JP7226564B2 - ステンレス鋼板およびその製造方法、刃物、ならびに、カトラリー - Google Patents
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Description
例えば、包丁の場合、ステンレス鋼板をプレス加工等により所定形状にブランキングまたは鍛造加工する。ついで、所定形状に加工したステンレス鋼板に、焼入れ処理、または、焼入れ処理および焼戻し処理を施して硬質化させる。そして、硬質化させたステンレス鋼板に、刃付け研磨(刃先となる部分を研磨により薄肉化する処理)等を施し、最終製品(包丁)とする。
近年、この要求が特に高まっており、十分な耐食性を確保したうえで、切れ味が高く、さらに刃先の磨耗による切れ味の低下を長期にわたり抑制し得る、高硬度の高級刃物への市場ニーズが高まっている。
また、特許文献1には、
「C :0.88mass%以上1.2mass%以下、Cr:12.5mass%以上16.50mass%以下、Si:0.05mass%以上0.20mass%以下、N
:0.001mass%以上0.02mass%以下、Mn:1.0mass%以下、Cu:1.0mass%以下、P :0.03mass%以下、S :0.010mass%以下、および、Ni:1.0mass%以下、を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とするステンレス帯鋼。」
が開示されている。
また、本発明は、上記のステンレス鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
さらに、本発明は、上記のステンレス鋼板を用いてなる刃物およびカトラリーを提供することを目的とする。
なお、上述したように、本発明のステンレス鋼板は、刃物およびカトラリーといった製品として使用する際に高い硬度が得られるものを対象としている。すなわち、本発明のステンレス鋼板には、硬質化させた後(焼き入れ処理後)の鋼板だけでなく、硬質化させる前(焼き入れ処理前)の製品素材となる鋼板が含まれる。
まず、発明者らは、欧州統一規格:EN1.4116に準拠する14mass%Cr-0.5mass%C鋼に、研磨や刃付け加工(以下、単に研磨ともいう)等を施した場合に、筋模様が発生する原因について、検討した。
具体的には、
・欧州統一規格:EN1.4116に準拠する14mass%Cr-0.5mass%C鋼の成分組成を有する鋼板(以下、単に鋼板aともいう)、および
・JIS G 4304およびJIS G 4305で規定されるSUS420J2に相当する13mass%Cr-0.3mass%C鋼の成分組成を有する鋼板(以下、単に鋼板bともいう)
を、それぞれ従来公知の方法により同じ条件で製造し、製造した鋼板に、同じ条件で研磨を施した。
その結果、鋼板bでは研磨を施しても筋模様が発生しなかった。一方、鋼板aでは、研磨を施すと、筋模様が発生した。
すなわち、鋼板aと鋼板bとでは、成分組成の違いにより、同じ製造条件で製造しても、析出物の析出状態が大きく異なるものとなる。そして、この析出物の析出状態の違いが原因で、鋼板aでは筋模様が発生する。
その結果、筋模様が発生した鋼板aでは、図2のように、金属組織中に粗大なCr系炭化物が圧延方向に連なって存在しており、これが原因となって、筋模様が発生することを知見した。
すなわち、Cr系炭化物は、ステンレス鋼板の母材(焼入れ前後ともに)よりも硬質である。そのため、金属組織に粗大なCr系炭化物が存在していると、当該Cr系炭化物が存在している部位では、他の部位に比べて、研磨量が少なくなる。その結果、研磨後に、局所的に凸部が生じ、これらが筋模様として顕在化する。
特に、鋼板a(欧州統一規格:EN1.4116に準拠する14mass%Cr-0.5mass%C鋼)の成分組成では、より高い硬度を得るために、鋼板b(13mass%Cr-0.3mass%C鋼)に比べて多量のCやCrが含まれている。そのため、鋼板bでは従来公知の方法により製造しても粗大なCr系炭化物が多量には生成しないが、同じ条件で製造した鋼板aでは、粗大なCr系炭化物が多量に生成して筋模様が発生する。
すなわち、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物が研磨時の筋模様の発生に深く影響を与えている。そして、このような粗大なCr系炭化物の生成を極力抑制する、特には、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の体積率を10%以下に抑制することによって、研磨時の筋模様の発生が大幅に抑制される。
すなわち、上記の粗大なCr系炭化物は、鋳造時にスラブ断面の柱状晶と等軸晶の境界近傍において鋳造方向に沿って生成したものである。また、鋳造時に生成した粗大なCr系炭窒物は、従来公知の一般的な製造条件では、鋳造工程以降の熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板焼鈍工程を経た後にも、依然として圧延方向(鋳造方向と同一方向である)に残存する。
その結果、以下の知見を得た。
(1)成分組成を適正に調整する、特には、C含有量およびCr含有量をそれぞれ0.45~0.60質量%、および、13.0%以上16.0%未満の範囲に調整し、
