JPS62192530A - 高Ｃｒ・高Ｍｏオ−ステナイトステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
高Ｃｒ・高Ｍｏオ−ステナイトステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPS62192530A JPS62192530A JP61031954A JP3195486A JPS62192530A JP S62192530 A JPS62192530 A JP S62192530A JP 61031954 A JP61031954 A JP 61031954A JP 3195486 A JP3195486 A JP 3195486A JP S62192530 A JPS62192530 A JP S62192530A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
「発明の目的」
本発明は高Ｃｒ ・高Ｍｏオーステナイトステンレス
鋼板の製造方法に係り、熱間圧延後に１０１０〜１１５
０℃の最終熱処理を行っても優れた高耐食性、高延靭性
を有する板厚４〜１００關のステンレス鋼板を製造しよ
うとするものである。
鋼板の製造方法に係り、熱間圧延後に１０１０〜１１５
０℃の最終熱処理を行っても優れた高耐食性、高延靭性
を有する板厚４〜１００關のステンレス鋼板を製造しよ
うとするものである。
産業上の利用分野
ケミカルタンカーや核融合炉用材料などのより高度の耐
食性を有し、しかも構造部材としての強度、靭性に優れ
たオーステナイトステンレス鋼の製造技術。
食性を有し、しかも構造部材としての強度、靭性に優れ
たオーステナイトステンレス鋼の製造技術。
従来の技術
オーステナイトステンレス鋼（以下ステンレス鋼という
）はその耐食性を活用して化工機、塔槽類、装飾品など
の広汎な用途に供されているが、最近ではケミカルタン
カー、核融合炉用材料などのように前記用途より一層耐
食性を有し、しかも構造部材としての強度、靭性も要求
されることが多くなってきている。このためステンレス
鋼の組成は斯かる耐食性向上のためにＣｒ、Ｍｏ量を増
加し、且つ強度上昇のためにＮの添加などがなされる方
向にある。
）はその耐食性を活用して化工機、塔槽類、装飾品など
の広汎な用途に供されているが、最近ではケミカルタン
カー、核融合炉用材料などのように前記用途より一層耐
食性を有し、しかも構造部材としての強度、靭性も要求
されることが多くなってきている。このためステンレス
鋼の組成は斯かる耐食性向上のためにＣｒ、Ｍｏ量を増
加し、且つ強度上昇のためにＮの添加などがなされる方
向にある。
然して今日におけるステンレス鋼の一般的な製造方法は
電気炉において溶製したものを連続鋳造法あるいは造塊
法によってスラブをつ（す、圧延のために約１１５０℃
以上に加熱して熱間で所定の厚さまで圧延したのち、１
０１０℃以上で最終熱処理を実施する工程である。歩留
りやスラブの運用などから５０龍以上の厚板の製造など
を考１＠すると、厚さ１００ｔｎ以上の大断面のスラブ
を使用することが望ましい。
電気炉において溶製したものを連続鋳造法あるいは造塊
法によってスラブをつ（す、圧延のために約１１５０℃
以上に加熱して熱間で所定の厚さまで圧延したのち、１
０１０℃以上で最終熱処理を実施する工程である。歩留
りやスラブの運用などから５０龍以上の厚板の製造など
を考１＠すると、厚さ１００ｔｎ以上の大断面のスラブ
を使用することが望ましい。
発明が解決しようとする問題点
しかし上記のような従来の技術においてスラブ断面を大
きく厚肉にすると凝固時に鋼塊の内部でＣｒ −ＭＯな
どの元素が濃化したデルタフェライトを形成する。これ
らのデルタフェライトは圧延後の鋼板に残存してシグマ
相をはじめとする第二相の析出を促進する。たとえば１
１５０℃以上ので最終熱処理によって析出物を固溶させ
ても、使用時や溶接などの加熱によって容易に再析出す
る。
きく厚肉にすると凝固時に鋼塊の内部でＣｒ −ＭＯな
どの元素が濃化したデルタフェライトを形成する。これ
らのデルタフェライトは圧延後の鋼板に残存してシグマ
相をはじめとする第二相の析出を促進する。たとえば１
１５０℃以上ので最終熱処理によって析出物を固溶させ
ても、使用時や溶接などの加熱によって容易に再析出す
る。
然してそ丸らの析出物は周囲に局部的なＣｒ、Ｍｏの欠
乏部をつくるので、ステンレス鋼の全面腐食、孔食、Ｃ
ｒ欠乏部に沿う腐食、Ｃｒ欠乏部を起点とする応力腐食
割れなどの原因になるばかりか、その延性、靭性を著し
く劣下する。また析出物の完全固溶には１１５０℃以上
の高温を必要とするため、結晶粒径を粗大化してＮ添力
■による高耐力を低下するばかりか、加工時に肌荒れを
生じて表面の美麗さも１員ねる。
乏部をつくるので、ステンレス鋼の全面腐食、孔食、Ｃ
ｒ欠乏部に沿う腐食、Ｃｒ欠乏部を起点とする応力腐食
割れなどの原因になるばかりか、その延性、靭性を著し
く劣下する。また析出物の完全固溶には１１５０℃以上
の高温を必要とするため、結晶粒径を粗大化してＮ添力
■による高耐力を低下するばかりか、加工時に肌荒れを
生じて表面の美麗さも１員ねる。
「発明の構成」
問題点を解決するための手段
Ｃ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｓｉ ： １． ００ｗＬ
％以下、Ｍｎ：２．００ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０６ｗ
ｔ％以下、Ｓ：０．０３ｗｔ％以下、 Ｎｉ ： １０
