(57)【要約】      （修正有）【課題】酸洗時の脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】下記式(１)で定義されるマルテンサイト変態点Ｍｓ（℃）が−１００℃以下になるように調整された成分組成を有する鋼の冷延鋼板に、大気雰囲気中、１１００℃以下の温度条件下で均熱０秒の仕上げ焼鈍を施すことにより、焼鈍酸洗後の鋼板表面における母相金属の結晶構造が、オーステナイト相のＸ線回折強度をＩγ(１１１)，マルテンサイト相のＸ線回折強度をＩｍ(１１０)としたとき、Ｉｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)で表されるＸ線回折強度比が１．５以下であるオーステナイト系ステンレス鋼板を得る。Ms={3000[0.068-(C+N)]+50(0.47-Si)+60(1.33-Mn)+110(8.9-Ni)+75(14.6-Cr)-32}×5/9（１）。表面に出現しやすいマルテンサイト相が少ないため、酸洗後に規則性のないスケールの残存が回避され、美麗な仕上げ焼鈍酸洗オーステナイト系ステンレス鋼板が得られる。【選択図】図１
2008127650.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記式(１)で定義されるマルテンサイト変態点Ｍｓ（℃）が−１００℃以下になるように調整された成分組成を有する鋼板であって、焼鈍酸洗後の鋼板表面における母相金属の結晶構造が、オーステナイト相のＸ線回折強度をＩγ(１１１)，マルテンサイト相のＸ線回折強度をＩｍ(１１０)としたとき、Ｉｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)で表されるＸ線回折強度比が１.５以下であることを特徴とする脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ms={3000[0.068-(C+N)]+50(0.47-Si)+60(1.33-Mn)
+110(8.9-Ni)+75(14.6-Cr)-32}×5/9                  ・・・（１）
【請求項２】
成分組成が、Ｃ＋Ｎ：０.０６質量％以下，Ｓｉ：１.０質量％以下，Ｍｎ：５.０質量％以下，Ｃｒ：１５〜２０質量％，Ｎｉ：５〜１５質量％，Ｃｕ：０.５〜５.０質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものである請求項１に記載の脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
成分組成が、さらに、Ｔｉ：０.５質量％以下，Ｎｂ：０.５質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｍｏ：３.０質量％以下，Ｂ：０.０３質量％以下，REM（希土類金属）：０.０２質量％以下，Ｃａ：０.０３質量％以下の１種又は２種以上を含むものである請求項２に記載の脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有するステンレス鋼の冷延鋼板に、大気雰囲気中、１１００℃以下の温度条件下で均熱０秒の仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、焼鈍酸洗時の脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト系ステンレス鋼板は、耐食性，耐酸性，耐熱性，高強度，意匠性等、普通鋼にはない種々の材料機能を生かし、あらゆる産業分野で広範囲に使用されている。近年では、高機能化，高寿命化，低コスト化，環境負荷低減の気運が高まり、高度の加工性が要求される分野でもステンレス鋼板を使用する局面が増加している。このため、現行材に対するコストメリットを有することの他に、より軟質な素材の提供が求められている。
