JPH09184013A - 耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH09184013A JPH09184013A JP35243995A JP35243995A JPH09184013A JP H09184013 A JPH09184013 A JP H09184013A JP 35243995 A JP35243995 A JP 35243995A JP 35243995 A JP35243995 A JP 35243995A JP H09184013 A JPH09184013 A JP H09184013A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高濃度かつ高温度の硝酸中での耐粒界腐食性
に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０.０２％以下、Ｓｉ：０.４％以
下、Ｍｎ：２.０％以下、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.
０１５％以下、Ｎｉ：１９〜２２.５％、Ｃｒ：２４〜
２６％、Ｍｏ：１.９〜２.３％、Ｎ：０.１０〜０.１４
％を含有し，残部がＦｅからなるオーステナイト系ステ
ンレス鋼の連続鋳造スラブを圧下率２０％〜６０％の中
間圧延した後１２３０℃〜１２７０℃で４時間以上加熱
後冷却し、再加熱して所定の板厚までの圧延を施し、さ
らに１０３０℃〜１１００℃で１０分以上加熱し水冷す
る。
に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０.０２％以下、Ｓｉ：０.４％以
下、Ｍｎ：２.０％以下、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.
０１５％以下、Ｎｉ：１９〜２２.５％、Ｃｒ：２４〜
２６％、Ｍｏ：１.９〜２.３％、Ｎ：０.１０〜０.１４
％を含有し，残部がＦｅからなるオーステナイト系ステ
ンレス鋼の連続鋳造スラブを圧下率２０％〜６０％の中
間圧延した後１２３０℃〜１２７０℃で４時間以上加熱
後冷却し、再加熱して所定の板厚までの圧延を施し、さ
らに１０３０℃〜１１００℃で１０分以上加熱し水冷す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、６５％沸騰硝酸溶
液のような高濃度かつ高温度の硝酸溶液中での耐食性に
優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の
製造方法に関するものである。
液のような高濃度かつ高温度の硝酸溶液中での耐食性に
優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に硝酸中でのオーステナイト系ステ
ンレス鋼の腐食は、Ｃｒ炭化物の粒界析出に伴うＣｒ欠
乏層生成による粒界鋭敏化による粒界腐食であり、この
対策として低Ｃ化などの措置が施されている。特に６５
％沸騰硝酸溶液中のような高濃度かつ高温度の硝酸溶液
中におけるオーステナイト系ステンレス鋼の粒界腐食に
ついては、粒界に析出したＰ化合物（Ｎｉ3Ｐ2）自身が
溶解することによる腐食機構が報告されており（鉄と
鋼、Ｖｏｌ.７９，ｐ７１３，日本鉄鋼協会発行）、こ
の対策として特開平３−１９７６１９号公報に低Ｐ化か
つＰの偏析拡散を要旨としたオーステナイト系ステンレ
ス鋼の製造方法が開示されている。さらに鋼中にＭｏを
含有すると、このＰ化物以外にＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｍ
ｏ）、χ相（Ｆｅ18Ｃｒ6Ｍｏ5）といったＭｏとＦｅの
金属間化合物が粒界に層状に析出し、これら自身が溶解
することに起因する腐食機構が報告されている（材料と
環境、Ｖｏｌ．４２，ｐ７００，腐食防食協会発行）。
ンレス鋼の腐食は、Ｃｒ炭化物の粒界析出に伴うＣｒ欠
乏層生成による粒界鋭敏化による粒界腐食であり、この
対策として低Ｃ化などの措置が施されている。特に６５
％沸騰硝酸溶液中のような高濃度かつ高温度の硝酸溶液
中におけるオーステナイト系ステンレス鋼の粒界腐食に
ついては、粒界に析出したＰ化合物（Ｎｉ3Ｐ2）自身が
溶解することによる腐食機構が報告されており（鉄と
鋼、Ｖｏｌ.７９，ｐ７１３，日本鉄鋼協会発行）、こ
の対策として特開平３−１９７６１９号公報に低Ｐ化か
つＰの偏析拡散を要旨としたオーステナイト系ステンレ
ス鋼の製造方法が開示されている。さらに鋼中にＭｏを