(2)そのうえで、鋼スラブの加熱、熱間圧延および熱延板焼鈍条件を適正に制御する、
具体的には、
(a)鋼スラブを1200~1350℃で30分以上保持し、かつ、
(b)熱間圧延における圧延パスのうち、終了温度:1050℃以上で、かつ、圧下率:20%以上の圧延パス数を3パス以上とし、
(c)また、熱延鋼板の巻取り温度を600℃以上とする、
ことが重要である。これにより、C含有量およびCr含有量を一定量以上含有させる場合にも、粗大なCr系炭化物の生成を抑制し、研磨時の筋模様の発生を有効に防止できる。
すなわち、上記(2)(a)のように、鋼スラブを1200~1350℃で30分以上保持することにより、鋳造工程で生成した粗大なCr系炭化物のオーステナイト相への固溶(Cr系炭化物がCr原子、C原子等に分解してオーステナイト相中に原子状態で取り込まれること)が促進される。
また、この状態で、上記(2)(b)のように、熱間圧延における圧延パスを、高い温度でかつ、高い圧下率で行うことにより、Cr系炭化物のオーステナイト相への固溶がさらに促進される。加えて、圧延ひずみが鋼スラブの板厚中央部まで効果的に付与される。これにより、鋼スラブの柱状晶と等軸晶の境界部近傍において鋳造方向に沿って生成した粗大なCr系炭化物が解消される。また、元素の転位上拡散(格子欠陥である転位を介した原子移動)が促進される。これにより、Cr系炭化物のオーステナイト相への固溶が一層促進される。さらに、オーステナイト相の動的再結晶および/または静的再結晶を促進することによって、オーステナイト相の結晶粒が微細化される。これにより、上記(2)(c)における熱延鋼板の巻取りの際に、オーステナイト相の粒界から析出するCr系炭化物の析出サイトが増加して、再析出するCr系炭化物も微細化される。なお、再結晶とは、ひずみを有する結晶粒内または結晶粒界から、ひずみをほとんど含まない結晶粒が生成する現象である。
上記の相乗効果により、C含有量およびCr含有量を一定量含有させる場合にも、粗大なCr系炭化物の生成を抑制して、研磨時の筋模様の発生を防止することが可能となる。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
1.質量%で、
C:0.45~0.60%、
Si:0.05~1.00%、
Mn:0.05~1.00%、
P:0.05%以下、
S:0.020%以下、
Cr:13.0%以上16.0%未満、
Ni:0.10~1.00%および
N:0.010~0.200%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の合計の体積率が10%以下である、ステンレス鋼板。
Mo:0.05~1.00%、
Cu:0.05~1.00%および
Co:0.05~0.50%
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、前記1に記載のステンレス鋼板。
Al:0.001~0.100%、
Ti:0.01~0.10%、
Nb:0.01~0.10%、
V:0.05~0.50%、
Zr:0.01~0.10%、
Mg:0.0002~0.0050%、
B:0.0002~0.0050%、
Ca:0.0003~0.0030%および
REM:0.01~0.10%
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、前記1または2に記載のステンレス鋼板。
前記1~3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1200~1350℃で30分以上保持する、第1の工程と、
前記鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板を巻取る、第2の工程と、
前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施し、熱延焼鈍鋼板とする、第3の工程と、をそなえ、
前記第2の工程の熱間圧延における圧延パスのうち、終了温度:1050℃以上で、かつ、圧下率:20%以上の圧延パス数が3パス以上であり、また、前記熱延鋼板の巻取り温度が600℃以上であり、
前記第3の工程の熱延板焼鈍における保持温度が750~900℃、保持時間が10分以上である、
ステンレス鋼板の製造方法。
前記冷延板焼鈍における保持温度が700~850℃、保持時間が5秒以上である、前記5に記載のステンレス鋼板の製造方法。
前記焼入れ処理における保持温度が950~1200℃、保持時間が5秒~30分、保持後の平均冷却速度が1℃/秒以上である、前記4~6のいずれかに記載のステンレス鋼板の製造方法。
前記焼戻し処理における保持温度が100~800℃、保持時間が5分以上である、前記7に記載のステンレス鋼板の製造方法。
まず、本発明の一実施形態に係るステンレス鋼板の成分組成について、説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量%」であるが、以下、特に断らない限り、単に「%」で示す。
Cは、焼入れ処理により得られるマルテンサイト相を硬質化させる効果がある。ここで、C含有量が0.45%未満では、焼入れ処理後の硬度が不足し、高級刃物に求められる切れ味が十分に得られない。一方、C含有量が0.60%を超えると、製造条件を適正に制御しても、粗大な炭化物の発生を十分には抑制できず、良好な表面品質が得られない。また、焼入れ処理時に焼割れが生じやすくなり、刃物を安定的に製造することが困難となる。
