JPH0794691B2 - 表面品質と材質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
表面品質と材質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPH0794691B2 JPH0794691B2 JP2006371A JP637190A JPH0794691B2 JP H0794691 B2 JPH0794691 B2 JP H0794691B2 JP 2006371 A JP2006371 A JP 2006371A JP 637190 A JP637190 A JP 637190A JP H0794691 B2 JPH0794691 B2 JP H0794691B2
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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、鋳型が鋳片と同期して移動する、いわゆる同
期式連続鋳造法によって製品厚さに近い厚さの鋳片を鋳
造し、熱間圧延を経ずに直列冷間圧延してCr−Ni系ステ
ンレス鋼薄板を製造する方法に関する。
期式連続鋳造法によって製品厚さに近い厚さの鋳片を鋳
造し、熱間圧延を経ずに直列冷間圧延してCr−Ni系ステ
ンレス鋼薄板を製造する方法に関する。
従来、連続鋳造法によっ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100mm程度まで
の厚さの鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面手入れを行
ってから、加熱炉で1000℃以上の温度に加熱して粗圧延
機および仕上げ圧延機からなるホットストリップミルで
熱間圧延を行うことによって厚さ数mm程度のホットスト
リップとし、これに冷間圧延を施した後、必要な焼鈍、
酸洗、および調質圧延を行って冷間圧延製品としてい
た。
には、鋳型を鋳造方向に振動させながら100mm程度まで
の厚さの鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面手入れを行
ってから、加熱炉で1000℃以上の温度に加熱して粗圧延
機および仕上げ圧延機からなるホットストリップミルで
熱間圧延を行うことによって厚さ数mm程度のホットスト
リップとし、これに冷間圧延を施した後、必要な焼鈍、
酸洗、および調質圧延を行って冷間圧延製品としてい
た。
熱間圧延で得られたホットストリップを冷間圧延する前
に、最終製品に要求される形状（平坦さ）、材質（結晶
粒度、機械的性質）、および表面品質（ローピング防
止）を確保するために、強い熱間加工を受けて加工硬化
した状態のホットストリップを軟化させるための熱圧板
焼鈍を行うと共に、表面の酸化スケール等の除去するた
めの酸洗と研削を行っていた。
に、最終製品に要求される形状（平坦さ）、材質（結晶
粒度、機械的性質）、および表面品質（ローピング防
止）を確保するために、強い熱間加工を受けて加工硬化
した状態のホットストリップを軟化させるための熱圧板
焼鈍を行うと共に、表面の酸化スケール等の除去するた
めの酸洗と研削を行っていた。
このような従来のプロセスは、長大な熱間圧延設備の材
料の加熱と加工のために多大なエネルギーを必要とする
ため、生産性の観点からも優れた製造プロセスとは言え
なかった。
料の加熱と加工のために多大なエネルギーを必要とする
ため、生産性の観点からも優れた製造プロセスとは言え
なかった。
また、最終的に得られる薄板製品は、熱間加工中に発達
した集合組織が強く残留しているため、ユーザーにおい
てプレス加工等を行う場合に、この集合組織に起因する
異方性を考慮しなければならない等、製品使用上での制
約も多かった。
した集合組織が強く残留しているため、ユーザーにおい
てプレス加工等を行う場合に、この集合組織に起因する
異方性を考慮しなければならない等、製品使用上での制
約も多かった。
そこで、100mm以上の厚さの鋳片を熱間圧延してホット
ストリップとするための長大な熱間圧延設備と多大なエ
ネルギーを必要とせず、かつ熱間加工の集合組織に起因
する製品使用上の制約も解消するために、連続鋳造過程
から熱間圧延過程を経ずに冷間圧延過程に直結させたプ
ロセスの開発が進められている。すなわち、従来熱間圧
延で得ていたホットストリップと同等あるいはそれに近
