CN117642521A

CN117642521A - 铁素体系不锈钢及其制造方法

Info

Publication number: CN117642521A
Application number: CN202280049525.7A
Authority: CN
Inventors: 坪井耕一; 今川一成; 寺冈慎一
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2021-08-24
Filing date: 2022-08-24
Publication date: 2024-03-01
Also published as: TW202309309A; KR20240036621A; WO2023027129A1; TWI819763B; JPWO2023027129A1

Abstract

本发明的课题是提供适当的淬火温度范围宽、在淬火后具备高的硬度和优异的耐蚀性、作为美观的马氏体系不锈钢产品的原材料的铁素体系不锈钢及其在工业上稳定的制造方法。本发明的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，具有以下钢组成：C：0.45％以上且0.55％以下、Si：0.10％以上且1.00％以下、Mn：0.1％以上且1.0％以下、Cr：12.0％以上且15.0％以下、Ni：0％以上且1.0％以下、Mo：0.50％以上且0.80％以下、V：0.10％以上且0.20％以下、N：0.015％以上且0.100％以下、P：0％以上且0.040％以下、S：0％以上且0.030％以下、余量：Fe和杂质，铁素体相的平均晶体粒径为10μm以下，直径为1.5μm以下的碳化物存在0.8个/μm²以上。

Description

铁素体系不锈钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及铁素体系不锈钢。特别是公开了很适合作为适用于剃刀、菜刀等刀具的马氏体系不锈钢产品的中间材料的铁素体系不锈钢。

背景技术

在要求高的硬度和耐蚀性的剃刀的刀和菜刀等的刀具用途中，曾使用了以SUS420J1、SUS420J2、EN1.4116(非专利文献1)为代表的含碳的马氏体系不锈钢。它们是在JIS G43034、JIS G43035中也记载的钢。作为通用刀具使用含有0.40％以下的C的SUS420J1、SUS420J2。另一方面，作为要求更高的硬度、优异的耐蚀性的高级刀具使用Cr含量多、而且添加V、Mo来提高了耐蚀性的EN1.4116。

不锈钢从能够固溶比较高的浓度的碳的高温的奥氏体相的状态，通过水冷、油冷等的急速的冷却而得到在室温下固溶有过饱和的碳的硬质的马氏体相。即，成为马氏体系不锈钢。已知该马氏体相的硬度与高温加热时的奥氏体相的固溶C量对应，用于得到目标硬度的适当淬火温度范围受淬火前的碳化物的尺寸影响。

另外，认为在淬火前后存在的碳化物以Cr为主体，也含有以提高耐蚀性为目的的V、Mo，对耐蚀性造成大的影响。即，在存在粗大的碳化物的情况下，其附近的耐蚀性劣化。

另一方面，在不锈钢从高温的奥氏体相的状态比较缓慢地冷却的情况、和在比奥氏体相的状态低温的铁素体相的状态下加热保持了的情况下，会析出在母相中固溶的C，因此分解成软质的铁素体相和碳化物。

因此，在制造一般的马氏体系不锈钢产品时，在作为原料的中间材料的制造阶段为软质，一般地以加工性优异的铁素体系不锈钢的状态制造出板、棒、线等的各种各样的形状后，加工成产品，或者在加工的同时或之后实施向马氏体系不锈钢转变的淬火。

本发明以应用于要求特别高的硬度和优异的耐蚀性的马氏体系不锈钢制高级刀具为前提，以作为适合于其制造的中间材料的、添加有0.45％以上的C的铁素体系不锈钢为对象。再者，应用并不限定于高级刀具，也能够应用于需要优异的特性并进行加工的其他的用途。另外，对于高级刀具而言，优选产品表面美观。美观是指表面形状优异，并且，耐蚀性优异，与以往相比即使在长的时间或者严酷的腐蚀环境下也不生锈的优异的表面性状。

在作为中间材料的铁素体系不锈钢的制造工序中，通常是将通过连续铸造或锭铸造而得到的铸块进行热加工后，暂时冷却至室温，进而进行再加热而分解成铁素体相和碳化物来软质化(非专利文献2)。

在该再加热中，为了上述的分解需要通常数小时这样的长时间，分散在铁素体相中的碳化物容易变得粗大。在将分散有该粗大的碳化物的铁素体系不锈钢中间材料进行了淬火的情况下，与目标硬度相比成为软质的情况多。

