JPS63216924A - 発銹抵抗が大きく研磨性にすぐれたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、鋳片と鋳型内壁面間で相対速度差のない、
所謂同期式連続鋳造法を用いて発銹抵抗が大きく表面研
磨性にすぐれたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼を製造する方
法に関する。

（従来の技術） ステンレス鋼においては、耐食性と美観が重要な商品価
値であり、益々これらの特性の向上が求められている。

特に屋外使用の増加と共に、銹に対する抵抗の大きな、
かつ表面の意匠として研磨品のウェイトが増大する傾向
にある。

従来、ステンレス鋼ストリップを得るには、たとえば、
特開昭５６−１３９２７８号公報に開示されているよう
に、鋳型を鋳造方向に２〜３Ｈｚの周波数で振動させつ
つ溶鋼を連続鋳造し、１００鶴以上の厚さを有する鋳片
を得、次いで鋳片の表面手入れを行い、加熱炉で１００
０℃以上に加熱した後、複数の圧延機から構成される圧
延機列によって熱間圧延してホットストリップを得、こ
れを素材としている。

しかしながら、この従来のプロセスによるときは、長大
な熱間圧延設備を必要とするほか、鋳片を加熱するため
のエネルギや圧延動力として多大のエネルギを必要とす
る等の点で問題がある。その他、熱間圧延過程に起因す
る問題もあり、これを解決するために熱延板焼鈍を必要
としたり、コイル研削と呼ばれる、ストリップ表面欠陥
の研削による除去工程を必要としている。

特に、コイル研削工程を省略すると、現在の技術では、
冷間圧延工程に供給される素材の表面には多数の凹みが
存在し、これを冷間圧延すると、冷延中にたおれ込み、
最終的にかぶさり状欠陥となって冷間圧延表面に残存す
る。こうしてこれらのかぶさり欠陥は、耐食性特に発錆
を左右する起点となり又バフ研磨時、最後まで残留して
、パフ研磨性を劣化させていることが判明した。こうし
て従来の熱間圧延工程を経るプロセスにあっては、コイ
ル研削工程は欠かせない工程と考えられて来た。

１８Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス鋼に代表されるオーステ
ナイト系ステンレス鋼においても、前述の問題がある。

即ち、従来のプロセスにおいては、何れも１００　＋ｎ
以上の厚さを有する鋳片を出発材としてこれを熱間圧延
機列によってホットストリップに圧延する。

この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、表面性状を得
るために、強い熱間加工を受けたホットストリップを焼
鈍によって軟化させる必要があり、熱延板焼鈍工程が必
要であった。又加熱炉から熱間圧延過程で生じたスケー
ルを除去する酸洗工程と共に、スケール疵や前述の表面
の凹凸をコイル研削工程で除去することが必要であった
。

一方、上に述べた従来技術における基本的な問題である
、１００ｍ以上の厚さを有する鋳片をホットストリップ
に圧延するために長大な熱間圧延設備と多大の加熱エネ
ルギ、圧延動力を要するという問題を解決すべく、連続
鋳造の過程で、ホットストリップと同等か或いはそれに
近い厚さの鋳片（ストリップ）を得るプロセスの研究が
進められている。

たとえば、「鐵と綱Ｊ８５’、Ａ１９７〜８５′。

Ａ２５６において特集された論文に、前述の、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。かかる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１〜１０ｍの
水準であるときにはツインドラム（Ｔｗｉｎ　　Ｄｒｕ
ｍ）方式ガ、また、ゲージが２０〜５０ｍの水準である
ときにはツインベルト（Ｔｗｉｎ　Ｂｅ１ｔ）方式が専
ら適用される。

これら、ストリップを連続鋳造法によって直接的に得る
工程を織り込んだステンレス鋼ストリップの製造プロセ
スにおいては、鋳造可能なストリップ幅の拡大ならびに
、−貫プロセス技術の確立が基本的な技術的課題となっ
ている。

即ち、ストリップを連続鋳造によって直接的に得る工程
を織り込んだステンレス鋼ストリップを確立するために
は、このプロセスでステンレス薄板を製造し、その材質
や表面特性を確認する必要があるけれども、広幅の薄肉
鋳片について、具体的な製造プロセスと材質や表面性状
に関して検討されたものは見当らない。

（発明が解決しようとする問題点） この発明は、ストリップを、溶鋼の連続鋳造によって直
接的に得る過程を織り込んだ、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス
鋼ストリップの製造プロセスによって、発銹抵抗が大き
く研磨性にすぐれた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してなされた。

