である。
そこで本発明においては、凝固冷速が100℃/sec以上と
なる薄肉連鋳において、凝固後1200℃までの冷却速度が
50℃/sec以上であればγ粒が50μｍ以下になるように、
溶鋼成分を調整してδ−Fecalを−２〜10％とし、さら
に結晶粒微細化元素0.001〜１％を添加している点に特
徴がある。
なる薄肉連鋳において、凝固後1200℃までの冷却速度が
50℃/sec以上であればγ粒が50μｍ以下になるように、
溶鋼成分を調整してδ−Fecalを−２〜10％とし、さら
に結晶粒微細化元素0.001〜１％を添加している点に特
徴がある。
薄肉連鋳によって、100℃/sec以上の冷却速度で凝固し
たCr−Ni系ステンレス鋼鋳片の結晶粒径は、鋳片厚みの
増加によって増大するが、10mm以下の板厚であれば凝固
時の粒径は50μｍ以下である。そして凝固後、粒成長が
進行するが粒成長は高温ほど速く、また単相であるほど
速い。
たCr−Ni系ステンレス鋼鋳片の結晶粒径は、鋳片厚みの
増加によって増大するが、10mm以下の板厚であれば凝固
時の粒径は50μｍ以下である。そして凝固後、粒成長が
進行するが粒成長は高温ほど速く、また単相であるほど
速い。
本発明においては、δ−Fecalを−２〜10％としてδフ
ェライト相を初晶としてγ粒を分断し、かつγ粒界に微
細なフェライトを分散させ（写真１）、さらにAl,Ti,N
b,Zr,La,Ce,Nd,Y,Ca,Mg等の結晶粒微細化元素の添加に
よって、溶鋼中もしくは凝固時や凝固後に析出した微細
な酸化物、窒化物、硫化物、炭化物をγ粒内、γ粒界に
均一に分散させることを特徴とするもので（写真２）、
このδフェライトと析出物によってγ粒の成長が著しく
抑制される。
ェライト相を初晶としてγ粒を分断し、かつγ粒界に微
細なフェライトを分散させ（写真１）、さらにAl,Ti,N
b,Zr,La,Ce,Nd,Y,Ca,Mg等の結晶粒微細化元素の添加に
よって、溶鋼中もしくは凝固時や凝固後に析出した微細
な酸化物、窒化物、硫化物、炭化物をγ粒内、γ粒界に
均一に分散させることを特徴とするもので（写真２）、
このδフェライトと析出物によってγ粒の成長が著しく
抑制される。
第１図はこれらのγ粒微細化効果を示す。
凝固温度から1200℃迄を50℃/sec以上で冷却する場合、
δフェライトの微細化効果でγ粒の成長は大きく抑制さ
れる。しかしδ量が多いとγ粒が判別しにくくなる。こ
うしてδフェライトを含有させ結晶粒微細化元素を添加
すると、凝固温度から1200℃迄を50℃/sec以上で冷却す
ることで、平均γ粒径を50μｍ以下にすることが出来る
と共に、第２図に示すようにローピングが大幅に低減さ
れる。
δフェライトの微細化効果でγ粒の成長は大きく抑制さ
れる。しかしδ量が多いとγ粒が判別しにくくなる。こ
うしてδフェライトを含有させ結晶粒微細化元素を添加
すると、凝固温度から1200℃迄を50℃/sec以上で冷却す
ることで、平均γ粒径を50μｍ以下にすることが出来る
と共に、第２図に示すようにローピングが大幅に低減さ
れる。
δフェライトや析出物の粒成長抑制効果はその量に依存
し、δ−Fecal（％）が−２％未満ではδ凝固の効果が
不十分で、δ−Fecal（％）が多いほど有効であるが、1
0％を超えるとその効果は飽和する。
し、δ−Fecal（％）が−２％未満ではδ凝固の効果が
不十分で、δ−Fecal（％）が多いほど有効であるが、1
0％を超えるとその効果は飽和する。
結晶粒微細化元素としてはAl,Ti,Nb,Zr,La,Ce,Nd,Y,Mg,
Ca等が有効で、鋳片内に微細に析出した上記元素の酸化
物、窒化物、硫化物、炭化物によって粒成長が著しく抑
制される。結晶粒微細化元素は添加量が多いほど効果が
大きくなるが１％を超えると微細化効果は飽和する。更
に、多量添加は介在物を増やすため製品板の材質を劣化
させると共に、コストアップにもつながるため、添加量
は１％以下にする必要がある。
Ca等が有効で、鋳片内に微細に析出した上記元素の酸化
物、窒化物、硫化物、炭化物によって粒成長が著しく抑
制される。結晶粒微細化元素は添加量が多いほど効果が
大きくなるが１％を超えると微細化効果は飽和する。更
に、多量添加は介在物を増やすため製品板の材質を劣化
させると共に、コストアップにもつながるため、添加量
は１％以下にする必要がある。
（実施例） 第１表に示す18Cr−8Ni鋼を基本とする種々の成分のオ
ーステナイト系ステンレス鋼を溶製した。
ーステナイト系ステンレス鋼を溶製した。
δ−Fecal（％）は−２〜10％の範囲で変化させ、結晶
粒微細化元素としては、Al,Ti,Nb,Zr,La,Ce,Nd,Y,Mg,Ca
を１種又は２種以上の合計量で0.001〜0.9％の範囲で添
加した。
粒微細化元素としては、Al,Ti,Nb,Zr,La,Ce,Nd,Y,Mg,Ca
を１種又は２種以上の合計量で0.001〜0.9％の範囲で添
加した。
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50℃/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50℃/sec以上であった。
その後、1200〜600℃間はいわゆる２次冷却帯で冷却
し、10℃/sec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、1050〜1200℃で30秒の焼鈍後酸洗するか光輝