另外，若在淬火前后存在的碳化物中含有为得到优异的耐蚀性所需的Cr、Mo、V，则碳化物的周围的耐蚀性劣化的情况多。

为了得到由各元素的固溶带来的优异的特性，需要使淬火温度、时间高温且长时间化，使粗大的碳化物溶解(再固溶)，确保规定的固溶量。在粗大的碳化物残存的情况下，存在淬火后的特性劣化、不稳定的课题。

作为该课题的解决手段，例如在专利文献1中公开了一种将添加的C、N量适当化、并限定淬火前的铁素体系不锈钢中间材料中的碳化物的个数密度的方法。由此，能得到目标特性的适当的淬火温度范围扩大，能够稳定地确保淬火后所需的特性。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2007-224405号公报

非专利文献

非专利文献1：不锈钢欧洲标准EN 10088-2

非专利文献2：不锈钢便览第3版，日本不锈钢协会编(1995)，829页

发明内容

将专利文献1的铁素体系不锈钢中间材料进行热处理而得到的原料，由于加热时的氧化而部分性地产生厚的Cr缺乏，在将所述原料制成刀具产品时，有出现不匀纹从而损害刀具产品的表面外观的情况。

本发明的课题是提供适当的淬火温度范围宽、在淬火后具备高的硬度和优异的耐蚀性、作为美观的马氏体系不锈钢产品的原料的铁素体系不锈钢及其在工业上稳定的制造方法。

本发明人对于适用于具有高的硬度和优异的耐蚀性的刀具用马氏体系不锈钢产品的中间材料的、添加有0.45％以上的C的铁素体系不锈钢的金属组织进行了详细调查，弄清了能得到规定的硬度和耐蚀性以及美观的表面的淬火条件。

其结果，弄清了：使耐蚀性劣化、损害美观性的出现于刀具产品表面的不匀纹，起因于由晶界氧化等引起的含Cr的氧化物正下方的Cr缺乏而产生。另外发现，通过使晶体粒径微细，使材料中的晶界密度增加，晶界上的碳化物会提早地溶解，由此能促进Cr、Mo、V的向外扩散，能够提早地消除表面和粗大的碳化物附近的Cr缺乏。

而且发现，通过将平均晶体粒径微细化，并控制碳化物的分布，能稳定地得到高的硬度、优异的耐蚀性以及美观的表面外观的适当的淬火温度范围扩大。

本发明人明确了能得到这样的效果的钢组成和金属组织的特征，从而完成了本发明。本发明的要旨如下。

(1)一种铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，具有以下钢组成：

C：0.45％以上且0.55％以下、Si：0.10％以上且1.00％以下、Mn：0.1％以上且1.0％以下、Cr：12.0％以上且15.0％以下、Ni：0％以上且1.0％以下、Mo：0.50％以上且0.80％以下、V：0.10％以上且0.20％以下、N：0.015％以上且0.100％以下、P：0％以上且0.040％以下、S：0％以上且0.030％以下、余量：Fe和杂质，

铁素体相的平均晶体粒径为10μm以下，

直径为1.5μm以下的碳化物存在0.8个/μm²以上。

(2)根据上述(1)所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，1.5μm以下的碳化物在铁素体晶界长度中所占的占有率为5.0％以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，包含Al：0.30％以下、Nb：0.070％以下、B：0.0030％以下、Ti：0.070％以下、Sn：0.12％以下、Cu：0.40％以下、W：1.000％以下、Co：0.500％以下、Zr：0.500％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、Y：0.1000％以下、REM：0.10％以下、和Sb：0.15％以下之中的1种或2种以上来代替上述Fe的一部分。

(4)一种铁素体系不锈钢板，其板厚为0.4～6.0mm，其具有在上述(1)～(3)的任一项中记载的特征。

(5)一种铁素体系不锈钢板的制造方法，是制造上述(1)～(3)的任一项所述的铁素体系不锈钢的方法，其特征在于，具备下述工序：

对具有在上述(1)或(3)中记载的组成的钢在开始温度为1150℃以上、结束温度为850℃以上且900℃以下的条件下实施热轧而制成热轧钢板，接着，将上述热轧钢板以0.07℃/s以上的冷却速度冷却至700℃以上且800℃以下的温度，在冷却后，将上述热轧钢板在700℃以上且800℃以下的温度加热保持20分钟以上且20小时以下的时间。