含有すると、このＰ化物以外にＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｍ
ｏ）、χ相（Ｆｅ18Ｃｒ6Ｍｏ5）といったＭｏとＦｅの
金属間化合物が粒界に層状に析出し、これら自身が溶解
することに起因する腐食機構が報告されている（材料と
環境、Ｖｏｌ．４２，ｐ７００，腐食防食協会発行）。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｍｏを含むオーステナ
イト系ステンレス鋼は高濃度かつ高温度の硝酸溶液中で
粒界に析出したＬａｖｅｓ相やχ相自身の溶解による粒
界腐食を生じ、低Ｃ化、低Ｐ化およびＰの偏析拡散とい
った従来の方法では、粒界腐食の発生を完全に阻止する
ことが出来ない。この問題を解決するために、Ｌａｖｅ
ｓ相やχ相の粒界析出を阻止するＭｏ含有オーステナイ
ト系ステンレス鋼の製造方法の開発が望まれている。本
発明は、かかる課題の解決を図ろうというものである。
イト系ステンレス鋼は高濃度かつ高温度の硝酸溶液中で
粒界に析出したＬａｖｅｓ相やχ相自身の溶解による粒
界腐食を生じ、低Ｃ化、低Ｐ化およびＰの偏析拡散とい
った従来の方法では、粒界腐食の発生を完全に阻止する
ことが出来ない。この問題を解決するために、Ｌａｖｅ
ｓ相やχ相の粒界析出を阻止するＭｏ含有オーステナイ
ト系ステンレス鋼の製造方法の開発が望まれている。本
発明は、かかる課題の解決を図ろうというものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高濃度か
つ高温度の硝酸溶液中でＭｏを含むオーステナイト系ス
テンレス鋼の耐粒界腐食生を向上させるためには、連続
鋳造鋳片を圧下率２０％〜６０％の中間圧延することで
予歪みを導入し、Ｍｏ偏析が拡散する経路を増加させて
おき、その後１２３０℃〜１２７０℃の温度範囲で４時
間以上加熱し冷却することによりＭｏ偏析を十分に拡散
させ、その後に鋳片を再加熱して所定の板厚まで熱延し
た後に、１０３０℃〜１１００℃の温度範囲で１０分以
上加熱し水冷することによりさらにＭｏ偏析を拡散さ
せ、Ｌａｖｅｓ相やχ相の粒界析出を阻止し、粒界腐食
を低減することが可能であるとの知見を得、本発明を完
成した。
つ高温度の硝酸溶液中でＭｏを含むオーステナイト系ス
テンレス鋼の耐粒界腐食生を向上させるためには、連続
鋳造鋳片を圧下率２０％〜６０％の中間圧延することで
予歪みを導入し、Ｍｏ偏析が拡散する経路を増加させて
おき、その後１２３０℃〜１２７０℃の温度範囲で４時
間以上加熱し冷却することによりＭｏ偏析を十分に拡散
させ、その後に鋳片を再加熱して所定の板厚まで熱延し
た後に、１０３０℃〜１１００℃の温度範囲で１０分以
上加熱し水冷することによりさらにＭｏ偏析を拡散さ
せ、Ｌａｖｅｓ相やχ相の粒界析出を阻止し、粒界腐食
を低減することが可能であるとの知見を得、本発明を完
成した。
【０００５】すなわち、本発明の要旨は、重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下 Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：２．０％以下 Ｐ ：０．０２％以下 Ｓ ：０．０１５％以下 Ｎｉ：１９〜２２．５％ Ｃｒ：２４〜２６％ Ｍｏ：１．９〜２．３％ Ｎ ：０．１０〜０．１４％ を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるオ
ーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片を圧下率２
０％〜６０％の中間圧延した後１２３０℃〜１２７０℃
の温度範囲で４時間以上加熱した後冷却し、その後再加
熱して目的板厚までの熱間圧延を施し、さらに１０３０
℃〜１１００℃の温度範囲で１０分以上加熱し水冷する
ことを特徴とした、耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オー
ステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法、である。
ーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片を圧下率２
０％〜６０％の中間圧延した後１２３０℃〜１２７０℃
の温度範囲で４時間以上加熱した後冷却し、その後再加
熱して目的板厚までの熱間圧延を施し、さらに１０３０
℃〜１１００℃の温度範囲で１０分以上加熱し水冷する