．００〜３０．００ｗｔ％、Ｃｒ ： Ｌ６．００〜２
５．００ｗｔ％、Ｍｏ ： ２．００〜６−６−０Ｏ％
、Ｃｕ ： ３．００ｗｔ％以下、 Ｎ：０．３０ｗ
ｔ％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、しかも Ｃｒ 当ｆｆｌ ： Ｌ ８〜２８ｗｔ％、Ｎｉ 当量
： 白、４ＸＣｒ当！ １５．２ｗｔ％）〜（１，４
×Ｃｒ 当ｆｔ ８．２ｗｔ％）を満足する厚みが１
００ｍ以上のオーステナイトステンレススラブをＴ、（
’Ｃ）以上、Ｔｔ （’ｃ）以下の温度でｔ７秒以上１
．秒以下の時間による均熱処理し、その後所定の厚さま
で熱間圧延を実施した後、１０１０〜１１５０℃で最終
熱処理を行うことを特徴とする高Ｃｒ高Ｍｎオーステナ
イトステンレス鋼板の製造方法。
％以下、Ｍｎ：２．００ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０６ｗ
ｔ％以下、Ｓ：０．０３ｗｔ％以下、 Ｎｉ ： １０
．００〜３０．００ｗｔ％、Ｃｒ ： Ｌ６．００〜２
５．００ｗｔ％、Ｍｏ ： ２．００〜６−６−０Ｏ％
、Ｃｕ ： ３．００ｗｔ％以下、 Ｎ：０．３０ｗ
ｔ％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、しかも Ｃｒ 当ｆｆｌ ： Ｌ ８〜２８ｗｔ％、Ｎｉ 当量
： 白、４ＸＣｒ当！ １５．２ｗｔ％）〜（１，４
×Ｃｒ 当ｆｔ ８．２ｗｔ％）を満足する厚みが１
００ｍ以上のオーステナイトステンレススラブをＴ、（
’Ｃ）以上、Ｔｔ （’ｃ）以下の温度でｔ７秒以上１
．秒以下の時間による均熱処理し、その後所定の厚さま
で熱間圧延を実施した後、１０１０〜１１５０℃で最終
熱処理を行うことを特徴とする高Ｃｒ高Ｍｎオーステナ
イトステンレス鋼板の製造方法。
但しＣｒ当！＝％Ｃｒ ＋％Ｍｏ＋ｌ、５Ｘ％Ｓｉ＋０
．５Ｘ（％Ｎｂ＋％Ｔｉ） Ｎｉ当！＝％Ｎｉ ＋３Ｑｘ （％Ｃ十％Ｎ）＋
０．５ Ｘ％Ｍｎ Ｔ、（’Ｃ）＝Ｌ１５Ｑ Ｔｒ （’ｃ） ＝−４５０ｘ （％Ｍｏ ／Ｃｒ当量
）”１２９５ １ｏｇ（Ｌ） ＝ １．２５Ｘ１０’ Ｘ （１／ （
ｔｔ＋２７３）｝−６，２５ ｔ２（秒）＝１．８ＸｌＯ’ （＝５０時間）作用 前記のような成分組成を有する高Ｃｒ、高Ｍ。
．５Ｘ（％Ｎｂ＋％Ｔｉ） Ｎｉ当！＝％Ｎｉ ＋３Ｑｘ （％Ｃ十％Ｎ）＋
０．５ Ｘ％Ｍｎ Ｔ、（’Ｃ）＝Ｌ１５Ｑ Ｔｒ （’ｃ） ＝−４５０ｘ （％Ｍｏ ／Ｃｒ当量
）”１２９５ １ｏｇ（Ｌ） ＝ １．２５Ｘ１０’ Ｘ （１／ （
ｔｔ＋２７３）｝−６，２５ ｔ２（秒）＝１．８ＸｌＯ’ （＝５０時間）作用 前記のような成分組成を有する高Ｃｒ、高Ｍ。
系オーステナイトステンレスＮｔｆｆｌを厚肉の大断面
から製造する際に鋼板内部に顕れる濃縮析出物を該ステ
ンレス鋼の組成に応じた均熱を行ってから熱間圧延して
所定厚さの鋼板とし且つ１０ＩＱ〜１１５０℃で最終熱
処理することにより固溶ないし材質、耐食性に影響を与
えることの少い形態とする。
から製造する際に鋼板内部に顕れる濃縮析出物を該ステ
ンレス鋼の組成に応じた均熱を行ってから熱間圧延して
所定厚さの鋼板とし且つ１０ＩＱ〜１１５０℃で最終熱
処理することにより固溶ないし材質、耐食性に影響を与
えることの少い形態とする。
スラブ厚さを１００龍以上とすることにより板厚２０〜
１００ ｎの厚いステンレス鋼板を歩留り高く、又好ま
しいスラブ運用を以て製造せしめる。
１００ ｎの厚いステンレス鋼板を歩留り高く、又好ま
しいスラブ運用を以て製造せしめる。
実施例
上記したような本発明について更に説明すると本発明者
等は上記したような従来のものにおける問題点を解消す
ることについて検討を重ねた結果、スラブに対しその組
成に応じた均熱処理を実施することにより熱間圧延後に
５ＵＳ３０４ （Ｌ）、３１６（Ｌ）なみの最終熱処理
（１０１０〜１１５０℃）でも優れた高耐食性、高延靭
性を有する板厚４〜１００龍のステンレス鋼板を製造す
ることに成功した。
等は上記したような従来のものにおける問題点を解消す
ることについて検討を重ねた結果、スラブに対しその組
成に応じた均熱処理を実施することにより熱間圧延後に
５ＵＳ３０４ （Ｌ）、３１６（Ｌ）なみの最終熱処理
（１０１０〜１１５０℃）でも優れた高耐食性、高延靭
性を有する板厚４〜１００龍のステンレス鋼板を製造す
ることに成功した。
即ち本発明によるものは、ｗｔ％（以下単に％という）
で、 Ｃ： ０．１０％以下 Ｓｉ：１．００％以下 Ｍｎ：２．００％以下 Ｐ ： ０．０６％以下 Ｓ：０．０３％以下 Ｎｉ：１０．００％以上、３０． Ｏ０％以下Ｃｒ：１
６．００％以上、２５．００％以下Ｍｏ：２．００以上
、６．００％以下 Ｃｕ：３．００％以下 Ｎ ： ０．２０％以下 かつ Ｔｉ：０．０５％以上、ＩＯ×％Ｃ以下Ｎｂ：０．０５
％以上、１０×％Ｃ以下の１種または２種を含有し、残
部が鉄および不可避不純物からなり、下記（１）式およ
び（２）式による％Ｃｒ当量；１８％以上、２８％以下 ％Ｎｉ 当量； （１，４ＸｌＣｒ当１１−１５．２
％）以上、（１，４×Ｃｒ当１−８．２ ％）以下 を満足する厚みが１００ｍ以上の造塊法あるいは連続鋳
造によって製造したオーステナイトステンレス・スラブ
を下記（３）式による’ｒｔ （’ｃ）以上、下記（
４）式による’ｒｔ、（’ｃ）以下の温度で、下記（５
）式の１＋ （秒）以上、下記（６）式によるｔｚ
（秒）以下の条件で均熱処理を実施する。この条件の
もとでの均熱処理は、分塊圧延を要する場合には分塊前
、分塊途中、分塊後のいずれの課程でも実施でき、分塊
圧延を要しない場合には、熱間圧延前あるいは熱間圧延