い厚さの鋳片（薄帯）を連続鋳造し、この薄肉鋳片を冷
間圧延するプロセスである。このようなプロセスは、例
えば「鉄と鋼」第85巻、A197〜A256に特集された論文に
記載されており、連続鋳造の方式としては、得ようとす
る鋳片の肉厚が１〜10mm程度の場合にはツインドラム方
式、鋳片肉厚が20〜50mm程度の場合にはツインベルト方
式が検討されている。
ストリップとするための長大な熱間圧延設備と多大なエ
ネルギーを必要とせず、かつ熱間加工の集合組織に起因
する製品使用上の制約も解消するために、連続鋳造過程
から熱間圧延過程を経ずに冷間圧延過程に直結させたプ
ロセスの開発が進められている。すなわち、従来熱間圧
延で得ていたホットストリップと同等あるいはそれに近
い厚さの鋳片（薄帯）を連続鋳造し、この薄肉鋳片を冷
間圧延するプロセスである。このようなプロセスは、例
えば「鉄と鋼」第85巻、A197〜A256に特集された論文に
記載されており、連続鋳造の方式としては、得ようとす
る鋳片の肉厚が１〜10mm程度の場合にはツインドラム方
式、鋳片肉厚が20〜50mm程度の場合にはツインベルト方
式が検討されている。
しかし、上記の何れの方式の連続鋳造を用いても、熱間
圧延を行わない連続鋳造／冷間圧延プロセス（以下「ス
トリップ連鋳」と略称する）で製造した薄板製品は、従
来の連続鋳造／熱間圧延／冷間圧延プロセス（以下「従
来法」と略称する）で製造した薄板製品に比べて細粒組
織であり、伸びが低くなるため、ユーザーにおけるプレ
ス加工等の加工性が低下するという問題があった。この
現象は、例えば「CAMP ISIJ vol.1,1988,1670〜1705に
特集された論文にも報告されており、その対策として、
鋳片を焼鈍することによって、具体的にはp1697の１〜
４行に「鋳造後1150℃×1min.の溶体化処理したもの
と、1150℃×3hの均質化処理したものとを比較すると、
いずれも材料の後者において伸びが数％上昇してい
る。」とあるような時間オーダー均質化処理により、鋳
片中に残留するδフェライトを消失させることが記載さ
れている。
圧延を行わない連続鋳造／冷間圧延プロセス（以下「ス
トリップ連鋳」と略称する）で製造した薄板製品は、従
来の連続鋳造／熱間圧延／冷間圧延プロセス（以下「従
来法」と略称する）で製造した薄板製品に比べて細粒組
織であり、伸びが低くなるため、ユーザーにおけるプレ
ス加工等の加工性が低下するという問題があった。この
現象は、例えば「CAMP ISIJ vol.1,1988,1670〜1705に
特集された論文にも報告されており、その対策として、
鋳片を焼鈍することによって、具体的にはp1697の１〜
４行に「鋳造後1150℃×1min.の溶体化処理したもの
と、1150℃×3hの均質化処理したものとを比較すると、
いずれも材料の後者において伸びが数％上昇してい
る。」とあるような時間オーダー均質化処理により、鋳
片中に残留するδフェライトを消失させることが記載さ
れている。
本発明者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検討した結果、鋳片に残存す
るδフェライトと介在物の存在によって冷間圧延・焼鈍
時の再結晶粒の成長が抑制され、これが最終製品の細粒
組織とそれによる伸びの低下の原因となっていることが
明らかになった。従って、ストリップ連鋳によって製造
した製品の伸び低下を解消するためには、介在物量を少
なくするような成分調整・脱酸を行うと共に、δフェラ
イトを消失させるための熱処理を行う必要がある。
薄板製造プロセスを詳細に検討した結果、鋳片に残存す
るδフェライトと介在物の存在によって冷間圧延・焼鈍
時の再結晶粒の成長が抑制され、これが最終製品の細粒
組織とそれによる伸びの低下の原因となっていることが
明らかになった。従って、ストリップ連鋳によって製造
した製品の伸び低下を解消するためには、介在物量を少
なくするような成分調整・脱酸を行うと共に、δフェラ
イトを消失させるための熱処理を行う必要がある。
δフェライトは鋳片を焼鈍することによって消失させる
ことができる。しかし、鋳片に残存するδフェライト
は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼熱延鋼帯に対
して行われているような短時間の焼鈍では十分にγ相に
変態せず、前述の1150℃×3hのような高温・長時間の焼
鈍を行う必要があり、生産性および製造コストの観点か