(6)一种铁素体系不锈钢板的制造方法，是制造上述(4)所述的铁素体系不锈钢板的方法，其特征在于，具备下述工序：

对具有在上述(1)或(3)中记载的组成的钢在开始温度为1150℃以上、结束温度为850℃以上且900℃以下的条件下实施热轧而制成热轧钢板，接着，将上述热轧钢板以0.07℃/s以上的冷却速度冷却至700℃以上且800℃以下的温度，在冷却后，将上述热轧钢板在700℃以上且800℃以下的温度加热保持20分钟以上且20小时以下的时间，将加热保持了的上述热轧钢板进行酸洗，将酸洗后的上述热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板，将上述冷轧钢板在700℃以上且800℃以下的温度进行热处理。

根据本发明，能够提供适当的淬火温度范围宽、具备高的硬度和优异的耐蚀性、且美观的铁素体系不锈钢。

附图说明

图1是示意性地表示将碳化物判断为“处于晶界上的碳化物”的基准、以及“占据晶界的线段长度”的图。

具体实施方式

1.铁素体系不锈钢

以下，关于本发明的铁素体系不锈钢进行详细说明。

(化学成分)

首先，对本发明的铁素体系不锈钢中所含的成分进行说明。再者，关于各元素的含量的“％”意指质量％。

C是为确保马氏体的硬度而很重要的元素。另外，也作为生成Cr碳化物而对母材的耐蚀性造成影响的元素起作用。当C含量低于0.45％时，不能得到在刀具用途中所需要的淬火硬度。另外，有助于稳定的淬火硬度的1.5μm以下的碳化物的个数密度变得不充分，因此适当的淬火温度范围也变窄。而且，碳化物的钉扎未有效地发挥作用，在热轧后的炉内加热中，铁素体相的平均晶粒直径粗大化。另一方面，当C含量超过0.55％时，碳化物粗大化，上述个数密度变得不充分，适当的淬火温度范围变窄。另外，不能够满足需要的耐蚀性。因此，C含量设为0.45％以上且0.55％以下。C含量的下限优选为0.46％，更优选为0.47％。C含量的上限优选为0.54％，更优选为0.53％。

Si是使抗氧化性提高的元素。若Si含量小于0.10％，则不能得到充分的抗氧化性。另外，若过度地降低，则招致制造成本的增加。另一方面，若Si含量超过1.00％，则助长制造时的开裂。因此，Si含量设为0.10％以上且1.00％以下。Si含量的下限优选为0.20％，更优选为0.30％。Si含量的上限优选为0.90％，更优选为0.80％。

Mn作为脱氧元素而使用。另外，也认为通过与C的相互作用，固溶C量增加，有助于提高淬火后的硬度。从稳定制造性以及由与C的相互作用带来的固溶C的增加效果显现的观点出发，Mn含量设为0.1％以上。另一方面，当Mn含量超过1.0％时，存在形成硫化物等的化合物而招致耐蚀性的降低的风险。另外，认为通过与C的相互作用而使固溶C增加的效果饱和，不能得到与添加量相称的效果。因此，Mn含量设为0.1％以上且1.0％以下。Mn含量的下限优选为0.2％，更优选为0.3％。Mn含量的上限优选为0.9％，更优选为0.8％。

Cr是使耐蚀性提高的元素。另外，Cr是使淬火性提高的元素，是抑制产生扩散相变从而淬火后的硬度降低的情况的元素。而且，也是构成碳化物的元素，影响到淬火前的金属组织中的碳化物密度。当Cr含量低于12.0％时，不能得到充分的耐蚀性、抑制扩散相变的效果、碳化物密度。另一方面，若Cr含量超过15.0％，则招致制造性的降低。另外，不能得到与添加合金成本相称的耐蚀性。另外，由淬火相变温度(Ms点)的降低所致的残余γ生成量变为大量，招致硬度的降低。因此，Cr含量设为12.0％以上且15.0％以下。Cr含量的下限优选为12.5％，更优选为13.0％，进一步优选为14.0％。进而，Cr含量的下限可以为14.1％，可以为14.3％。Cr含量的上限优选为14.9％，更优选为14.7％。

Ni是使形成为马氏体相时的韧性提高的元素，可以根据需要添加。但是，若Ni含量超过1.0％，则招致成形性的降低。另外，其为稀少元素且价格高，有可能导致合金成本的上升和损害制造性。因此，Ni含量设为1.0％以下。优选为0.60％以下，更优选为0.05％以上且0.50％以下。在含有Ni的情况下，其含量也可以为微量，但下限优选为0.05％，更优选为0.10％。Ni含量的上限优选为0.60％，更优选为0.50％。