ことを特徴とした、耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オー
ステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法、である。
【０００６】連続鋳造鋳片を圧下率２０％〜６０％の中
間圧延することにより、圧延予歪みを鋳片に導入する。
この歪みにより、Ｍｏ偏析が拡散するための経路を増大
させることが出来る。この後１２３０℃〜１２７０℃の
温度範囲で４時間以上加熱し冷却することによりＭｏ偏
析が拡散される。その後鋳片を再加熱して所定の板厚ま
で熱延し、その後に１０３０℃〜１１００℃の温度範囲
で１０分以上加熱し水冷することでさらにＭｏ偏析が拡
散される。この効果によりＬａｖｅｓ相やχ相の粒界析
出を阻止し、高濃度かつ高温度の硝酸溶液中においても
粒界腐食を低減することが出来る。
間圧延することにより、圧延予歪みを鋳片に導入する。
この歪みにより、Ｍｏ偏析が拡散するための経路を増大
させることが出来る。この後１２３０℃〜１２７０℃の
温度範囲で４時間以上加熱し冷却することによりＭｏ偏
析が拡散される。その後鋳片を再加熱して所定の板厚ま
で熱延し、その後に１０３０℃〜１１００℃の温度範囲
で１０分以上加熱し水冷することでさらにＭｏ偏析が拡
散される。この効果によりＬａｖｅｓ相やχ相の粒界析
出を阻止し、高濃度かつ高温度の硝酸溶液中においても
粒界腐食を低減することが出来る。
【０００７】次に本発明の限定理由について述べる。
【０００８】本発明対象の成分含有量を限定した理由
は、以下の通りである。
は、以下の通りである。
【０００９】Ｃ：０．０２％を越えて含有すると、Ｃｒ
炭化物の粒界析出に伴う溶接熱影響部の耐食性劣化が生
じやすくなることから、その上限を０．０２％とした。
炭化物の粒界析出に伴う溶接熱影響部の耐食性劣化が生
じやすくなることから、その上限を０．０２％とした。
【００１０】Ｓｉ：脱酸材として添加するほかに固溶強
化によって強度を増大する元素であるが、０．４％を越
えて含有すると溶接時の高温割れ性、凝固時のＮ固溶量
を低下させ、またＬａｖｅｓ相の析出を促進させる元素
でもあることから、その上限を０．４％とした。
化によって強度を増大する元素であるが、０．４％を越
えて含有すると溶接時の高温割れ性、凝固時のＮ固溶量
を低下させ、またＬａｖｅｓ相の析出を促進させる元素
でもあることから、その上限を０．４％とした。
【００１１】Ｍｎ：脱酸材として添加するほか、Ｎの溶
解度を増加させる元素であるが、２．０％を越えて含有
すると、耐食性、熱間加工性を損なうので、その上限を
２．０％とした。
解度を増加させる元素であるが、２．０％を越えて含有
すると、耐食性、熱間加工性を損なうので、その上限を
２．０％とした。
【００１２】Ｐ：０．０２％を越えて含有すると、Ｎｉ
−Ｐ化物の形成を促進させ、耐食性劣化が生じやすくな
ることから、その上限を０．０２％とした。
−Ｐ化物の形成を促進させ、耐食性劣化が生じやすくな
ることから、その上限を０．０２％とした。
【００１３】Ｓ：０．０１５％を越えて含有すると、Ｍ
ｎＳなどの硫化物の形成を促進させ、耐食性劣化が生じ
やすくなることから、その上限を０．０１５％とした。
ｎＳなどの硫化物の形成を促進させ、耐食性劣化が生じ
やすくなることから、その上限を０．０１５％とした。
【００１４】Ｎｉ：オーステナイト系ステンレス鋼の基
本元素であり、優れた耐食性と安定したオーステナイト
組織を得るために、少なくとも１９％以上の含有が必要
である。しかし２２．５％を越えて含有しても、要求さ
れる耐食性はすでに十分満足しており、単に合金コスト
の増大を招くのみであることから、その上限を２２．５
％とした。
本元素であり、優れた耐食性と安定したオーステナイト
組織を得るために、少なくとも１９％以上の含有が必要
である。しかし２２．５％を越えて含有しても、要求さ
れる耐食性はすでに十分満足しており、単に合金コスト
の増大を招くのみであることから、その上限を２２．５
％とした。
【００１５】Ｃｒ：ステンレス鋼の基本元素であり、優
れた耐食性と安定したオーステナイト組織を得るために
少なくとも２４％以上の含有が必要である。しかし、２
６％を越えて含有しても、要求される耐食性はすでに十
分に満足しており、単に合金コストの増大を招くのみで
あることから、その上限を２６％とした。
れた耐食性と安定したオーステナイト組織を得るために
少なくとも２４％以上の含有が必要である。しかし、２
６％を越えて含有しても、要求される耐食性はすでに十