このような要求を満たすために、高価なＮｉの代わりにＭｎやＣｕを添加する技術（例えば特許文献１，２参照）や研磨後の肌荒れを抑制するために細粒化しても、軟質化が図れる技術（例えば特許文献３参照）が提案されているが、この特許文献３記載の従来技術からは、結晶粒を粗大化することが軟質化の常套手段であることが逆にわかるのである。
【特許文献１】特開平４−７２０３８号公報
【特許文献２】特開平９−２６３９０５号公報
【特許文献３】特開平１０−１５８７９２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、Ｎｉ含有量を低減させたオーステナイト系ステンレス鋼板を高温で焼鈍すると、表面に生成されるマルテンサイト相に起因して酸洗後に規則性のないスケールが残存し、仕上げ外観上、美麗さに欠けることがある。
そこで、本発明は、焼鈍時に生成されるマルテンサイト相を低減して製造上問題となるスケールの残存を回避し、酸洗時の脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板は、下記式(１)で定義されるマルテンサイト変態点Ｍｓ（℃）が−１００℃以下になるように調整された成分組成を有する鋼板であって、焼鈍酸洗後の鋼板表面における母相金属の結晶構造が、オーステナイト相のＸ線回折強度をＩγ(１１１)，マルテンサイト相のＸ線回折強度をＩｍ(１１０)としたとき、Ｉｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)で表されるＸ線回折強度比が１.５以下であることを特徴とする。
Ms={3000[0.068-(C+N)]+50(0.47-Si)+60(1.33-Mn)
+110(8.9-Ni)+75(14.6-Cr)-32}×5/9                  ・・・（１）
【０００５】
このようなオーステナイト系ステンレス鋼板としては、Ｃ＋Ｎ：０.０６質量％以下，Ｓｉ：１.０質量％以下，Ｍｎ：５.０質量％以下，Ｃｒ：１５〜２０質量％，Ｎｉ：５〜１５質量％，Ｃｕ：０.５〜５.０質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するものが好ましい。さらに必要に応じて、Ｔｉ：０.５質量％以下，Ｎｂ：０.５質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｍｏ：３.０質量％以下，Ｂ：０.０３質量％以下，REM（希土類金属）：０.０２質量％以下，Ｃａ：０.０３質量％以下の１種又は２種以上を含ませても良い。
そして、このようなオーステナイト系ステンレス鋼板は、上記の成分組成をもつステンレス鋼の冷延鋼板に、大気雰囲気中、１１００℃以下の温度条件下で均熱０秒の仕上げ焼鈍を施すことにより製造される。
【発明の効果】
【０００６】
本発明により、表面にマルテンサイト相の少ない焼鈍オーステナイト系ステンレス鋼板が得られるため、実ライン製造工程において、酸洗後に規則性のないスケールの残存が回避され、美麗な仕上げ焼鈍酸洗オーステナイト系ステンレス鋼板を安定して製造することが可能になる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
本発明者等は、オーステナイト系ステンレス鋼板を実ラインで製造する際に発生しやすい規則性のない脱スケール不良の発生原因とその対策について、種々検討を重ねてきた。
まず、実ライン製造工程における脱スケール不良の発生状況を観察すると、圧延油が付着している部位と付着していない部位とでの脱スケール性の差が顕著である。
そこで、圧延油が付着している部位と付着していない部位とでの鋼板表面の性状変化について検討した。
【０００８】
圧延油が付着している部位では、焼鈍炉内への挿入時に圧延油が燃焼し、組成中のＣが鋼板表面に残存する。このＣが表面から内方に浸炭し、Ｃｒ23Ｃ6が生成する。Ｃｒ23Ｃ6が生成した鋼板表面では、母相中のＣｒが貧化することと生成したＣｒ23Ｃ6により焼鈍時の熱吸収率が上昇することにより、スケール生成量が増加するとともに脱Ｃｒ現象が促進される。このため、該当部位では母相表面でＭｓ点が上昇し、焼鈍後の冷却過程で相変態が起こってマルテンサイト相が生成される。