時のスラブ加熱時に実施できる。
で、 Ｃ： ０．１０％以下 Ｓｉ：１．００％以下 Ｍｎ：２．００％以下 Ｐ ： ０．０６％以下 Ｓ：０．０３％以下 Ｎｉ：１０．００％以上、３０． Ｏ０％以下Ｃｒ：１
６．００％以上、２５．００％以下Ｍｏ：２．００以上
、６．００％以下 Ｃｕ：３．００％以下 Ｎ ： ０．２０％以下 かつ Ｔｉ：０．０５％以上、ＩＯ×％Ｃ以下Ｎｂ：０．０５
％以上、１０×％Ｃ以下の１種または２種を含有し、残
部が鉄および不可避不純物からなり、下記（１）式およ
び（２）式による％Ｃｒ当量；１８％以上、２８％以下 ％Ｎｉ 当量； （１，４ＸｌＣｒ当１１−１５．２
％）以上、（１，４×Ｃｒ当１−８．２ ％）以下 を満足する厚みが１００ｍ以上の造塊法あるいは連続鋳
造によって製造したオーステナイトステンレス・スラブ
を下記（３）式による’ｒｔ （’ｃ）以上、下記（
４）式による’ｒｔ、（’ｃ）以下の温度で、下記（５
）式の１＋ （秒）以上、下記（６）式によるｔｚ
（秒）以下の条件で均熱処理を実施する。この条件の
もとでの均熱処理は、分塊圧延を要する場合には分塊前
、分塊途中、分塊後のいずれの課程でも実施でき、分塊
圧延を要しない場合には、熱間圧延前あるいは熱間圧延
時のスラブ加熱時に実施できる。
均熱処理したスラブはそのまま、あるいは一旦冷却した
のち再加熱し、所定の厚さまで熱間圧延してステンレス
鋼板としたあと、ステンレス鋼板に１０１０℃以上、１
１５０℃以下で最終熱処理を実施する。
のち再加熱し、所定の厚さまで熱間圧延してステンレス
鋼板としたあと、ステンレス鋼板に１０１０℃以上、１
１５０℃以下で最終熱処理を実施する。
％Ｃｒ当量；％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋１．５Ｘ％Ｓｉ＋０．５
．Ｘ（％Ｎｂ＋％Ｔｉ）
（１１％Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋３０Ｘ （％Ｃ十％Ｎ）
＋０．５ Ｘ％Ｍｎく２） Ｔ、 （”Ｃ） ＝１１５０
（３）Ｔｚ （’Ｃ） ＝−４５０Ｘ （％Ｍｏ
／Ｃｒ当景）＋１２Ｑ５（４）Ｌｏｇ（ｔ＋） ＝ １
．２５Ｘ１０’ Ｘ （１／（ｔｚ＋２７３）｝ −６
，２５Ｔ２ ：加熱温度（’Ｃ） ｔｚ （秒） ＝１．８ Ｘ １０’、 （−５０
時間）（６）本発明によるものの鋼成分組成範囲の限定
理由について、ｗｔ％（以下単に％という）で説明する
と以下の如くである。
．Ｘ（％Ｎｂ＋％Ｔｉ）
（１１％Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋３０Ｘ （％Ｃ十％Ｎ）
＋０．５ Ｘ％Ｍｎく２） Ｔ、 （”Ｃ） ＝１１５０
（３）Ｔｚ （’Ｃ） ＝−４５０Ｘ （％Ｍｏ
／Ｃｒ当景）＋１２Ｑ５（４）Ｌｏｇ（ｔ＋） ＝ １
．２５Ｘ１０’ Ｘ （１／（ｔｚ＋２７３）｝ −６
，２５Ｔ２ ：加熱温度（’Ｃ） ｔｚ （秒） ＝１．８ Ｘ １０’、 （−５０
時間）（６）本発明によるものの鋼成分組成範囲の限定
理由について、ｗｔ％（以下単に％という）で説明する
と以下の如くである。
Ｃは、ステンレス鋼の粒界腐食感受性を高める元素であ
るため可能なかぎり低減することが望ましいが、一方に
おいてオーステナイト安定化元素であり、塩化物中での
耐応力腐食割れ性を増すためにも、適当量の含有は必要
である。これらのことからＣの含有量を０．１０％以下
とした。
るため可能なかぎり低減することが望ましいが、一方に
おいてオーステナイト安定化元素であり、塩化物中での
耐応力腐食割れ性を増すためにも、適当量の含有は必要
である。これらのことからＣの含有量を０．１０％以下
とした。
Ｓｉは、脱酸のために必要な元素で、耐酸性の向上にも
有効な元素であるため、含有量を１．００％以下とした
。
有効な元素であるため、含有量を１．００％以下とした
。
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素でもあり、脱酸に有
効な元素であるから、含有量を２．００％以下とした。
効な元素であるから、含有量を２．００％以下とした。
Ｐは、耐粒界腐食感受性と塩化物中での耐応力腐食割れ
性とを高めるためには、少ない方が望ましいが、０．０
６％以下であるなら実用上の問題は少ないので、含有量
を０．０６％以下とした。
性とを高めるためには、少ない方が望ましいが、０．０
６％以下であるなら実用上の問題は少ないので、含有量
を０．０６％以下とした。
Ｓは、良好な熱間加工性と耐孔食性とを維持するため、
含有量を０．０３％以下とした。
含有量を０．０３％以下とした。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を維持するための基本成
分である。耐食性のためには１６．００％以上の含有が
必要であるが、耐食性に対する効果の飽和とその製造性
とを考慮して２５． Ｏ０％を越えないようにした。
分である。耐食性のためには１６．００％以上の含有が
必要であるが、耐食性に対する効果の飽和とその製造性
とを考慮して２５． Ｏ０％を越えないようにした。
Ｎｉは、耐全面腐食・塩化物中での耐応力腐食割れ性に
有効なオーステナイト安定化元素であるが、高価なため
その経済性を考慮して含有量をｔｏ、ｏ。
有効なオーステナイト安定化元素であるが、高価なため
その経済性を考慮して含有量をｔｏ、ｏ。
％以上、３０． Ｏ０％以下とした。
Ｍｏは、耐全面腐食、耐孔食、耐粒界腐食性などを向上
する元素で、２．００％以上は必要であるが、製造性に
悪影響を与えるため、上限を６．００％とし、含有量を