Mo是使耐蚀性提高的元素。另外，也是通过固溶强化而使硬度提高的元素。当Mo含量低于0.50％时，不能得到充分的耐蚀性、和由固溶强化带来的提高硬度的效果。另一方面，即使Mo含量超过0.80％地添加，耐蚀性、固溶强化的效果也饱和，不能得到与添加成本相称的效果。因此，Mo含量设为0.50％以上且0.80％以下。Mo含量的下限优选为0.55％，更优选为0.60％。Mo含量的上限优选为0.75％，更优选为0.70％。

V是使耐蚀性提高的元素。也作为使碳化物微细地析出的元素发挥作用，提高碳化物的个数密度。当V含量低于0.10％时，不能得到充分的耐蚀性。另外，不能够充分得到提高碳化物的个数密度的效果。另一方面，即使V含量超过0.20％地添加，提高耐蚀性的效果和提高碳化物的个数密度的效果也饱和，不能得到与添加成本相称的效果。因此，V含量设为0.10％以上且0.20％以下。V含量的下限优选为0.11％，更优选为0.13％。V含量的上限优选为0.19％，更优选为0.17％。

N与C同样是用于确保马氏体的硬度的元素。当N含量低于0.015％时，不能够确保充分的硬度。另一方面，若N含量超过0.100％，则热加工性显著劣化。因此，N含量设为0.015％以上且0.100％以下。N含量的下限优选为0.020％，更优选为0.030％，进一步优选为0.040％。N含量的上限优选为0.090％，更优选为0.080％。

P是使成形性和耐蚀性降低的元素。优选其含量低。因此，P含量设为0.040％以下。下限没有特别限定。

S是不可避免的杂质元素，助长制造时的开裂。因此，S含量设为0.030％以下。下限没有特别限定。

本发明的铁素体系不锈钢，除了上述的各元素以外，还包含Fe和杂质(包括不可避免的杂质)。

本公开的铁素体系不锈钢，也可以除了上述的基本组成以外，以质量％计还选择性地包含Al：0.30％以下、Nb：0.070％以下、B：0.0030％以下、Ti：0.070％以下、Sn：0.12％以下、Cu：0.40％以下、W：1.000％以下、Co：0.500％以下、Zr：0.500％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、Y：0.1000％以下、REM：上0.10％以下、Sb：0.15％以下之中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。

(Al：0.30％以下、Nb：0.070％以下、B：0.0030％以下、Ti：0.070％以下)

Al、Nb、B和Ti元素也可以不添加。如果添加这些元素，则具有提高铁素体系不锈钢的成形性、抑制热加工时的缺陷的效果。添加时的、Al含量设为0.30％以下，Nb含量设为0.070％以下，B含量设为0.0030％以下，Ti含量设为0.070％以下。为了可靠地得到上述效果，Al、Nb、Ti含量优选设为0.01％以上，B含量优选设为0.001％以上。

(Sn：0.12％以下、Cu：0.40％以下、W：1.000％以下、Co：0.500％以下、Zr：0.500％以下)

Sn、Cu、W、Co和Zr元素也可以不添加。这些元素具有提高耐蚀性的效果。添加时的、Sn含量设为0.12％以下，Cu含量设为0.40％以下，W含量设为1.000％以下，Co含量设为0.500％以下，Zr含量设为0.500％以下。为了可靠地得到上述效果，Sn、Cu、Co、Zr含量优选设为0.01％以上，W含量优选设为0.1％以上。

(Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、Y：0.1000％以下、Hf：0.20％以下、REM：0.10％以下、Sb：0.15％以下)

Ca、Mg、Y、REM和Sb元素也可以不添加。这些元素具有使氧化物、硫化物等夹杂物变化从而抑制热加工缺陷的效果。添加时的、Ca含量设为0.0050％以下，Mg含量设为0.0050％以下，Y含量设为0.1000％以下，Hf含量设为0.20％以下，REM含量设为0.10％以下，Sb含量设为0.15％以下。为了可靠地得到上述效果，Ca、Mg含量优选设为0.0001％以上，Y、Hf、REM含量优选设为0.01％以上。

再者，在本申请中，所谓“REM”是指归属于原子序数57～71的元素(镧系元素)，例如为La、Ce、Pr、Nd等，不包含Y。

本公开的铁素体系不锈钢，也可以除了上述的各元素以外，还在能够解决上述课题的范围内含有除了上述的各元素以外的元素来代替Fe的一部分。例如，也可以含有Bi、Pb、Se、H、Ta等，但在能够解决上述课题的限度内控制其含有比例，例如，也可以含有Bi≤100ppm、Pb≤100ppm、Se≤100ppm、H≤100ppm、Ta≤500ppm之中的1种以上。