生成したマルテンサイト相は、含有するＣｒ量の差から母相のオーステナイト相と比較して耐食性に劣り、脱スケール性としては結果的ではあるが良好となる。
【０００９】
一方、圧延油が付着していない部位では、圧延油が付着している部位と比較して鋼板表面における脱Ｃｒ現象が抑制されるために耐酸性が維持される。すなわち脱スケール性が不良となって、圧延油が付着している部位と付着していない部位とで脱スケール性に差が生じることとなる。この結果、実ライン製造工程において、規則性のないスケールが残存することになる。
このように、実ライン製造工程の仕上げ焼鈍時、鋼板表面にマルテンサイト相が不規則に生成し、マルテンサイト相が残存する部位とオーステナイト相が残存する部位とで酸洗時の酸洗性に局部的な差異が生じ、その酸洗状況の差異が仕上げ鋼板の表面に脱スケール不良として現れたものと推測できる。
【００１０】
上記のように推測すると、残存マルテンサイト相を少なくすることで脱スケール不良の発生を抑制することができることになる。本発明者等はさらに検討を重ね、脱スケール不良に及ぼすマルテンサイト相の残存限界を探索した。
ステンレス鋼板表面のマルテンサイト相及びオーステナイト相の存在割合は、酸洗後の鋼板表面のＸ線回折強度を測定することにより知りえる。そこで、焼鈍酸洗板の表面におけるマルテンサイト(ｍ)相のＸ線回折強度Ｉｍ(１１０)とオーステナイト(γ)相のＸ線回折強度Ｉγ(１１１)を測定し、両者の比Ｉｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)と脱スケール性の関係を調査した。
【００１１】
なお、Ｘ線回折強度は、Ｘ線回折装置（リガク社製RINT1500）により、Ｃｏ管球，管電圧40KV，管電流120mA，走査軸2θ，θ固定角度5.000°，走査速度1.000°/min，サンプル幅0.010°の条件を採用し、Ｘ線回折薄膜法で測定した。そして、γ相(１１１)，ｍ相(１１０)面の各積分強度をそれぞれＩγ(１１１)，Ｉｍ(１１０)とした。
調査の結果、詳細は実施例で示すが、Ｘ線回折強度比Ｉｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)を１．５以下にすれば、脱スケール不良の発生を回避できることがわかった。
【００１２】
ところで、マルテンサイト相は圧延油が付着していない部分でもＭｓ点の上昇とともに生成しやすくなる。Ｍｓ点が高いためにマルテンサイト相の生成域が広がると、表面全体の酸洗性がよくなって脱スケール性は均一化されるが、同時に酸化スケールが増加して焼鈍による重量ロスが多くなり、製造コスト的には好ましくない。また、Ｍｓ点の上昇により焼鈍後に母材全体でのマルテンサイト変態が進行し、母材全体が硬質化してしまうため、本来のオーステナイト系ステンレス鋼としての用途に適さなくなる。
この傾向は、Ｍｓ点（℃）が−１００℃を上回ると顕著になることから、Ｍｓ点の上限値を−１００℃とした。したがって、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板は、Ｍｓ点に関する要件を満たすことが前提となっている。
なお、本明細書内では、Ｍｓ点は前掲の式（１）で定義している。
【００１３】
次に、通常のラインでオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する際の、脱スケール不良の発生抑制策について説明する。
本発明が対象とするオーステナイト系ステンレス鋼としては、好ましくは、Ｃ＋Ｎ：０.０６質量％以下，Ｓｉ：１.０質量％以下，Ｍｎ：５.０質量％以下，Ｃｒ：１５〜２０質量％，Ｎｉ：５〜１５質量％，Ｃｕ：０.５〜５.０質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するものが良い。さらに必要に応じて、Ｔｉ：０.５質量％以下，Ｎｂ：０.５質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｍｏ：３.０質量％以下，Ｂ：０.０３質量％以下，REM（希土類金属）：０.０２質量％以下，Ｃａ：０.０３質量％以下の１種又は２種以上を含ませても良い。