ら極めて不利であるため、より経済的な熱処理方法や熱
処理中のδフェライトの消失速度を早くする方法が必要
であった。
ことができる。しかし、鋳片に残存するδフェライト
は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼熱延鋼帯に対
して行われているような短時間の焼鈍では十分にγ相に
変態せず、前述の1150℃×3hのような高温・長時間の焼
鈍を行う必要があり、生産性および製造コストの観点か
ら極めて不利であるため、より経済的な熱処理方法や熱
処理中のδフェライトの消失速度を早くする方法が必要
であった。
本発明は、鋳片と鋳型壁との間に相対速度差の無い、い
わゆる同期式連続鋳造方法によって製品厚さに近いサイ
ズの鋳片を鋳造し熱間圧延を経ずに冷間圧延してCr−Ni
系ステンレス鋼薄板を製造する方法において、高温・長
時間の焼鈍を必要とせず鋳片の残留δフェライトをγ相
に変態させることにより、冷延焼鈍時の再結晶粒の成長
を促進させて加工性の優れた軟質のCr−Ni系ステンレス
鋼薄板を製造する方法を提供することを目的とする。
わゆる同期式連続鋳造方法によって製品厚さに近いサイ
ズの鋳片を鋳造し熱間圧延を経ずに冷間圧延してCr−Ni
系ステンレス鋼薄板を製造する方法において、高温・長
時間の焼鈍を必要とせず鋳片の残留δフェライトをγ相
に変態させることにより、冷延焼鈍時の再結晶粒の成長
を促進させて加工性の優れた軟質のCr−Ni系ステンレス
鋼薄板を製造する方法を提供することを目的とする。
上記の目的は、本発明によれば、18％Cr−８％Ni鋼に代
表されるCr−Ni系ステンレス鋼から、鋳型が鋳片と同期
して移動する連続鋳造法によって、厚さ6mm以下の鋳片
を鋳造し、熱間圧延をせずに直接冷間圧延を行って薄板
製品を製造する方法において、鋳造直後の鋳片を800℃
以上1200℃以下の温度で巻き取った後に、1000℃以上で
数分以下の焼鈍を行い、引き続き酸洗し、および冷間圧
延を施し、焼鈍後酸洗を行う最終焼鈍または光輝焼鈍に
よる最終焼鈍を行ってから調質圧延を行って薄板製品と
することを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系
ステンレス鋼薄板の製造方法によって達成される。
表されるCr−Ni系ステンレス鋼から、鋳型が鋳片と同期
して移動する連続鋳造法によって、厚さ6mm以下の鋳片
を鋳造し、熱間圧延をせずに直接冷間圧延を行って薄板
製品を製造する方法において、鋳造直後の鋳片を800℃
以上1200℃以下の温度で巻き取った後に、1000℃以上で
数分以下の焼鈍を行い、引き続き酸洗し、および冷間圧
延を施し、焼鈍後酸洗を行う最終焼鈍または光輝焼鈍に
よる最終焼鈍を行ってから調質圧延を行って薄板製品と
することを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系
ステンレス鋼薄板の製造方法によって達成される。
本発明者は、鋳型を離れる時の鋳片の固相率を高くして
鋳造し、且つこの鋳片を鋳造直後に高温で巻き取り、得
られたコイル自体の保有熱による焼鈍効果を利用すれ
ば、別個に高温・長時間の焼鈍を行わなくても鋳片の残
留δフェライトを十分にγ相に変態させて消失させるこ
とができること、更に、鋳型から離れる時の鋳片の固相
率を高くして鋳造することによって、より早くδフェラ
イトが消失することを見出した。
鋳造し、且つこの鋳片を鋳造直後に高温で巻き取り、得
られたコイル自体の保有熱による焼鈍効果を利用すれ
ば、別個に高温・長時間の焼鈍を行わなくても鋳片の残
留δフェライトを十分にγ相に変態させて消失させるこ
とができること、更に、鋳型から離れる時の鋳片の固相
率を高くして鋳造することによって、より早くδフェラ
イトが消失することを見出した。
第１図に、ツインドラム方式の連続鋳造によって鋳造し
たJIS SUS304ステンレス鋼鋳片（厚さ2mm）について、
鋳造直後の巻き取り温度と、最終冷延製品のローピング
高さおよび引張試験における伸びとの関係の代表例を示
す。同図から明らかなように、δフェライトを十分に消
失させて実用上十分な伸び値（48％以上）を得るために
は巻き取り温度を800℃以上とすることが必要である。
しかし、巻き取り中のγ粒の成長を抑制してローピング
高さを実用上問題の無い値（0.2μｍ以下）に維持する
ためには巻き取り温度を1200℃以下とする必要がある。
この温度域で巻き取った鋳片から製造した薄板製品は、