２６００〜６．００％とした。
する元素で、２．００％以上は必要であるが、製造性に
悪影響を与えるため、上限を６．００％とし、含有量を
２６００〜６．００％とした。
Ｃｕは、耐全面腐食性と耐応力腐食割れ性に有効である
が、３．００％を越えると効果は飽和するため含有量を
３．００％以下とした。
が、３．００％を越えると効果は飽和するため含有量を
３．００％以下とした。
Ｎは、０．２％耐力と耐孔食性を増す元素のため、必要
に応じて０．３％まで添加できる。０．３％Ｎを越える
と耐孔食性への効果は飽和するばかりか、さらに溶接性
を劣下する。ｒｉ とＮｂを単独に、あるいは複合して
加える鋼種では、窒化物を形成するなどの材質、耐食性
への悪影響を生じるので０．２％までの添加とする。
に応じて０．３％まで添加できる。０．３％Ｎを越える
と耐孔食性への効果は飽和するばかりか、さらに溶接性
を劣下する。ｒｉ とＮｂを単独に、あるいは複合して
加える鋼種では、窒化物を形成するなどの材質、耐食性
への悪影響を生じるので０．２％までの添加とする。
Ｔｉ とＮｂは、ＣとＮを炭化物・窒化物のかたちで固
定して実質低Ｃ材にすることができ、耐粒界腐食性を向
上するので上記したような元素の他に必要に応じて１種
または２種を添加することができる。このような効果を
目的としてＴｉ 、Ｎｂそれぞれを単独に０．０５％以
上、（１０×％Ｃ）％以下含有させるもので、それぞれ
０．０５％以上でその効果が顕われ、（１０×％Ｃ）％
以上ではその効果が飽和する。
定して実質低Ｃ材にすることができ、耐粒界腐食性を向
上するので上記したような元素の他に必要に応じて１種
または２種を添加することができる。このような効果を
目的としてＴｉ 、Ｎｂそれぞれを単独に０．０５％以
上、（１０×％Ｃ）％以下含有させるもので、それぞれ
０．０５％以上でその効果が顕われ、（１０×％Ｃ）％
以上ではその効果が飽和する。
Ｃｒ当量とＮｔ 当量の限定理由は下記の如くである。
即ち、耐食性の見地からＣｒとＭｏを合わせて１８％以
上のＣｒ当量が必要である。このＣｒとＭｏを主体とす
る当量の増加とともに耐食性は増すが、その効果は２８
％を越すと飽和し、それ以上の添加は耐食性には必要な
く、経済的でないため上限を２８％とした。なおこのＣ
ｒ当量の増加は耐食性を増すが、デルタフェライトの析
出を促進する。
上のＣｒ当量が必要である。このＣｒとＭｏを主体とす
る当量の増加とともに耐食性は増すが、その効果は２８
％を越すと飽和し、それ以上の添加は耐食性には必要な
く、経済的でないため上限を２８％とした。なおこのＣ
ｒ当量の増加は耐食性を増すが、デルタフェライトの析
出を促進する。
一方、Ｎｉ 当量を増すと、凝固時にオーステナイト組
−が安定になり、デルタフェライトの析出を抑制する。
−が安定になり、デルタフェライトの析出を抑制する。
したがって、デルタフェライトの析出はＮｉ 当量とＣ
ｒ当量とで関係づけることができる。すなわち、Ｃｒ当
撤が１８％以上、２８％以下の領域でＮｔ 当量が（１
，４ＸＣｒ当社−８，２％）を越えると、オーステナイ
ト凝固になりデルタフェライトを生じない。しかしＮｉ
当量を増すためにはＣ，Ｎ、Ｍｎなどの添加元素の制
約上、高価なＮｉを使用せざるをえないため、経済的で
はない。また、Ｎｉ 当量が（１，４ＸＣｒ当量−１５
，２％）以下では、どんな最終熱処理を実施しても鋼板
に析出物が残存する。
ｒ当量とで関係づけることができる。すなわち、Ｃｒ当
撤が１８％以上、２８％以下の領域でＮｔ 当量が（１
，４ＸＣｒ当社−８，２％）を越えると、オーステナイ
ト凝固になりデルタフェライトを生じない。しかしＮｉ
当量を増すためにはＣ，Ｎ、Ｍｎなどの添加元素の制
約上、高価なＮｉを使用せざるをえないため、経済的で
はない。また、Ｎｉ 当量が（１，４ＸＣｒ当量−１５
，２％）以下では、どんな最終熱処理を実施しても鋼板
に析出物が残存する。
次にスラブ１￥さは１００８８以上とすることが必要で
ある。即ち板厚２０〜１００龍の厚いステンレス鋼板を
製造するには厚さ１００關以上のスラブが必要であり、
厚い大断面のスラブはど歩留りおよびスラブ運用が向上
する。然して厚さｌ００鶴以上のスラブではＣｒ、Ｍｏ
などのデルタフェライト析出を促進する元素の局部濃化
が発生し、ステンレス鋼板としたときの延靭性、耐食性
を損う析出物が生ずるので本発明による特別な製造法を
採用することが必要であり、厚さ１００ ｍｍ未満のス
ラブではこのような問題はなく、従来法で十分である。
ある。即ち板厚２０〜１００龍の厚いステンレス鋼板を
製造するには厚さ１００關以上のスラブが必要であり、
厚い大断面のスラブはど歩留りおよびスラブ運用が向上
する。然して厚さｌ００鶴以上のスラブではＣｒ、Ｍｏ
などのデルタフェライト析出を促進する元素の局部濃化
が発生し、ステンレス鋼板としたときの延靭性、耐食性
を損う析出物が生ずるので本発明による特別な製造法を
採用することが必要であり、厚さ１００ ｍｍ未満のス
ラブではこのような問題はなく、従来法で十分である。
最終熱処理温度としては１０１０℃〜１１５０℃とする
ことが必要である。即ち熱間圧延時のひずみ除去ならび
に材質、耐食性に影響する析出物の固溶または材質、耐
食性への影響を最少にする析出物形態とするため上記の
ように１０１０℃以上、１１５０℃以下の最終熱処理を
実施する。
ことが必要である。即ち熱間圧延時のひずみ除去ならび
に材質、耐食性に影響する析出物の固溶または材質、耐
食性への影響を最少にする析出物形態とするため上記の
ように１０１０℃以上、１１５０℃以下の最終熱処理を
実施する。