上記範囲内で、前掲のＭｓ点が式（１）を満たすように調整する。
【００１４】
ここで、本発明が対象とするオーステナイト系ステンレス鋼板に含まれる合金成分，含有量等を説明する。
Ｃ＋Ｎ：０.０６質量％以下
Ｃ，Ｎは多量に含まれると固溶強化により０.２％耐力や硬さが上昇するとともに、加工誘起マルテンサイト相が硬質化するため、加工硬化が大きくなり、延いては、曲げ稜線の鮮明性が低下する。このため（Ｃ＋Ｎ）含有量は０.０６質量％以下に制限する。
【００１５】
Ｓｉ：１.０質量％以下
Ｓｉは溶製時、脱酸剤として有効な元素であるが、１.０質量％を超えると硬質化するとともに、加工硬化が大きくなり曲げ稜線の鮮明性が低下する。そこで、Ｓｉ含有量は１.０質量％以下に制限する。
【００１６】
Ｍｎ：５.０質量％以下
Ｍｎは含有量の増加とともに０.２％耐力が低下して軟質化するとともに、加工硬化が低下する。しかし、多量に含有すると製鋼時の耐火物損傷を招くばかりでなく、介在物が増加して加工割れを起こしやすくする。したがって、Ｍｎ含有量は、軟質化の効果が飽和する５.０質量％を上限とする。
【００１７】
Ｃｒ：１５〜２０質量％
Ｃｒは耐食性の観点からは多い方が好ましく、本発明では１５質量％以上とする。しかし、過剰に含有させると硬さが増し、硬質化が著しくなる。そこで、本発明では２０質量％を上限とする。
【００１８】
Ｎｉ：５〜１５質量％
Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼には必要不可欠な元素であり、少なくとも５％は必要である。その含有量の増加とともに軟質化し、加工硬化も低減される。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、経済的な点を考慮してＮｉ含有量の上限は１５質量％とする。１２.０質量％以下の含有で軟質化の目的は達成できるので、１２質量％以下とすることが好ましい。
【００１９】
Ｃｕ：０.５〜５.０質量％
Ｃｕは加工硬化の抑制に寄与し、軟質化に有用な元素である。その効果は０.５質量％以上の含有によって発現する。多いほど軟質化に有効であり、２.０質量％を超えるほどの含有量とするとＮｉ含有量の自由度が拡大し、Ｎｉ含有量をその下限値である５質量％近くまで低減することが容易になって、コスト低減に寄与できる。このため、Ｃｕ含有量の下限は０.５質量％であるが、より軟質化したステンレス鋼を得るためには２.０質量％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰な含有は熱間加工性に悪影響を及ぼすので上限は５.０質量％とする。
【００２０】
Ｐ：０.０４５質量％以下
不純物として含まれるＰの量が多くなると、硬質化されるばかりでなく耐食性を阻害することになる。その有害性を顕在化させないためにも不純物としてのＰは０.０４５質量％以下に制限することが好ましい。
【００２１】
Ｓ：０.０１０質量％以下
Ｓ含有量の増加とともに曲げ加工性が低下し、極端な場合には曲げ部に割れが生じる。また、Ｓは鋼板製造の際に熱間加工性を低下するので、極力少なくすることが好ましい。０.０１０質量％以下に規制すれば、上記弊害の顕在化は抑制されるが、より一層の熱間加工性向上を目的とする場合には、０.００３質量％以下とすることが好ましい。
【００２２】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ：それぞれ０．５質量％以下
必要に応じて添加される合金元素であり、固溶強化元素を固定するために鋼材の硬さを低減し、結果的に加工性向上作用を呈する。これらの元素の効果は０.５質量％で飽和し、これ以上添加しても、増量に見合う効果は期待できない。したがって、添加する場合はそれぞれ０.５質量％を上限とする。
【００２３】
Ｍｏ：３.０質量％以下
本発明においては必須添加元素ではないが、Ｍｏは耐食性向上に有用な元素である。ただし、３.０質量％を超えると硬さの上昇を招くので、Ｍｏを添加する場合は３.０質量％を上限とする。
【００２４】
Ｂ：０.０３質量％以下