実用上十分な材質（伸び）および表面品質（ローピング
防止）を有することを確認した。
たJIS SUS304ステンレス鋼鋳片（厚さ2mm）について、
鋳造直後の巻き取り温度と、最終冷延製品のローピング
高さおよび引張試験における伸びとの関係の代表例を示
す。同図から明らかなように、δフェライトを十分に消
失させて実用上十分な伸び値（48％以上）を得るために
は巻き取り温度を800℃以上とすることが必要である。
しかし、巻き取り中のγ粒の成長を抑制してローピング
高さを実用上問題の無い値（0.2μｍ以下）に維持する
ためには巻き取り温度を1200℃以下とする必要がある。
この温度域で巻き取った鋳片から製造した薄板製品は、
実用上十分な材質（伸び）および表面品質（ローピング
防止）を有することを確認した。
更に、鋳片中に残留するδフェライトの性質としては、
δフェライトが巻き取り温度域において容易にγ相に変
態するような不安定な組成のδフェライトであることが
必要である。そのためには、δフェライト中へのフェラ
イト安定化元素（Cr、Si、Mo、Ti等）の濃化を抑制でき
る急冷凝固が行われることが必要であり、そのために
は、鋳片が鋳型壁から離れる時の固相率を65％以上と
し、鋳型から離れた後に等軸晶部（柱状晶部より凝固速
度が遅く、δフェライトの安定化が進んでいる部分）を
少なくすることが重要である。
δフェライトが巻き取り温度域において容易にγ相に変
態するような不安定な組成のδフェライトであることが
必要である。そのためには、δフェライト中へのフェラ
イト安定化元素（Cr、Si、Mo、Ti等）の濃化を抑制でき
る急冷凝固が行われることが必要であり、そのために
は、鋳片が鋳型壁から離れる時の固相率を65％以上と
し、鋳型から離れた後に等軸晶部（柱状晶部より凝固速
度が遅く、δフェライトの安定化が進んでいる部分）を
少なくすることが重要である。
この観点から、本発明者は、各種の鋳造条件下で薄肉鋳
片を鋳造し、δフェライトの消失速度に及ぼす種々の要
因を検討した結果、鋳片の凝固組織がδフェライトの消
失速度に大きく影響することを見出した。すなわち、同
一の鋳片焼鈍条件に対して、鋳片の急冷凝固組織である
柱状晶部分は等軸晶部分に比べてδフェライトの消失速
度がかなり速いことが明らかになった。
片を鋳造し、δフェライトの消失速度に及ぼす種々の要
因を検討した結果、鋳片の凝固組織がδフェライトの消
失速度に大きく影響することを見出した。すなわち、同
一の鋳片焼鈍条件に対して、鋳片の急冷凝固組織である
柱状晶部分は等軸晶部分に比べてδフェライトの消失速
度がかなり速いことが明らかになった。
第２図に、JIS SUS304ステンレス鋼について、鋳造条件
を種々に変化させることによって鋳片の凝固組織に占め
る柱状晶の割合（柱状晶率）を変化させ、得られた鋳片
を同一の条件（800℃×60分）で焼鈍したものから製造
した薄板製品の伸びを測定した結果の代表例を示す。同
図から明らかなように、鋳片の柱状晶率の増加に伴って
薄板製品の伸びが向上し、特に柱状晶率が65％以上にな
ると著しく優れた伸び値が得られることが明らかになっ
た。すなわち、鋳片を高温で巻き取ってδフェライトを
消すと共に、δフェライトの消失速度を上げるために固
相率を65％以上として、より低い温度の焼鈍でもδフェ
ライトが短時間で消失するようにすれば更に望ましい。
を種々に変化させることによって鋳片の凝固組織に占め
る柱状晶の割合（柱状晶率）を変化させ、得られた鋳片
を同一の条件（800℃×60分）で焼鈍したものから製造
した薄板製品の伸びを測定した結果の代表例を示す。同
図から明らかなように、鋳片の柱状晶率の増加に伴って
薄板製品の伸びが向上し、特に柱状晶率が65％以上にな
ると著しく優れた伸び値が得られることが明らかになっ
た。すなわち、鋳片を高温で巻き取ってδフェライトを
消すと共に、δフェライトの消失速度を上げるために固
相率を65％以上として、より低い温度の焼鈍でもδフェ
ライトが短時間で消失するようにすれば更に望ましい。
以下に、実施例によって本発明を更に詳細に説明する。
第１表に示す、18％Cr−８％Niステンレス鋼を基本組成
とする各種のオーステナイト系ステンレス鋼を溶製し、
内部水冷式のツインドラム方式の連続鋳造機によって厚
さ2mmの鋳片に鋳造した。鋳片がドラムから離れる時の
固相率（柱状晶率）はドラムギャップを調整することに
よって80〜60％になるように抑制した。
とする各種のオーステナイト系ステンレス鋼を溶製し、