更にスラブ均熱条件の限定理由は以下の如くである。
即ち次の表１に示す化学組成のオーステナイトステンレ
ス（Ａ−Ｊ鋼）をおのおの電気炉で溶製して、２６トン
大型鋳型あるいは連続鋳造機で鋳造したのち、分塊圧延
により厚さ１５０８８以上、２５０龍以下のスラブにし
た。
ス（Ａ−Ｊ鋼）をおのおの電気炉で溶製して、２６トン
大型鋳型あるいは連続鋳造機で鋳造したのち、分塊圧延
により厚さ１５０８８以上、２５０龍以下のスラブにし
た。
然して上記のようにして得られたスラブ中のデルタフェ
ライト率をフェライトスコープで測定して、Ｎｉ当量・
Ｃｒ当量に対するデルタフェライト率の関係を求めた結
果を第１図に示すが、供試鋼のスラブ中のデルタフェラ
イト率はスラブ中央で高く、表層部で低い傾向がある。
ライト率をフェライトスコープで測定して、Ｎｉ当量・
Ｃｒ当量に対するデルタフェライト率の関係を求めた結
果を第１図に示すが、供試鋼のスラブ中のデルタフェラ
イト率はスラブ中央で高く、表層部で低い傾向がある。
Ｎｉ 当量が（１，４，ＸＣｒ当ｆｉ！−１５，２）に
近い組成のＡ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、１鋼はどスラブ中のデ
ルタフェライト率は高＜（０，９％以上、３．０％以下
） 、Ｎｉ当量が（１，４ＸＣｒ当Ｍ−８，２）に近い
組成のＢ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ，Ｊ、Ｈ鋼はどデル
タフェライト率は低い（０，３％以上、０．５％以下）
。
近い組成のＡ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、１鋼はどスラブ中のデ
ルタフェライト率は高＜（０，９％以上、３．０％以下
） 、Ｎｉ当量が（１，４ＸＣｒ当Ｍ−８，２）に近い
組成のＢ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ，Ｊ、Ｈ鋼はどデル
タフェライト率は低い（０，３％以上、０．５％以下）
。
へ〜Ｊ鋼をそれぞれ１１５０℃以上、１２７５℃以下（
２５℃ステップ）で３０時間均熱したあとのデルタフェ
ライト率および、３０時間均熱スラブにさらに熱間圧延
・最終熱処理（Ａ−Ｇ鋼：１０５０℃、Ｈ−Ｊ鋼：１１
００℃）した鋼板中の析出物数などを合わせて図２に示
す。即ち１１５０℃以上、１２７５℃以下のスラブ均熱
条件を検討したのは、１１５０℃未満の加熱温度では、
スラブ均熱の効果が得られず、１２７５℃を越える温度
ではスケールロスによる歩留り低下があるからである。
２５℃ステップ）で３０時間均熱したあとのデルタフェ
ライト率および、３０時間均熱スラブにさらに熱間圧延
・最終熱処理（Ａ−Ｇ鋼：１０５０℃、Ｈ−Ｊ鋼：１１
００℃）した鋼板中の析出物数などを合わせて図２に示
す。即ち１１５０℃以上、１２７５℃以下のスラブ均熱
条件を検討したのは、１１５０℃未満の加熱温度では、
スラブ均熱の効果が得られず、１２７５℃を越える温度
ではスケールロスによる歩留り低下があるからである。
なお、フェライト率はフェライトスコープで求めて％で
表し、析出物は１０％過硫酸アンモン溶液中で電解エツ
チングしたのち、光学顕微鏡を使用して板厚１／２部の
板厚方向で延べ１５■■の線と直交する析出物の数を求
めて、単位長さ当たりの析出物の数〔／龍〕で表した。
表し、析出物は１０％過硫酸アンモン溶液中で電解エツ
チングしたのち、光学顕微鏡を使用して板厚１／２部の
板厚方向で延べ１５■■の線と直交する析出物の数を求
めて、単位長さ当たりの析出物の数〔／龍〕で表した。
％Ｍｏ／％Ｃｒ当用が０．１以下ならば、１１５０℃以
上、１２５０℃以下のいかなる温度でもデルタフェライ
ト率を０．２％以下にすることができるが、％Ｍｏ／％
Ｃ「当量の増加とともにデルタフェライト率を０．２％
以下にするための最高加熱温度は低下する。％Ｍｏ／％
Ｃｒ当量が０．２４のＪ′ＦＡでは、１１５０℃以上、
１１７５℃以下でのみデルタフェライト率０．２％以下
が可能である。なお、デルタフェライト率が０．２％以
下ならば、鋼板での析出物の数は２／顛以下になる。以
上のことから、フラジ中のデルタフェライトを減少し、
かつ鋼板中の析出物を抑制するためには、スラブ均熱温
度を％Ｍｏ ／％Ｃｒ当撤に応じて第２図に示す斜線以
下、即ち一４５０Ｘ（％Ｍｏ／Ｃｒ当！＃、）＋１２９
５の（４）式によって決定する必要がある。
上、１２５０℃以下のいかなる温度でもデルタフェライ
ト率を０．２％以下にすることができるが、％Ｍｏ／％
Ｃ「当量の増加とともにデルタフェライト率を０．２％
以下にするための最高加熱温度は低下する。％Ｍｏ／％
Ｃｒ当量が０．２４のＪ′ＦＡでは、１１５０℃以上、
１１７５℃以下でのみデルタフェライト率０．２％以下
が可能である。なお、デルタフェライト率が０．２％以
下ならば、鋼板での析出物の数は２／顛以下になる。以
上のことから、フラジ中のデルタフェライトを減少し、
かつ鋼板中の析出物を抑制するためには、スラブ均熱温
度を％Ｍｏ ／％Ｃｒ当撤に応じて第２図に示す斜線以
下、即ち一４５０Ｘ（％Ｍｏ／Ｃｒ当！＃、）＋１２９
５の（４）式によって決定する必要がある。
Ａ−Ｊ鋼の均熱温度を第２図から決定してそれぞれの％
Ｍｏ／％Ｃｒ当量に応じた温度で等温時効したスラブと
これらのスラブを熱間圧延・最終熱処理（Ａ−Ｇ鋼：
１０５０℃、Ｈ−Ｊ鋼： １１００℃）した鋼板につい
てそれぞれデルタフェライトと析出物を調べた結果は第
３図に示す通りである。即ちスラブ中のデルタフェライ
トが０．２％以下および鋼板での析出物が２／龍以下に