必要に応じて添加される合金元素であり、熱間加工性を向上させ、熱延時の割れ防止に有効な元素である。しかし、多量に含有させるとかえって熱間加工性が劣化するため、添加する場合は０.０３質量％を上限とする。
【００２５】
REM（希土類金属）：０.０２質量％以下
必要に応じて添加される合金元素であり、Ｂと同様に熱間加工性の改善に有効である。しかし、過度に添加すると効果が飽和することに加え、硬質化を招き成形加工性が低下する。このため、添加する場合は０.０２質量％を上限とする。
【００２６】
Ｃａ：０.０３質量％以下
必要に応じて添加される合金元素であり、製鋼時の脱酸及び熱間加工性の改善に有効である。しかし、０.０３質量％を超えてＣａを添加しても、増量に見合った効果が得られない。このため、添加する場合は０.０３質量％を上限とする。
【００２７】
次に、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する際には、Ｍｓ点を満たすように成分組成を厳格に調整すれば、溶製工程，鋳造工程，熱延工程及び冷延工程において特に細かい条件を付す必要はない。オーステナイト系ステンレス鋼板を製造する際に一般的に採用されている条件下で各処理を行なえば十分である。
ただし、仕上げ冷延の後、仕上げ焼鈍を行なう際に圧延油が付着したまま焼鈍しようとすると、前記したように、部分的にマルテンサイト相が出現して酸洗時に脱スケール不良を起こすことがある。
【００２８】
そこで、冷延鋼板を仕上げ焼鈍する際の、マルテンサイト相の出現に及ぼす焼鈍条件の影響を、焼鈍温度を種々変更した焼鈍試験を行なうことで確認した。
その結果、詳細は実施例で示すが、１１００℃以下の温度条件下で仕上げ焼鈍を施せば、圧延油の付着に関係なく、マルテンサイト相の出現を抑制できることがわかった。
なお、仕上げ冷延鋼板の仕上げ焼鈍は、通常、所定の温度に調整された焼鈍炉に大気雰囲気下で冷延鋼板を通板することにより行なわれる。
このため、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板は、通常の手段で作りこまれた仕上げ冷延板を、大気雰囲気中、１１００℃以下の温度条件下で連続仕上げ焼鈍を施すことにより製造されることになる。
すなわち、Ｍｓ点が調整されたオーステナイト系ステンレス鋼板の仕上げ冷延板に、大気雰囲気中、１１００℃以下の温度条件下で均熱０秒の仕上げ焼鈍を施せば、酸洗時に脱スケール不良を発生することのないオーステナイト系ステンレス鋼板が得られる。
【実施例】
【００２９】
実施例１：
供試材として、表１に示した組成の鋼Ａ〜Ｈを用いた。各種ステンレス鋼を溶製し、連鋳後、仕上げ温度１０００℃，巻取り温度９００℃で板厚３.０ｍｍに熱間圧延した。その後、熱延鋼帯を１１００℃×均熱１分で焼鈍し、酸洗した後、冷間圧延，焼鈍，酸洗を繰り返し、板厚０.７ｍｍ，板幅１２００ｍｍの冷延コイルを作製した。
この冷延コイルを、１１００℃の温度に調整した連続焼鈍炉で、大気雰囲気中、均熱０秒の連続焼鈍を行なった。
この際、焼鈍前に圧延油が付着していなかった部分をマーキングし、圧延油無し部とした。また圧延油が付着していた部分を圧延油付着部とした。以後、「圧延油無し部」，「圧延油付着部」と記す。
引き続き、液温６０℃の弗硝酸（３％ＨＦ＋１０％ＨＮＯ3＋８７％Ｈ2Ｏ）液中で浸漬時間２０秒の連続酸洗を実施した。
【００３０】
2008127650.tif 000003
【００３１】
酸洗後の各鋼板に対して、Ｘ線回折強度測定と表面硬さ測定を行なった。
Ｘ線回折強度は、Ｘ線回折装置（リガク社製RINT1500）により、Ｃｏ管球，管電圧40KV，管電流120mA，走査軸2θ，θ固定角度5.000°，走査速度1.000°/min，サンプル幅0.010°の条件を採用し、Ｘ線回折薄膜法でオーステナイト相(１１１)面，マルテンサイト相(１１０)面の回折強度を測定し、積分強度比Ｉｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)を算出した。