(铁素体相的平均晶体粒径和碳化物的析出状态)

在本发明的铁素体系不锈钢中，通过将铁素体相的平均晶体粒径微细化，并且规定碳化物的尺寸和个数密度，确保了包括美观的表面在内的优异的特性。

通过使平均晶体粒径微细，处于铁素体相的晶界上的碳化物增加。在高温加热时，处于晶界上的碳化物作为向奥氏体相转变的核发挥作用，使奥氏体相的晶界面积增加。因此，在碳化物的再固溶进展的同时，再固溶了的Cr、M、V的向外扩散被促进，能够提早地消除Cr缺乏。如果除了上述规定以外，碳化物在铁素体相的晶界的长度中所占的比例(占有率)为一定以上，则消除Cr缺乏的效果进一步提高，耐蚀性显著提高。

铁素体相的平均晶体粒径需要为10μm以下。平均晶体粒径优选为9μm以下，进一步优选为8μm以下。另一方面，平均晶体粒径的下限没有特别限定，但从实绩出发，设为1μm以上。另一方面，若平均晶体粒径超过10μm，则处于晶界的碳化物减少，未引起消除Cr缺乏的现象，不能够确保优异的特性。

(铁素体相的平均晶体粒径的测定方法)

铁素体相的平均晶体粒径如以下那样确定。通过EBSD来对通过电解研磨而制备成试样的钢板的L截面进行测定。测定区域是在板厚1/4t的位置设为300μm×300μm，测定的步长设为0.1μm。如果相邻的标绘数据(绘图数据：plot data)彼此的晶体取向差小于15°，则将它们视为同一晶粒，如果具有15°以上的取向差，则作为不同的晶粒对待而求出平均晶体粒径。再者，当在测定区域中包含铁素体相以外的相的情况下，仅抽取铁素体相后求出平均晶体粒径。

碳化物，在高温加热时能够再固溶于奥氏体相的尺寸下个数密度越大越好。关于碳化物的尺寸，需要不包含直径超过1.5μm的粗大的碳化物。优选直径为1.0μm以下。

另外，关于碳化物的个数密度，直径为1.5μm以下的碳化物需要存在0.8个/μm²以上。优选为1.0个/μm²以上，更优选为1.2μm²以上。个数密度的上限没有特别限定。再者，在碳化物的尺寸以及个数密度满足上述的条件的情况下，能够充分确保目标硬度所需要的固溶C量，因此适当的淬火温度范围也扩大。

为了确保淬火后的美观的表面外观、而且使耐蚀性显著提高，直径为1.5μm以下的碳化物在晶界中所占的占有率优选为5.0％以上。占有率优选为7.0％以上，更优选为10.0％以上。上限没有规定，但优选为17.0％以下。

(碳化物的尺寸以及个数密度、碳化物在晶界中所占的占有率的测定方法)

碳化物的尺寸和个数密度采用以下的方法确定。

将钢板的L截面进行镜面研磨后，用王水进行腐蚀而使晶界和碳化物显现，通过SEM观察来测定碳化物的尺寸以及个数密度。测定区域是在板厚1/4t位置总面积设为200μm×200μm，观察倍率为5000倍，进行SEM观察。碳化物的尺寸，将观察到的碳化物换算成等效圆直径(当量圆直径)而求出。碳化物的个数密度[个/μm²]作为在测定区域中确认到的直径为1.5μm以下的碳化物的个数相对于测定区域的面积之比而算出。

本发明中的占有率(P[％])，作为直径为1.5μm以下的碳化物在晶界中所占的比例来定义。占有率，作为上述碳化物占据晶界的线段长度的总和(b[μm])相对于测定区域中的总晶界长度(a[μm])的比例而求出。式(2)表示计算式。另外，在图1中示意性地示出判断为“处于晶界上的碳化物”的基准以及“占据晶界的线段长度”。

P＝b/a×100…(1)

再者，在本发明的铁素体系不锈钢中确认到的碳化物，大半是(Cr,Fe)₂₃C₆，但也可以部分地包含(Cr,Fe)₇C₃。碳化物能够通过EDX来确认。

(除了铁素体相和碳化物以外的其他相的存在)