内部水冷式のツインドラム方式の連続鋳造機によって厚
さ2mmの鋳片に鋳造した。鋳片がドラムから離れる時の
固相率（柱状晶率）はドラムギャップを調整することに
よって80〜60％になるように抑制した。
得られた鋳片を1100℃×3sec.の焼鈍後、酸洗し、50％
冷間圧延し、焼鈍した後、伸び率１％の調質圧延を行っ
て薄板製品とした。
冷間圧延し、焼鈍した後、伸び率１％の調質圧延を行っ
て薄板製品とした。
比較のために、固相率を60％とし、700℃または400℃で
巻き取りを行った鋳片からも同様の手順で薄板製品を製
造した。
巻き取りを行った鋳片からも同様の手順で薄板製品を製
造した。
実施例（サンプルＡ、Ｂ、Ｃ）および比較例（サンプル
Ｄ、Ｅ）について、薄板製品の結晶粒度（G.S.N.）、伸
びおよび表面品質を評価した結果を第２表に示す。
Ｄ、Ｅ）について、薄板製品の結晶粒度（G.S.N.）、伸
びおよび表面品質を評価した結果を第２表に示す。
本発明の方法によって製造した薄板製品は、製品粒度G.
S.N.が8.0％以下であり、伸びが50％以上であり実用上
必要な値（48％以上）を十分に満たし、かつ表面品質も
ローピング高さ0.2μｍ以下であり実用上十分な値であ
った。
S.N.が8.0％以下であり、伸びが50％以上であり実用上
必要な値（48％以上）を十分に満たし、かつ表面品質も
ローピング高さ0.2μｍ以下であり実用上十分な値であ
った。
これに対して、本発明の巻き取り温度を満たさない比較
例は、製品粒度G.S.N.が10.5（Ｄ）、9.6（Ｅ）と細粒
組織であり、この粒度に対応して表面品質は良好である
ものの、伸びが43％（Ｄ）、45％（Ｅ）であり実用上十
分な値が得られなかった。
例は、製品粒度G.S.N.が10.5（Ｄ）、9.6（Ｅ）と細粒
組織であり、この粒度に対応して表面品質は良好である
ものの、伸びが43％（Ｄ）、45％（Ｅ）であり実用上十
分な値が得られなかった。
〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明によれば、鋳造過程から熱
間圧延を経ずに直接冷間圧延過程を行う連続鋳造による
製造方法において、高温・長時間の焼鈍を必要とせず鋳
片の残留δフェライトを十分に消失させることにより、
実用上十分な表面品質を確保しながら加工性の優れたCr
−Ni系ステンレス鋼薄板を製造することができる。これ
により、100mm程度までの厚肉鋳片を熱間圧延していた
従来の方法に比べて、製造コストを著しく低減した、極
めて高い生産性のCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法
が実現される。
間圧延を経ずに直接冷間圧延過程を行う連続鋳造による
製造方法において、高温・長時間の焼鈍を必要とせず鋳
片の残留δフェライトを十分に消失させることにより、
実用上十分な表面品質を確保しながら加工性の優れたCr
−Ni系ステンレス鋼薄板を製造することができる。これ
により、100mm程度までの厚肉鋳片を熱間圧延していた
従来の方法に比べて、製造コストを著しく低減した、極
めて高い生産性のCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法
が実現される。
第１図は、鋳片の巻き取り温度と薄板製品のローピング
高さおよび伸びとの関係を示すグラフ、および 第２図は、鋳片の柱状晶率と製品薄板の伸びとの関係の
代表例を示すグラフである。
高さおよび伸びとの関係を示すグラフ、および 第２図は、鋳片の柱状晶率と製品薄板の伸びとの関係の
代表例を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ス
テンレス鋼から、鋳型が鋳片と同期して移動する連続鋳
造法によって、厚さ6mm以下の鋳片を鋳造し、熱間圧延
をせずに直接冷間圧延を行って薄板製品を製造する方法
において、鋳造直後の鋳片を800℃以上1200℃以下の温
度で巻き取った後に、焼鈍、酸洗、および冷間圧延を施
し、焼鈍後酸洗を行う最終焼鈍または光輝焼鈍による最
終焼鈍を行ってから調質圧延を行って薄板製品とするこ
とを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系ステン
レス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項２】鋳型壁から離れる時の鋳片の固相率を65％
以上として鋳造を行うことを特徴とする請求項１記載の