分に満足しており、単に合金コストの増大を招くのみで
あることから、その上限を２６％とした。
【００１６】Ｍｏ：耐食性の向上に極めて有効な元素で
あり、特に孔食の発生を抑制する作用を有するために、
少なくとも１．９％以上含有する必要がある。しかし、
２．３％を越えて含有するとＬａｖｅｓ相の析出を促進
させるとともに合金コストの増大を招くことから、その
上限を２．３％とした。
あり、特に孔食の発生を抑制する作用を有するために、
少なくとも１．９％以上含有する必要がある。しかし、
２．３％を越えて含有するとＬａｖｅｓ相の析出を促進
させるとともに合金コストの増大を招くことから、その
上限を２．３％とした。
【００１７】Ｎ：０．１４％を越えて含有すると熱間加
工性が低下するとともに、凝固時、溶接時にブローホー
ルが発生しやすくなるので、その上限を０．１４％とし
た。また、０．１０％未満までその含有量を低減させよ
うとすると溶製コストの増大を招くため、その下限を
０．１０％とした。
工性が低下するとともに、凝固時、溶接時にブローホー
ルが発生しやすくなるので、その上限を０．１４％とし
た。また、０．１０％未満までその含有量を低減させよ
うとすると溶製コストの増大を招くため、その下限を
０．１０％とした。
【００１８】連続鋳造鋳片を圧下率２０％以上６０％未
満で中間圧延する必要がある。中間圧延の圧下率が２０
％未満ではＭｏ偏析が拡散する経路を増大させるような
圧延歪みが十分鋳片に導入されないからである。また、
６０％を越える圧下率で圧延すると、鋳片に耳割れなど
の割れが生じてしまうからである。
満で中間圧延する必要がある。中間圧延の圧下率が２０
％未満ではＭｏ偏析が拡散する経路を増大させるような
圧延歪みが十分鋳片に導入されないからである。また、
６０％を越える圧下率で圧延すると、鋳片に耳割れなど
の割れが生じてしまうからである。
【００１９】中間圧延後に１２３０℃以上１２７０℃以
下の温度範囲に加熱する必要がある。加熱温度が１２３
０℃未満であると、Ｍｏ偏析が十分に拡散しないためで
ある。また１２７０℃を超える温度に加熱すると、結晶
粒の成長により鋼板の強度が低下するためである。また
このような温度範囲に加熱した場合でも保持時間が４時
間未満であると、Ｍｏ偏析が十分に拡散しないため、保
持時間を４時間以上とした。
下の温度範囲に加熱する必要がある。加熱温度が１２３
０℃未満であると、Ｍｏ偏析が十分に拡散しないためで
ある。また１２７０℃を超える温度に加熱すると、結晶
粒の成長により鋼板の強度が低下するためである。また
このような温度範囲に加熱した場合でも保持時間が４時
間未満であると、Ｍｏ偏析が十分に拡散しないため、保
持時間を４時間以上とした。
【００２０】鋳片を再加熱し目的板厚までの熱間圧延を
施した後に施す熱処理の温度は１０３０℃以上１１００
℃以下とする必要がある。熱処理温度が１０３０℃未満
であると金属組織を均一に再結晶化させることが困難で
あるとともに、Ｍｏ偏析が十分に拡散しないためであ
る。また１１００℃を超える温度範囲で熱処理を施す
と、結晶粒の成長により鋼板強度が低下するためであ
る。またこのような温度範囲に加熱した場合でも保持時
間が１０分未満であると金属組織が均一に再結晶しない
ため、保持時間を１０分以上とした。さらに熱処理後水
冷する必要がある。冷却速度が水冷未満であれば、Ｃｒ
炭化物の粒界析出に伴う鋭敏化により耐食性が劣化する
ためである。
施した後に施す熱処理の温度は１０３０℃以上１１００
℃以下とする必要がある。熱処理温度が１０３０℃未満
であると金属組織を均一に再結晶化させることが困難で
あるとともに、Ｍｏ偏析が十分に拡散しないためであ
る。また１１００℃を超える温度範囲で熱処理を施す
と、結晶粒の成長により鋼板強度が低下するためであ
る。またこのような温度範囲に加熱した場合でも保持時
間が１０分未満であると金属組織が均一に再結晶しない
ため、保持時間を１０分以上とした。さらに熱処理後水
冷する必要がある。冷却速度が水冷未満であれば、Ｃｒ
炭化物の粒界析出に伴う鋭敏化により耐食性が劣化する
ためである。
【００２１】
【実施例】表１に示すオーステナイト系ステンレス鋼を
電気炉にて溶製した後、鋳型厚みが１４０ｍｍの垂直型
連続鋳造機にて電磁攪拌をかけながら連続鋳造鋳片を鋳
造した。
電気炉にて溶製した後、鋳型厚みが１４０ｍｍの垂直型
連続鋳造機にて電磁攪拌をかけながら連続鋳造鋳片を鋳
造した。
【００２２】
【表１】 この鋳片を１１８０℃に加熱し、板厚７０ｍｍまで中間
圧延を施した（圧下率５０％）。鋳片温度が室温まで低