本发明的铁素体系不锈钢的金属组织，在室温下采用铁素体相和极少一部分的比例的多个且微细的碳化物构成。但是，如果为少量，则能够允许上述以外的相的存在。例如，本发明的铁素体系不锈钢在室温下即使包含按面积率计合计为5％以下的除了作为主相的铁素体相以外的相、例如奥氏体相、马氏体相也没有问题。

(判定奥氏体相、马氏体相的有无的方法)

奥氏体相的有无，使用通过前述段落中记载的EBSD测定到的数据来判断。由于奥氏体相为FCC结构，铁素体相为BCC结构，因此求出在测定区域中FCC结构所占的比例(γ[％])来判定。如果由式(1)求出的值为5％以下，则判断为没有奥氏体相。在此，γ表示奥氏体相的面积率(单位：[％])，F、B分别表示用EBSD进行了测定时所得到的FCC结构、BCC结构的标绘(plot)数(单位：[个])。

γ＝F/(F+B)×100…(2)

马氏体相的有无，通过维氏硬度来判断。当马氏体相存在5％以上时，硬度超过300HV。使用维氏硬度计，在500g的载荷下测定10次，如果其平均值为300HV以下，则判定为没有马氏体相。

(板厚)

热轧后的板厚为4.0mm以上且6.0mm以下，在其后的冷轧阶段中的板厚为0.4mm以上且小于4.0mm。本发明的铁素体系不锈钢的板厚，将自热轧以后直到包括产品板厚在内的冷轧阶段为止的0.4mm以上且6mm以下作为对象。

2.铁素体系不锈钢的制造方法

(制造方法)

对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。

熔炼由上述的组成构成的钢，进行铸造来制造铸块，进行加热。若加热温度(后述的热轧的开始温度)低于1150℃，则不能够使碳化物充分固溶，特性根据部位而变动，并且，粗大的碳化物残存，产品的适当淬火温度范围变窄。因此，加热温度设为1150℃以上。优选为1180℃以上。

接着，对加热了的铸块实施热轧。若热轧的结束温度低于850℃，则变形载荷过高，因此进行热轧的机械材料的负荷变高，且不能够加工成规定的形状。另一方面，若超过950℃，则粗大的碳化物未被破碎而残存，产品的适当淬火温度范围变窄。因此，热轧的结束温度设为850℃以上且950℃以下。优选为860℃以上且940℃以下。

从热轧刚一结束起就控制冷却速度，冷却至作为后工序的加热保持的温度700℃以上且800℃以下。当时，需要管理热过程，以使得冷却速度为0.07℃/s以上、且在冷却途中不将温度降低至低于700℃的温度。冷却速度优选为0.20℃/s以上。通过因热轧而蓄积的加工应变被维持至即将加热保持之前，在加热保持后，铁素体相的平均晶体粒径成为10μm以下。另一方面，若冷却速度慢于0.07℃/s，则在冷却中加工应变回复，铁素体相的析出核减少，因此在加热保持中铁素体粗大化。

在以往的铁素体系不锈钢中间体的制造方法中，在为一般的制造工序、即在热轧后一边控制冷却速度一边暂时冷却至室温，再次升温而进行加热保持的热过程的情况下，在马氏体相内的应变消失的过程中，铁素体相的晶粒粗大化。与此相对，在本发明的铁素体系不锈钢的制造方法中，控制自热轧后直至即将加热保持之前为止的期间的、冷却速度和温度履历是非常重要的。在以往的铁素体系不锈钢中间体的制造方法中，未进行这样的冷却速度和温度履历的控制。

冷却至700℃以上且800℃以下的加热保持的温度后，接着，进行加热保持。若加热保持的温度低于700℃，则1.5μm以下的碳化物的个数密度显著变低，铁素体相变未充分地进展，进行上述加热保持，冷却至室温时，成为较多地包含硬质的马氏体相的金属组织。其结果，冷轧等的后工序的通板变得困难，制造成本增加、成品率降低。另一方面，若超过800℃，则上述的碳化物凝聚粗大化，适当的淬火温度范围变窄。另外，铁素体相的平均晶体粒径也粗大化。

加热保持的时间设为20分钟以上且20小时以下。在加热保持的时间小于20分钟的情况下，直径为1.5μm以下的碳化物的个数密度显著降低，在冷却到室温后成为包含大量的马氏体相的金属组织。其结果，冷轧等的后工序的通板变得困难，制造成本增加、成品率降低。另一方面，若超过20小时地加热保持，则上述的碳化物凝聚粗大化，适当的淬火温度范围变窄。另外，铁素体相的晶粒也粗大化。因此，关于加热保持，在700℃以上且800℃以下的温度进行20分钟以上且20小时以下的保持。优选为在710℃以上且790℃以下的温度保持75分钟以上且15小时以下。