焼鈍を行なって0.1〜2.0mmの薄板とし、調質圧延を行な
って製品とした。
し、10℃/sec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、1050〜1200℃で30秒の焼鈍後酸洗するか光輝
焼鈍を行なって0.1〜2.0mmの薄板とし、調質圧延を行な
って製品とした。
比較例は、1200℃までの平均冷却速度を50℃/sec以上と
し、微細化成分又は、δ−Fecalを、本発明の範囲外と
したものである。
し、微細化成分又は、δ−Fecalを、本発明の範囲外と
したものである。
こうして得られた鋳片を50％冷間圧延して製品とし、表
面品質としてローピング高さを評価した。
面品質としてローピング高さを評価した。
結果を第２表に示す。
ローピング高さは、本発明の製品では0.2μｍ以下にな
り良好であったが、比較材のように、δ−Fecalが−２
％以下の場合や、微細化成分が規定量未満の場合、ロー
ピング高さは、0.2μｍ以上になり不良であった。
り良好であったが、比較材のように、δ−Fecalが−２
％以下の場合や、微細化成分が規定量未満の場合、ロー
ピング高さは、0.2μｍ以上になり不良であった。
（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−直接冷延で製品化する簡素なプロセスによって、
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−直接冷延で製品化する簡素なプロセスによって、
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γ粒径とδ−Fecalとの関係を示す図表、第２
図は50％冷延時のローピング高さとδ−Fecalとの関係
を示す図表である。
図は50％冷延時のローピング高さとδ−Fecalとの関係
を示す図表である。
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（各成分はwt％）で定義さ
れるδ−Fecalを−２〜10％とし、更に0.01％以上のAl,
Ti,Nb,Zr,La,Ce,Nd又は0.001％以上のY,Ca,Mgを単独も
しくは、その合計量で0.001〜１％とする成分範囲の溶
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、凝固時の冷却速度を100℃/sec以上として厚さ1
0mm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粒径を平均50μｍ以下に微細化し、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き取り、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、調質圧延して製品と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 |
|---|---|---|---|
| JP8479089A JPH0735550B2 (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 |
|---|---|---|---|
| JP8479089A JPH0735550B2 (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 |
|---|---|
| JPH02263929A JPH02263929A (ja) | 1990-10-26 |
| JPH0735550B2 true JPH0735550B2 (ja) | 1995-04-19 |
Family
ID=13840496
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8479089A Expired - Fee Related JPH0735550B2 (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) | JPH0735550B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100397295B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-11-20 | 주식회사 포스코 | 304계스테인레스강연주주편의표층슬리버결함저감방법 |
| KR100969806B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2010-07-13 | 주식회사 포스코 | 스테인레스강의 주편내 델타 페라이트 분포 조절방법 |
-
1989
- 1989-04-05 JP JP8479089A patent/JPH0735550B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02263929A (ja) | 1990-10-26 |
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