方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006371A JPH0794691B2 (ja) | 1990-01-17 | 1990-01-17 | 表面品質と材質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| EP91902761A EP0463182B2 (en) | 1990-01-17 | 1991-01-17 | METHOD OF MANUFACTURING Cr-Ni STAINLESS STEEL SHEET EXCELLENT IN SURFACE QUALITY AND MATERIAL THEREOF |
| DE69111142T DE69111142T2 (de) | 1990-01-17 | 1991-01-17 | Verfahren zur herstellung von rostfreien cr-ni-stahlblech mit hervorragender oberflächenqualität und so hergestelltes material. |
| KR1019910701138A KR930011743B1 (ko) | 1990-01-17 | 1991-01-17 | 표면품질 및 개질이 우수한 Cr-Ni계 스테인레스강 박판의 제조방법 |
| PCT/JP1991/000042 WO1991010517A1 (fr) | 1990-01-17 | 1991-01-17 | PROCEDE POUR FABRIQUER DE LA TOLE EN ACIER INOXYDABLE Cr-Ni PRESENTANT UNE EXCELLENTE QUALITE DE SURFACE, ET MATERIAU AINSI OBTENU |
| US07/761,920 US5188681A (en) | 1990-01-17 | 1991-01-17 | Process for manufacturing thin strip or sheet of cr-ni-base stainless steel having excellent surface quality and material quality |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006371A JPH0794691B2 (ja) | 1990-01-17 | 1990-01-17 | 表面品質と材質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03211236A JPH03211236A (ja) | 1991-09-17 |
| JPH0794691B2 true JPH0794691B2 (ja) | 1995-10-11 |
Family
ID=11636512
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006371A Expired - Lifetime JPH0794691B2 (ja) | 1990-01-17 | 1990-01-17 | 表面品質と材質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0794691B2 (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62176649A (ja) * | 1986-01-28 | 1987-08-03 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | ロ−ピングのないフエライト系ステンレス鋼薄板帯の製造方法 |
| JPH0730404B2 (ja) * | 1986-06-19 | 1995-04-05 | 新日本製鐵株式会社 | 表面特性と材質のすぐれたオ−ステナイト系ステンレス鋼薄板の新製造法 |
-
1990
- 1990-01-17 JP JP2006371A patent/JPH0794691B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03211236A (ja) | 1991-09-17 |
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