（問題点を解決するための手段） この発明の特徴とする処は、１８Ｃｒ−８Ｎｉ系ステン
レス鋼を代表とするＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼において
、重量％で、Ｃ含有量を０．０６５％以下、Ｓを０．０
０８％以下とした溶鋼を、鋳片と鋳型間で相対速度差の
ない同期式連続鋳造法によって、厚さが１０１１以下の
可及的に製品厚さに近い厚さの薄帯に鋳造し、次いで、
凝固から鋳片表面温度が１０００℃となる温度域を、平
均冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で冷却すると共に、Ｎｔ
や大気雰囲気中で冷却して、スケール層の厚さが２０μ
ｍ以下となるように雰囲気を制御し、次いで９００〜６
５０℃の温度域は１℃／ｓｅｅ以上の冷却速度で冷却し
、炭化物の粒界析出を防止し、巻取りが必要な場合は６
５０℃以下で巻取り、然る後、軽度のメカニカルデスケ
ーリングと、酸洗液による酸洗を行ない、表面の凹凸を
最大粗さＲｍａｘで１０μｍ以下とし、その後は常法に
従って冷間加工、最終焼鈍、酸洗あるいは光輝焼鈍し、
調質圧延することを特徴とする発銹抵抗が大きく研磨性
にすぐれたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造法にある。

以下に、この発明の詳細な説明する。

発明者等は、従来技術によって製造したステンレス鋼製
品の特性、就中ステンレス鋼の基本特性である耐食性や
製品表面の商品価値、たとえば光沢や研磨性等を決定す
る因子について検討をすすめた。特に、コイル研削工程
省略を狙って検討した結果、前述の因子として、ステン
レス鋼製品の表面には微視的なかぶさり状の欠陥が存在
し、これが、ステンレス鋼製品の大気暴露テストにおい
て、全誘起点となって耐誘性を支配し、研磨性の面では
、研磨が進行してもなかなか消えずに、研磨性の良否を
支配していることを解明した。

前記の、微視的なかぶさり状欠陥の発生源は、冷間圧延
前の素材にある次の２つの欠陥であることが判明した。

１つは鋼板表面に存在する凹凸である。この生成原因を
解明した結果厚手のＣＣ鋳片を重油やＬＮＧのような燃
料を燃焼させる加熱炉で高温長時間加熱することによっ
生じるスケールが問題であることが判明した。

燃料が燃焼した雰囲気中には多量のＮ２と共にＣＯｔ。

ｃｏ、ｔｔｇｏと０２が存在するが、特にＣＯ２やＨ！
０の量が多いと、高温加熱時にステンレス鋼の表面に生
成するスケールが厚くなり、特に酸化の初期から鋼板表
面より内部に侵入型に、内部スケール層が生成しやすい
ことが判明した。

こうして加熱炉から出たスラブの表面には上記の内部酸
化層を含めて数百μｍにもおよぶスケールが生じ、この
状態で熱間圧延が加わると外部スケールは剥離するか、
内部スケールの部分が圧延時に鋼板表面に押込まれて、
半球状の多数のくぼみを生成していくことが判明した。

これらのくぼみの深さは、スケールの内部酸化層の厚み
に依存し、内部酸化層が厚いと、くぼみの深さが太き（
なり、酸洗後の冷延用素材表面に２０〜３０μ園程度の
深さの凹みを残すことになる。こうして、内部酸化層の
厚みを制御することが重要であるが、そのためには、加
熱温度・時間と共に、雰囲気として、Ｃ（ｈやＨ！Ｏを
少なくするとか需要なことが判明した。

２つめの原因はやはり熱間圧延後の表面或いはその後熱
延板焼鈍されたストリップ表面に生成したスケールを酸
洗する過程で発生する粒界腐食による粒界の凹みである
。この原因は、粒界の鋭敏化と酸洗液による粒界腐食で
ある。したがって粒界鋭敏化を防止するか、粒界腐食性
の小さな酸洗液を選択することで防止できる。

こうして、本発明者等は、従来のプロセスである１００
鶴以上の厚手の鋳片を燃焼排ガスを含有する雰囲気のも
とて高温長時間加熱することで生じたスケールが、ステ
ンレス表面に重要な欠陥を生じる原因であることを解明
した。

而して、従来のプロセスにあっては、素材を冷間圧延す
る前に、上記２つの欠陥をコイル研削工程で除去しなけ
れば、製品におけるがぶさり状欠陥を皆無にすることは
不可能であった。また、このコイル研削も平滑になされ
ねば逆効果で、粗く研削されると、研削目がかぶさり状
欠陥の原因になる。