下した後、１２５０℃に再加熱し、８時間の均熱処理を
施し、室温まで空冷した。その後鋳片を１１８０℃に再
加熱し、板厚６ｍｍまで熱間圧延を施した。鋼板温度が
室温まで低下した後、１０５０℃に再加熱し、１５分加
熱した後水冷した。各工程におけるＭｏ偏析度をＥＰＭ
Ａ装置で測定した結果を図１に示す。ここで偏析度と
は、板厚全域にわたりＭｏ濃度を測定した際の、（Ｍｏ
濃度最大値）／（Ｍｏ濃度最小値）のことである。図１
には比較例として、中間圧延後の均熱処理を省略して製
造した場合のＭｏ偏析度も併記した。本発明方法で製造
することにより効果的にＭｏの偏析が拡散する。これら
の製造方法により製造した板厚６ｍｍの鋼板の板厚表面
部、１／４厚部、中心部より試験片を切り出し、ＪＩＳ
Ｇ０５７３に規定のステンレス鋼の６５％硝酸腐食試
験方法にて耐食性試験した結果を図２に示す。本発明法
で製造することにより、板厚各部にわたり高濃度かつ高
温度の硝酸溶液中で耐食性に優れた鋼板を得ることがで
きる。
圧延を施した（圧下率５０％）。鋳片温度が室温まで低
下した後、１２５０℃に再加熱し、８時間の均熱処理を
施し、室温まで空冷した。その後鋳片を１１８０℃に再
加熱し、板厚６ｍｍまで熱間圧延を施した。鋼板温度が
室温まで低下した後、１０５０℃に再加熱し、１５分加
熱した後水冷した。各工程におけるＭｏ偏析度をＥＰＭ
Ａ装置で測定した結果を図１に示す。ここで偏析度と
は、板厚全域にわたりＭｏ濃度を測定した際の、（Ｍｏ
濃度最大値）／（Ｍｏ濃度最小値）のことである。図１
には比較例として、中間圧延後の均熱処理を省略して製
造した場合のＭｏ偏析度も併記した。本発明方法で製造
することにより効果的にＭｏの偏析が拡散する。これら
の製造方法により製造した板厚６ｍｍの鋼板の板厚表面
部、１／４厚部、中心部より試験片を切り出し、ＪＩＳ
Ｇ０５７３に規定のステンレス鋼の６５％硝酸腐食試
験方法にて耐食性試験した結果を図２に示す。本発明法
で製造することにより、板厚各部にわたり高濃度かつ高
温度の硝酸溶液中で耐食性に優れた鋼板を得ることがで
きる。
【００２３】
【発明の効果】本発明により、高濃度かつ高温度の硝酸
溶液中での耐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ス
テンレス熱延鋼板の製造が可能となった。本発明の産業
上への貢献、意義は極めて多大なものである。
溶液中での耐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ス
テンレス熱延鋼板の製造が可能となった。本発明の産業
上への貢献、意義は極めて多大なものである。
【図１】製造工程各部におけるＭｏの偏析度を測定して
結果を示す図である。
結果を示す図である。
【図２】ステンレス鋼の６５％硝酸腐食試験結果（ＪＩ
Ｓ Ｇ０５７３）を示す図である。
Ｓ Ｇ０５７３）を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 田中 郁雄 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 高橋 良輔 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下 Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：２．０％以下 Ｐ ：０．０２％以下 Ｓ ：０．０１５％以下 Ｎｉ：１９〜２２．５％ Ｃｒ：２４〜２６％ Ｍｏ：１．９〜２．３％ Ｎ ：０．１０〜０．１４％ を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるオ
ーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片を圧下率２
０％〜６０％の中間圧延した後１２３０℃〜１２７０℃
の温度範囲で４時間以上加熱した後冷却し、その後再加
熱して目的板厚までの熱間圧延を施し、さらに１０３０
℃〜１１００℃の温度範囲で１０分以上加熱し水冷する
ことを特徴とした、耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オー
ステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35243995A JPH09184013A (ja) | 1995-12-28 | 1995-12-28 | 耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35243995A JPH09184013A (ja) | 1995-12-28 | 1995-12-28 | 耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09184013A true JPH09184013A (ja) | 1997-07-15 |
Family
ID=18424089
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35243995A Withdrawn JPH09184013A (ja) | 1995-12-28 | 1995-12-28 | 耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09184013A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010071872A (ja) * | 2008-09-19 | 2010-04-02 | Nippon Steel Corp | 鋳片の偏析分析方法 |
| JP4530112B1 (ja) * | 2009-03-27 | 2010-08-25 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| WO2012176802A1 (ja) * | 2011-06-24 | 2012-12-27 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
-
1995
- 1995-12-28 JP JP35243995A patent/JPH09184013A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010071872A (ja) * | 2008-09-19 | 2010-04-02 | Nippon Steel Corp | 鋳片の偏析分析方法 |
| JP4530112B1 (ja) * | 2009-03-27 | 2010-08-25 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| WO2010110003A1 (ja) * | 2009-03-27 | 2010-09-30 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| WO2012176802A1 (ja) * | 2011-06-24 | 2012-12-27 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
| JP5201297B2 (ja) * | 2011-06-24 | 2013-06-05 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
| CN103620076A (zh) * | 2011-06-24 | 2014-03-05 | 新日铁住金株式会社 | 奥氏体系不锈钢以及奥氏体系不锈钢材的制造方法 |
| EP2725113A4 (en) * | 2011-06-24 | 2014-11-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | METHOD FOR PRODUCING A STAINLESS STEEL STAINLESS STEEL AND STAINLESS STEEL MATERIAL OF STAINLESS STEEL |
| US9506126B2 (en) | 2011-06-24 | 2016-11-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Austenitic stainless steel and method for producing austenitic stainless steel material |
| RU2618021C1 (ru) * | 2011-06-24 | 2017-05-02 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Аустенитная нержавеющая сталь и способ получения материала из аустенитной нержавеющей стали |
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