なるスラブ均熱条件を求めると、１２５０℃の均熱温度
では３時間以上の均熱でデルタフェライト０．２％以下
ならびに鋼板での析出物が２／鰭以下を達成させること
ができるが、１１５０℃の均熱温度では３０時間以上が
必要になる。すなわち、第２図の上記した式で決定され
る均熱湯度とデルタフエライ） ０．２％以下および析
出物２／龍以下になるための時間との関係はＬｏｇ（ｔ
＋）□１．２５Ｘ１０’Ｘ （１／（Ｔｚ＋２７３）｝
６．２５の（５）式で示される。
Ｍｏ／％Ｃｒ当量に応じた温度で等温時効したスラブと
これらのスラブを熱間圧延・最終熱処理（Ａ−Ｇ鋼：
１０５０℃、Ｈ−Ｊ鋼： １１００℃）した鋼板につい
てそれぞれデルタフェライトと析出物を調べた結果は第
３図に示す通りである。即ちスラブ中のデルタフェライ
トが０．２％以下および鋼板での析出物が２／龍以下に
なるスラブ均熱条件を求めると、１２５０℃の均熱温度
では３時間以上の均熱でデルタフェライト０．２％以下
ならびに鋼板での析出物が２／鰭以下を達成させること
ができるが、１１５０℃の均熱温度では３０時間以上が
必要になる。すなわち、第２図の上記した式で決定され
る均熱湯度とデルタフエライ） ０．２％以下および析
出物２／龍以下になるための時間との関係はＬｏｇ（ｔ
＋）□１．２５Ｘ１０’Ｘ （１／（Ｔｚ＋２７３）｝
６．２５の（５）式で示される。
（５）式で与えられる加熱時間を越えても、その効果は
持続するが、１２００℃を越える加熱温度ではスケール
ロスが多くなり （片面で３１園以上）、歩留りが低下
するため、最長５０時間を越えないようにする。
持続するが、１２００℃を越える加熱温度ではスケール
ロスが多くなり （片面で３１園以上）、歩留りが低下
するため、最長５０時間を越えないようにする。
上記したようなＡ−Ｊ鋼について本発明法と従来法とに
よって製造した鋼板について、第二和、材質、耐食性の
検討をなした。なお、Ａ−ＧＥは１０５０℃、Ｈ−Ｊ鋼
は１１００℃で最終熱処理をおこなった。これらのスラ
ブと鋼板に対して、以下の試験をそれぞれ実施した。以
下本発明法によって製造したスラブ・鋼板を本発明材、
従来法によって製造したスラブ・鋼板を従来材と呼ぶ。
よって製造した鋼板について、第二和、材質、耐食性の
検討をなした。なお、Ａ−ＧＥは１０５０℃、Ｈ−Ｊ鋼
は１１００℃で最終熱処理をおこなった。これらのスラ
ブと鋼板に対して、以下の試験をそれぞれ実施した。以
下本発明法によって製造したスラブ・鋼板を本発明材、
従来法によって製造したスラブ・鋼板を従来材と呼ぶ。
スラブのデルタフェライト率と鋼板中の析出物数は、そ
れぞれ前述した方法で求めた。材質は、析出物の影響を
敏感に反映するＺ方向引張試験（破断絞り値：ＲＡｚ％
）により、調べた。又耐食性はＪ Ｉｓ ＧＯ５７３
（ＡＳＴＭ Ａ２６２ｐｒａｃｔｉｃｅ Ｃ）にもと
ずくヒューイテストにより、調べた。即ちこのヒューイ
テストは炭化物・シグマ相・Ｃｒ欠乏層などを検出する
ので、ステンレスの耐食性に及ぼす析出物の影響を顕著
に示すものである。
れぞれ前述した方法で求めた。材質は、析出物の影響を
敏感に反映するＺ方向引張試験（破断絞り値：ＲＡｚ％
）により、調べた。又耐食性はＪ Ｉｓ ＧＯ５７３
（ＡＳＴＭ Ａ２６２ｐｒａｃｔｉｃｅ Ｃ）にもと
ずくヒューイテストにより、調べた。即ちこのヒューイ
テストは炭化物・シグマ相・Ｃｒ欠乏層などを検出する
ので、ステンレスの耐食性に及ぼす析出物の影響を顕著
に示すものである。
それぞれの試験結果をまとめて示すと、次の第２表の如
くである。
くである。
即ち、上記表２の結果によれば、％Ｍｏ ／％Ｃｒ当量
の小さな（０，０８以上、０．１２以下）ＡＳＢ−１、
Ｂ−２、Ｂ−３、ＣＳＤ、■鋼の従来材ではスラブ中の
デルタフェライトは０．３％以上、３、０％以下で、鋼
板内部に析出物が２．７ ／ ｓ■以上、５、０ ／
ｗ以下みられるのに対して、本発明材のＡｌＢ−１、Ｂ
−２、Ｂ−３鋼ではスラブ中のデルタフェライトと鋼板
中の析出物とが消失し、本発明材のＣ，Ｄ、［１ではス
ラブ中のデルタフェライトが０．１％以上、０．２％以
下へと減少し、鋼板の析出物は１．０ ／ ｍｓ以上、
１．９ ／ ｍ−以下に減少している。そのためにＡ、
Ｂ−１Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ，Ｄ、ｌ鋼の鋼板のＲＡｚは
従来材で１０％以上、２４％以下から本発明材では４０
％以上、６５％以下へと増加し、ヒューイテスト結果も
従来材で０．７ ｇ ７ｍ” ／ ｈ以上、０．９ ｇ
／ｍ” ／ｈ以下から本発明材では０．３ｇ／ｍ”／ｈ
以上、０．４ｇ／ｍｔ／ｈ以下へと減少しており、良好
な材質と耐食性が得られた。
の小さな（０，０８以上、０．１２以下）ＡＳＢ−１、
Ｂ−２、Ｂ−３、ＣＳＤ、■鋼の従来材ではスラブ中の
デルタフェライトは０．３％以上、３、０％以下で、鋼
板内部に析出物が２．７ ／ ｓ■以上、５、０ ／
ｗ以下みられるのに対して、本発明材のＡｌＢ−１、Ｂ
−２、Ｂ−３鋼ではスラブ中のデルタフェライトと鋼板
中の析出物とが消失し、本発明材のＣ，Ｄ、［１ではス
ラブ中のデルタフェライトが０．１％以上、０．２％以
下へと減少し、鋼板の析出物は１．０ ／ ｍｓ以上、
１．９ ／ ｍ−以下に減少している。そのためにＡ、
Ｂ−１Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ，Ｄ、ｌ鋼の鋼板のＲＡｚは
従来材で１０％以上、２４％以下から本発明材では４０
％以上、６５％以下へと増加し、ヒューイテスト結果も
従来材で０．７ ｇ ７ｍ” ／ ｈ以上、０．９ ｇ