従来のプロセスにおける問題が、厚手の鋳片を燃料燃焼
方式の加熱炉で加熱する際のスケールに起因する処から
、かかる加熱過程を経ることのない、溶鋼を連続鋳造し
てストリップを直接的に得るプロセスの特徴を活かして
全体プロセスを構成することで、ステンレス鋼としてす
ぐれた耐食性と表面性状（光沢や研磨性）を有する製品
を製造することができる。

すなわち双ロール法を代表とする同期式連続鋳造法によ
って、その厚みが１０ｆｉ以下の可及的に製品厚さに近
い薄鋳片を鋳造し、鋳造後の高温域特に鋳造機の出口か
ら鋳片表面温度が１０００℃まではスケール、特に内部
スケールの成長を加速するような条件を避けることが重
要なポイントになる。

このためには凝固後から１０００℃までは１０℃八ｅへ
以上の冷却速度で冷却すると共に、雰囲気としても水蒸
気（ＨｚＯ）やＣＯ３等を避けて、好ましくはＮ３やＮ
、−０１や大気中とすることが望ましい。こうして雰囲
気を制御すると共に、高温域を速く冷却して、スケール
が生成しても高々２０μｍ未満とすることが望ましい、
鋳片を上述のようにして、製造しておくことにより、引
き続いて熱間圧延を加えても内部スケール押込みによる
凹みは小さい。こうして必要により９００℃以上におい
て圧下率５０％以内の熱間圧延を加えることが出来る。

このようにしてできた鋳片の表面には、薄いスケールが
生成するが、その除去には酸洗が望ましい。Ｃｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼では、２０μｍ未満のスケールの除去に
おいても、基本的には、ＨＮＯ，と１１Ｆを主成分とす
る酸洗液が有効である。

勿論、デスケーリング作用を加速するために、軽度のメ
カニカルデスケーリングをストリップに施すことは有効
であるけれども、表面に凹凸を残すようなショツトブラ
スト等は、かえって逆効果であり、微粒の研掃材を含有
する高圧水を軽度に適用する等が望ましい。

前述の、酸洗過程で重要なことは、鋳片の鋭敏化を防止
してお（ことであ′る。

鋳片が鋭敏化していると、酸洗中に粒界が深く侵食され
、溝状の凹みを生じ、これがかぶさり状欠陥となる。従
って、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼鋳片の成分において、
重量％でＣを０．０６５％以下とするとともに、鋳造後
、９００℃以下の温度域では１”Ｃ／ｓ以上の冷却速度
で、６５０℃までは水冷を含めて均一に冷却することが
必要である。

鋳造薄帯を巻き取る場合には、巻き取り温度を６５０℃
以下にして、炭化物の粒界析出による鋭敏化を防止する
ことが必要である。

前記の条件を満たせば、ＨＮＯ，／ＨＦ中で酸洗しても
粒界腐食することなく酸洗し得る。尚、ＨＮＯ！／）Ｉ
Ｐ酸洗液の濃度も、従来のプロセスにおける通常の酸液
濃度若しくはさらに低濃度であっても酸洗可能である。

以上のように、２種の凹凸の対策を実施することで冷延
用素材表面は平滑となり最大粗さＲｍａｘで１０μ鋼以
下とすることが出来、コイル研削工程を省略することが
出来る。

酸洗したストリップを冷間圧延するに際しては、十分に
細かな粗度のロールで仕上げることが望ましい、冷間圧
延用素材として、ストリップ表面の凹みの要因を除去し
た本発明のプロセスによるときは、冷間圧延中にかぶさ
り状欠陥は生じない。

又従来プロセスに比較して、軽度の冷間圧下率において
も表面の光沢が向上する。

本発明のプロセスにより５０％の冷間圧延を行った後の
ストリップの表面状況の金属顕微鏡写真を第１図に示す
、明らかに従来法によって得られたストリップの表面状
況の金属顕微鏡写真である第２図に比較して本発明によ
るものがすぐれていることがわかる。

冷間圧延を完了したストリップを、次いで、従来プロセ
スにおけるように、最終焼鈍、酸洗或いは光輝焼鈍を経
て、場合により調質圧延を加えて仕上げるが、本発明の
プロセスにおいては、製品表面にかぶさり状欠陥はなく
、従って、光誘起点がなく研磨性も良好である。

而して、本発明によれば、冷間圧延前に、コイル研削す
ることは、本質的に必要ない。本発明によって製造され
たステンレス鋼は、表面の介在物特に硫化物系介在物が
光誘起点となる処から、硫化物系介在物の存在は有害で
ある。従って、鋼成分において、Ｓは特に低くすること
が望ましく、０．００８％以下とする必要がある。