关于加热保持后的冷却速度，没有特别限定。例如，可以设为0.05℃/s以上的冷却速度，也可以进行空冷。

加热保持和冷却结束之后，可根据需要反复进行酸洗、冷轧、最终热处理从而得到规定的板厚的钢板。

酸洗是除去表面的氧化皮的工序，冷轧是得到规定的板厚的工序，最终热处理是释放在上述冷轧中导入的应变，通过再结晶而使其软化的工序，在不锈钢的制造中采用一般的方法没有问题。

在最终热处理的温度低于700℃的情况下，再结晶不充分而成为硬质，向下一道工序的通板或在客户处的原料加工变得困难。另一方面，若温度高于800℃，则到达奥氏体相稳定的温度区域，在冷却后成为较多地包含马氏体相的金属组织，由此硬质化，向下一道工序的通板或在客户处的原料加工变得困难。因此，最终热处理的温度设为700℃以上且800℃以下。优选为710℃以上且790℃以下。

实施例

一边示出实施例，一边说明本发明的铁素体系不锈钢的效果。

熔炼具有表1中所示的组成的钢，得到厚度100mm的铸块。将该铸块在表2中所示的温度加热120分钟后，进行热轧，得到板厚5.0mm的热轧板。

接着，将上述热轧板以0.05～2.0℃/s的范围的冷却速度冷却至表2中所示的加热保持的温度。到达上述加热保持的温度之后，进行表2中所示的时间的加热保持。加热保持后，进行空冷而冷却至室温。对于No.1～16、18～34的钢板，实施硫酸酸洗、压下率为60％的冷轧，进而实施700～800℃×2分钟的热处理，得到板厚2.0mm的钢板。

另外，对于No.1～15、18～34的钢板，再次进行冷轧、冷轧板退火、酸洗，制成板厚0.8mm的钢板。

在本研究中，为了与本发明的制造工序进行比较，No.33在热轧后暂时冷却至室温，再次升温而加热保持。

铁素体相的平均晶体粒径、奥氏体相和马氏体相的有无、碳化物的尺寸和个数密度、碳化物在晶界中所占的占有率采用上述的方法测定。

(热轧完成后的冷却速度的测定方法)

热轧完成后的冷却速度定义为自热轧完成后直至到达加热保持的温度为止的期间的平均冷却速度。温度的履历使用辐射温度计来测定。

(淬火硬度稳定性的评价试验)

将表2中所示的供试材料在900～1150℃的加热温度下保持5分钟后，进行空冷。然后，调查上述样品的淬火硬度。再者，使加热温度以10℃刻度变化。淬火稳定性(ΔT[℃])通过式(3)来评价。

ΔT＝Tmax-Tmin…(3)

Tmin[℃]、Tmax[℃]分别表示使淬火硬度成为550HV以上的最低温度以及最高温度，ΔT越大，意味着能得到上述淬火硬度以上的硬度的淬火温度范围越宽，淬火硬度稳定性越优异。另一方面，在ΔT为0时，意味着最低温度Tmin与最高温度Tmax一致，淬火稳定性差。在此，将ΔT为30℃以上的情况评价为合格，将ΔT小于30℃的情况评价为不合格。

(表面外观的评价试验)

将表2中所示的供试材料在加热温度Tmin、Tmax下保持5分钟后，进行空冷，得到淬火样品。然后，除去上述淬火样品的氧化皮，使金属表面露出，然后通过#600的湿式研磨来对表面进行精加工。不匀纹通过目视来确认。不匀纹的总面积在观察视野的总面积1m²中所占的比例(以下和在表2中称为“缺陷率”)，如果在加热温度为Tmin的情况和加热温度为Tmax的情况下均为5.0％以下，则评价为合格，评价为满足对高级刀具所要求的美观的表面外观。在其以外的情况下评价为不合格。表2中的缺陷率是加热温度为Tmin的情况以及加热温度为Tmax的情况的各自的缺陷率之中的大的缺陷率。

(耐蚀性的评价试验)