／ｍ” ／ｈ以下から本発明材では０．３ｇ／ｍ”／ｈ
以上、０．４ｇ／ｍｔ／ｈ以下へと減少しており、良好
な材質と耐食性が得られた。
％Ｍｏ ／％Ｃ「当量が大きな（０，１５以上、０．２
４以下）Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ，Ｊ鋼の従来材ではスラブ中の
デルタフェライトは０．３％以上、２．５％以下および
、鋼板中の析出物は４．２ ／ ａｍ以上、７．０ ／
ｍｓ以下みられるのに対して、本発明材ではスラブ中
のデルタフェライトは０．１％以上０．２％以下および
鋼板中の析出物は１．９／■■以上、２．０７ｍ以下と
なり、本発明法の適用によってスラブ中のデルタフェラ
イトと鋼板中の析出物とは、従来材より顕著に低減する
。Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ１Ｊｗ４には僅かの析出物が残存する
ため、ＲＡｚはＡ、Ｂ−１，Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ鋼なみ
の値（５０％以上、７０％以下）を示さないものの、従
来材が４％以上、１５％以下であるのに対して本発明材
では３５％以上、４０％以下の高い値を示している。ヒ
ューイテスト結果は従来材の０．８ｇ／ｍ”／ｈ以上、
１．３ ｇ／ｍ” ／ｈ以下に対して、本発明材は０．
３ｇ／ｍ２／ｈ以上、０．４ｇ／ｍ”／ｈ以下を示し、
Ｅ、Ｇ、Ｈ，Ｊ材程度の析出物の存在は耐食性に影響を
与えておらず、Ａ、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ，Ｄ鋼
と同様に良好な材質と耐食性が得られた。
４以下）Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ，Ｊ鋼の従来材ではスラブ中の
デルタフェライトは０．３％以上、２．５％以下および
、鋼板中の析出物は４．２ ／ ａｍ以上、７．０ ／
ｍｓ以下みられるのに対して、本発明材ではスラブ中
のデルタフェライトは０．１％以上０．２％以下および
鋼板中の析出物は１．９／■■以上、２．０７ｍ以下と
なり、本発明法の適用によってスラブ中のデルタフェラ
イトと鋼板中の析出物とは、従来材より顕著に低減する
。Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ１Ｊｗ４には僅かの析出物が残存する
ため、ＲＡｚはＡ、Ｂ−１，Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ鋼なみ
の値（５０％以上、７０％以下）を示さないものの、従
来材が４％以上、１５％以下であるのに対して本発明材
では３５％以上、４０％以下の高い値を示している。ヒ
ューイテスト結果は従来材の０．８ｇ／ｍ”／ｈ以上、
１．３ ｇ／ｍ” ／ｈ以下に対して、本発明材は０．
３ｇ／ｍ２／ｈ以上、０．４ｇ／ｍ”／ｈ以下を示し、
Ｅ、Ｇ、Ｈ，Ｊ材程度の析出物の存在は耐食性に影響を
与えておらず、Ａ、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｃ，Ｄ鋼
と同様に良好な材質と耐食性が得られた。
「発明の効果」
以上説明したような本発明によるときは、厚肉の大断面
スラブからでも従来技術において得ることのできなかっ
た良好な材質、耐食性を示すステンレス鋼板を製造する
ことができるものであって、工業的にその効果の大きい
発明である。
スラブからでも従来技術において得ることのできなかっ
た良好な材質、耐食性を示すステンレス鋼板を製造する
ことができるものであって、工業的にその効果の大きい
発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
はスラブ中のデルタフェライト率をＮｉ 当量とＣ「当
量との関係において示した図表、第２図はスラブ中のデ
ルタフェライト率および錫１板中の析出物数に及ぼす％
Ｍｏ／％Ｃｒ当量と均熱湯度との関係を示した図表、第
３図はスラブの均熱条件（加熱温度Ｘ時間）とスラブ中
のデルタフェライト率の関係を示した図表である。 第 ／ 圓
はスラブ中のデルタフェライト率をＮｉ 当量とＣ「当
量との関係において示した図表、第２図はスラブ中のデ
ルタフェライト率および錫１板中の析出物数に及ぼす％
Ｍｏ／％Ｃｒ当量と均熱湯度との関係を示した図表、第
３図はスラブの均熱条件（加熱温度Ｘ時間）とスラブ中
のデルタフェライト率の関係を示した図表である。 第 ／ 圓
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．１０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．００ｗｔ％以下、
Ｍｎ：２．００ｗｔ％以下、Ｐ：０．０６ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０３ｗｔ％以下、Ｎｉ：１０．００〜３０．０
０ｗｔ％、Ｃｒ：１６．００〜２５．００ｗｔ％、Ｍｏ
：２．００〜６．００ｗｔ％、Ｃｕ：３．００ｗｔ％以
下、Ｎ：０．３０ｗｔ％以下を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、しかも Ｃｒ当量：１８〜２８ｗｔ％、 Ｎｉ当量：（１．４×Ｃｒ当量−１５．２ｗｔ％）〜（
１．４×Ｃｒ当量−８．２ｗｔ％） を満足する厚みが１００ｍｍ以上のオーステナイトステ
ンレススラブをＴ＿１（℃）以上、Ｔ＿２（℃）以下の
温度でｔ＿１秒以上ｔ＿２秒以下の時間による均熱処理