（実施例） 常法通り溶製して２次精錬した各種Ｃｒ−Ｎｉ系ステン
レス鋼で、ＣとＳをそれぞれ０．０６５％以下、０．０
０８％以下とした供試鋼を使用した。化学成分は、表の
通りである。この溶鋼を、水冷式の銅製鋳型（ドラム）
を有するツインドラム連続鋳造機で、厚さ８１１．５鶴
、１璽ｎの薄帯に鋳造した。

鋳造ドラム出口から１０００℃までの温度域の鋳片をＮ
２およびＮ２＋大気の雰囲気下に置き、かつＮ２を吹き
付けて冷却し、併せてロール冷却により１０”ｃ／ｓｅ
ｃ以上で冷却し、スケールの成長を制御した。鋳片表面
のスケールの厚さは、すべて１３μｍ未満であった。

鋳片に、１１８０〜１０５０℃の温度域で、４０％と３
５％の熱間圧延加工を加えた。他の鋳片には、１０％以
下の圧下で、形状矯正を施した。

次いで、鋳片を、９００〜６５０℃の温度域を、冷却水
スプレーによって表裏面から冷却し、鋼（１）、（２）
については６１０〜５７０℃で巻取り、鋼（３）につい
は６７０℃で巻取った。このストリップに、軽度のメカ
ニカルデスケーリング、酸洗を施し、さらに冷間圧延工
程以下の、それ自体公知のプロセスを経て製品とした。

冷延前の鋼板表面には、＠　（１）、（２）はいづれも
平滑で最大粗さＲｍａｘはそれぞれ６μｍ、９μｍであ
ったが、＠　（３１は１５μ清を示した。

これらの製品を、そのまま表面で暴露テストや加速式の
発錆テストに供し、また、研磨テストを行った。

暴露テストや加速弐発錆テストにおいて、本発明のプロ
セスによって製造したステンレス鋼（１）、（２）は、
何れもすぐれた発銹抵抗を示し、暴露テストでは、１年
後も良好であった。　処が、Ｃが高くかつＳも高い鋼（
３）では、巻取温度が高いことを主因に冷延素材のＲＩ
ＩＩａｘが１５μ凹凸も大きく、冷延時にかぶさりが生
じ暴露テストで製品表面のかぶさり状欠陥から、３ケ月
後に発銹が始まり、加速式発錆テストの結果もよくなっ
た。　研磨性テストにおいても、鋼（１）、　（２＞は
（３）に比較して工／３以下の研磨時間ですぐれた光沢
を現した。

（発明の効果） 本発明によれば、熱間圧延工程、コイル研削工程等を省
略した、エネルギ消費の少ない、簡潔な方法で、発銹抵
抗が大きく、表面研磨性にすぐれたＣｒ−Ｎｉ系ステン
レス鋼を、高生産性、低コスト下に製造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に従い５０％の圧下率の冷間圧延を行っ
た後のストリップの表面状況を示す金属顕微鏡写真、第
２図は従来法によるストリップの表面状況を示す金属顕
微鏡写真である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）１８Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス鋼を代表とするＣ
   ｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼において、重量％で、Ｃ含有量
   を０．０６５％以下、Ｓを０．００８％以下とした溶鋼
   を、鋳片と鋳型間で相対速度差のない同期式連続鋳造法
   によって、厚さが１０ｍｍ以下の可及的に製品厚さに近
   い厚さの薄帯に鋳造し、次いで、凝固から鋳片表面温度
   が１０００℃となる温度域を、平均冷却速度１０℃／ｓ
   ｅｃ以上で冷却すると共に、Ｎ＿２や大気雰囲気中で冷
   却して、スケール層の厚さが２０μｍ以下となるように
   雰囲気を制御し、次いで９００〜６５０℃の温度域は１
   ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、炭化物の粒界析出
   を防止し、巻取りが必要な場合は６５０℃以下で巻取り
   、然る後、軽度のメカニカルデスケーリングと、酸洗液
   による酸洗を行ない、表面の凹凸を最大粗さＲｍａｘで
   １０μｍ以下とし、その後は常法に従って冷間加工、最
   終焼鈍、酸洗、あるいは光輝焼鈍し、調質圧延すること
   を特徴とする発銹抵抗が大きく研磨性にすぐれたＣｒ−
   Ｎｉ系ステンレス鋼の製造法。
2. （２）９００℃以上の温度域において、圧下率として５
   ０％以下の熱間圧延を鋳片に加える特許請求の範囲第１
   項記載の方法。