将通过与表面外观的评价试验同样的淬火热处理、研磨方法制作出的试验片供于试验温度50℃、7％NaCl溶液的盐水喷雾试验。耐蚀性是否合格通过是否在试验片的表面看到红锈来判断。试验开始4小时后，若对于加热温度Tmin、Tmax的条件，均通过目视未确认到红锈，则视为合格，判断为满足作为刀具所需的耐蚀性。其以外的情况视为不合格。仅限于判定为合格的试验片，延长评价试验直至试验时间的合计成为24小时。在对于加热温度Tmin、Tmax的条件，均在评价试验后通过目视未看到红锈时，判定为耐蚀性更优异。

表2示出淬火硬度稳定性、缺陷率和耐蚀性的评价结果。铁素体相的平均晶体粒径、碳化物的个数密度均为规定以上的No.1～26，能得到高的硬度、优异的耐蚀性的适当的淬火温度范围宽，而且，也兼具美观的表面外观。特别是在晶界处的碳化物的占有率也为规定以上的实施例2～26，耐蚀性显著地提高了。

另一方面，No.31，由于碳化物的个数密度小，铁素体相的平均晶体粒径也粗大，因此淬火硬度稳定性不充分，缺陷率也不良。

No.32，碳化物的个数密度小，淬火硬度稳定性不充分。另外，由于添加的Cr过少，因此耐蚀性不足。No.32，由于添加的C过多，因此粗大的碳化物过度地存在，淬火硬度稳定性不良。另外，由于添加的Cr过少，因此耐蚀性不良。

在热轧后暂时冷却至室温后，再次升温而加热保持了的热过程的No.33，平均晶体粒径粗大，缺陷率高于规定。

热轧后的冷却速度慢的No.34，平均晶粒直径粗大，表面外观的缺陷率高于规定。

产业上的可利用性

本公开的铁素体系不锈钢，适当的淬火温度范围宽，兼具淬火后的高的硬度、优异的耐蚀性和表面的美观性。即，适合作为马氏体系不锈钢的中间材料，作为一例，能够高效率地生产要求硬质、优异的耐蚀性和美观的高级刀具产品。

附图标记说明

1晶界

2占据晶界的线段长度

3处于晶界上的碳化物

4未处于晶界上的碳化物

Claims

1.一种铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，具有以下钢组成：

C：0.45％以上且0.55％以下、

Si：0.10％以上且1.00％以下、

Mn：0.1％以上且1.0％以下、

Cr：12.0％以上且15.0％以下、

Ni：0％以上且1.0％以下、

Mo：0.50％以上且0.80％以下、

V：0.10％以上且0.20％以下、

N：0.015％以上且0.100％以下、

P：0％以上且0.040％以下、

S：0％以上且0.030％以下、

余量：Fe和杂质，

铁素体相的平均晶体粒径为10μm以下，

直径为1.5μm以下的碳化物存在0.8个/μm²以上。

2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，1.5μm以下的碳化物在铁素体晶界长度中所占的占有率为5.0％以上。

3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，

以质量％计，包含

Al：0.30％以下、

Nb：0.070％以下、

B：0.0030％以下、

Ti：0.070％以下、

Sn：0.12％以下、

Cu：0.40％以下、

W：1.000％以下、

Co：0.500％以下、

Zr：0.500％以下、

Ca：0.0050％以下、

Mg：0.0050％以下、

Y：0.1000％以下、

REM：0.10％以下、和

Sb：0.15％以下

之中的1种或2种以上来代替所述Fe的一部分。

4.一种铁素体系不锈钢板，其板厚为0.4～6.0mm，其具有在权利要求1～3的任一项中记载的特征。

5.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，是制造权利要求1～3的任一项所述的铁素体系不锈钢的方法，其特征在于，具备下述工序：

对具有在权利要求1或3中记载的组成的钢在开始温度为1150℃以上、结束温度为850℃以上且900℃以下的条件下实施热轧而制成热轧钢板，

接着，将所述热轧钢板以0.07℃/s以上的冷却速度冷却至700℃以上且800℃以下的温度，

在冷却后，将所述热轧钢板在700℃以上且800℃以下的温度加热保持20分钟以上且20小时以下的时间。

6.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，是制造权利要求4所述的铁素体系不锈钢板的方法，其特征在于，具备下述工序：

在冷却后，将所述热轧钢板在700℃以上且800℃以下的温度加热保持20分钟以上且20小时以下的时间，

将加热保持了的所述热轧钢板进行酸洗，

将酸洗后的所述热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板，

将所述冷轧钢板在700℃以上且800℃以下的温度进行热处理。