し、その後所定の厚さまで熱間圧延を実施した後、１０
１０〜１１５０℃で最終熱処理を行うことを特徴とする
高Ｃｒ高Ｍｎオーステナイトステンレス鋼板の製造方法
。 但しＣｒ当量＝％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋１．５×％Ｓｉ＋０．
５×（％Ｎｂ＋％Ｔｉ） Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋３０×（％Ｃ＋％Ｎ） ＋０．５×％Ｍｎ Ｔ＿１（℃）＝１１５０ Ｔ＿２（℃）＝−４５０×（％Ｍｏ／Ｃｒ当量）＋１２
９５ ｌｏｇ（ｔ＿１）＝１．２５×１０＾４×｛１／（ｔ＿
２＋２７３）｝−６．２５ ｔ＿２（秒）＝１．８×１０＾５（＝５０時間）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61031954A JPS62192530A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高Ｃｒ・高Ｍｏオ−ステナイトステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61031954A JPS62192530A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高Ｃｒ・高Ｍｏオ−ステナイトステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62192530A true JPS62192530A (ja) | 1987-08-24 |
Family
ID=12345348
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61031954A Pending JPS62192530A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 高Ｃｒ・高Ｍｏオ−ステナイトステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62192530A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03162517A (ja) * | 1989-11-21 | 1991-07-12 | Kubota Corp | スーパーオーステナイト系ステンレス鋼の溶体化処理方法 |
| US5858129A (en) * | 1996-08-15 | 1999-01-12 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Austenite stainless steel |
| JP2002069591A (ja) * | 2000-09-01 | 2002-03-08 | Nkk Corp | 高耐食ステンレス鋼 |
| JP2007217776A (ja) * | 2006-02-20 | 2007-08-30 | Nisshin Steel Co Ltd | 隙間構造を有するステンレス鋼部材 |
| JP2020079438A (ja) * | 2018-11-14 | 2020-05-28 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
| JP2021504587A (ja) * | 2017-12-06 | 2021-02-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐食性に優れた非磁性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
-
1986
- 1986-02-18 JP JP61031954A patent/JPS62192530A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03162517A (ja) * | 1989-11-21 | 1991-07-12 | Kubota Corp | スーパーオーステナイト系ステンレス鋼の溶体化処理方法 |
| US5858129A (en) * | 1996-08-15 | 1999-01-12 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Austenite stainless steel |
| JP2002069591A (ja) * | 2000-09-01 | 2002-03-08 | Nkk Corp | 高耐食ステンレス鋼 |
| JP2007217776A (ja) * | 2006-02-20 | 2007-08-30 | Nisshin Steel Co Ltd | 隙間構造を有するステンレス鋼部材 |
| JP2021504587A (ja) * | 2017-12-06 | 2021-02-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐食性に優れた非磁性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| JP2020079438A (ja) * | 2018-11-14 | 2020-05-28 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
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