また、鋼板の表面硬さを、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に規定されている方法で、試験荷重４９.０３Ｎにてビッカース硬さ試験機により測定した。さらに、脱スケール性を、上述した酸洗処理後、水洗、乾燥を施し、直ちに鋼板表面における、焼鈍前鋼板の冷延油付着部と非付着部とでの両者の表面状態の差異を目視観察し、差異が認められる場合を脱スケール性が不良×、認められない場合を脱スケール性良好○と判定した。
その結果を表２に示す。
【００３２】
2008127650.tif 000004
【００３３】
１１００℃で焼鈍した本発明鋼Ｄ〜Ｈでは、圧延油が付着していた部分でも良好な脱スケール性を示し、表面硬さにおいても、１２１〜１８１ＨＶの軟質な硬さを呈していた。これに対して比較鋼Ｂ，Ｃでは一部スケールが残存していた。また比較鋼Ａは良好な脱スケール性を示していたが、これはＭｓ点が非常に高いために鋼板全体がマルテンサイト変態していたために耐食性が低下した結果、外観的に脱スケール性に優れるように見えたに過ぎない。鋼板全体がマルテンサイト変態していたことは、その表面硬さが３１０ＨＶであったことからもわかる。ちなみに比較鋼Ｂ，ＣもＭｓ点が規定値を超えるため部分的にマルテンサイト変態が進行し、それに伴って２８０ＨＶ，２４２ＨＶと硬くなっている。
【００３４】
ところで、表２で示した圧延油付着部分と圧延油無し部とにおけるＩｍ(１１０)／γ(１１１)とＭｓ点との関係をグラフ上でみると、図１に示す通りとなる。
Ｍｓ点が−１００℃を超える比較鋼Ａ〜Ｃでは、圧延油付着部に表層マルテンサイト相が増加する傾向を呈している。これに対して、Ｍｓ点が−１００℃以下である本発明鋼Ｃ〜Ｈでは、圧延無し部に対する圧延油付着部の表層マルテンサイト相の増加は少なく、Ｍｓ点が−１０２℃である鋼Ｄにおいて、オーステナイト相に対するマルテンサイト相のＸ線回折強度比は１．５以下となっている。
この結果から、Ｘ線回折強度比Ｉｍ(１１０)／γ(１１１)が１．５以下であれば、満足できる脱スケール性を呈するといえる。
【００３５】
実施例２：
表１中のＭｓ点が−１２２℃の鋼Ｅを供試材とし、実施例１と同様に、温度を１０００〜１１５０℃の範囲で種々変えた焼鈍を施した。
そして、実施例１と同様のＸ線回折強度測定と脱スケール性の評価を行なった。
その結果を表３及び図２に示す。
【００３６】
2008127650.tif 000005
【００３７】
表３及び図２に示した結果からもわかるように、Ｍｓ点が−１２２℃の鋼Ｅであっても、焼鈍温度が１１００〜１１５０℃にもなると圧延油付着部の表層マルテンサイト相が増加する傾向を示す。
焼鈍温度が１１００℃以下であれば、圧延油付着部においてもオーステナイト相に対するマルテンサイト相のＸ線回折強度比Ｉｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)は１．５以下になって所望の脱スケール性を呈している。
【００３８】
実施例１，２の結果から、Ｍｓ点を調整したオーステナイト系ステンレス鋼の仕上げ冷延板に所定条件の仕上げ焼鈍を施せば、冷延時の圧延油が残存していても、鋼板表面に形成される表層マルテンサイト相が増加することなく、その後の酸洗においても脱スケール不良を発生することのないオーステナイト系ステンレス鋼板が得られる。
したがって、本発明を適用すれば、実ライン製造工程においても酸洗後に規則性のないスケール残存が回避され、脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板を低コストで安定して製造することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】圧延油付着部分と圧延油無し部とにおけるＭｓ点とＩｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)との関係を示すグラフ
【図２】圧延油付着部分と圧延油無し部とにおける焼鈍温度とＩｍ(１１０)／Ｉγ(１１１)との関係を示すグラフ
【図１】
2008127650.tif 000006
【図２】
2008127650.tif 000007