そのため、C含有量は0.45~0.60%の範囲とする。C含有量は、好ましくは0.55%以下、より好ましくは0.50%以下である。
Siは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用する。このような効果を得るため、Si含有量は0.05%以上とする。しかし、Si含有量が1.00%を超えると、焼入れ処理前に鋼板が過度に硬質化して、刃物等の所定形状に成形する際の加工性が十分に得られなくなる。
そのため、Si含有量は0.05~1.00%の範囲とする。Si含有量は、好ましくは0.20%以上である。また、Si含有量は、好ましくは0.60%以下である。
Mnは、オーステナイト相の生成を促進するとともに、焼入れ性を向上させる効果がある。このような効果を得るため、Mn含有量は0.05%以上とする。しかし、Mn含有量が1.00%を超えると、耐食性の低下を招く。
そのため、Mn含有量は0.05~1.00%の範囲とする。Mn含有量は、好ましくは0.40%以上である。また、Mn含有量は、好ましくは0.80%以下である。
Pは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素である。そのため、Pは、可能な限り低減することが望ましい。
よって、P含有量は0.05%以下とする。P含有量は、好ましくは0.04%以下、より好ましくは0.03%以下である。
なお、P含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Pはコストの増加を招くので、P含有量は0.005%以上が好ましい。
Sは、MnS等の硫化物系介在物として鋼中に存在して、延性や耐食性等を低下させる元素である。そのため、Sは、可能な限り低減することが望ましい。
よって、S含有量は0.020%以下とする。S含有量は、好ましくは0.015%以下である。
なお、S含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Sはコストの増加を招くので、S含有量は0.0005%以上が好ましい。
Crは、耐食性を向上させる効果がある。このような効果を得るため、Cr含有量は13.0%以上とする。しかし、Cr含有量が16.0%以上になると、焼入れ処理の加熱・保持時に生成するオーステナイト量が減少する。そのため、焼入れ処理後に得られるマルテンサイト相が減少し、十分な硬度が得られない。よって、Cr含有量は13.0%以上16.0%未満の範囲とする。Cr含有量は、好ましくは14.0%以上である。また、Cr含有量は好ましくは15.5%以下、より好ましくは15.0%以下である。
Niは、耐食性を向上させるとともに、焼入れ後の靭性を向上させる効果がある。このような効果を得るため、Ni含有量は0.10%以上とする。しかし、Ni含有量が1.00%を超えると、その効果が飽和する。また、固溶Ni量の増加によって、焼入れ処理前に鋼板が過度に硬質化して、刃物等の所定形状に成形する際の加工性が十分に得られなくなる。
そのため、Ni含有量は0.10~1.00%の範囲とする。Ni含有量は、好ましくは0.15%以上、より好ましくは0.20%以上である。また、Ni含有量は、好ましくは0.80%以下、より好ましくは0.60%以下である。
Nは、Cと同様に、焼入れ処理により得られるマルテンサイト相を硬質化させる効果がある。また、Nは、焼入れ処理後の耐食性を向上させる効果もある。このような効果を得るため、N含有量は0.010%以上とする。しかし、N含有量が0.200%を超えると、鋳造時に気泡が発生し、表面欠陥の発生を誘引する。
そのため、N含有量は0.010~0.200%の範囲とする。N含有量は好ましくは0.015%以上、より好ましくは0.020%以上である。また、N含有量は好ましくは0.150%以下、より好ましくは0.100%以下である。
Mo:0.05~1.00%、Cu:0.05~1.00%およびCo:0.05~0.50%のうちから選ばれる1種または2種以上、
ならびに/または、
Al:0.001~0.100%、Ti:0.01~0.10%、Nb:0.01~0.10%、V:0.05~0.50%、Zr:0.01~0.10%、Mg:0.0002~0.0050%、B:0.0002~0.0050%、Ca:0.0003~0.0030%およびREM:0.01~0.10%のうちから選ばれる1種または2種以上、を含有させることができる。
Moは、耐食性を向上させる効果がある。このような効果を得るため、Mo含有量は0.05%以上とすることが好ましい。しかし、Mo含有量が1.00%を超えると、焼入れ処理の加熱・保持時に生成するオーステナイト量が減少し、焼入れ処理後に十分な硬度が得られなくなる。
そのため、Moを含有させる場合、Mo含有量は0.05~1.00%の範囲とすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは0.10%以上、さらに好ましくは0.50%以上である。また、Mo含有量は、より好ましくは0.80%以下、さらに好ましくは0.65%以下である。
Cuは、焼入れ処理後の鋼板において、焼戻し軟化抵抗を向上させる効果がある。このような効果を得るため、Cu含有量は0.05%以上とすることが好ましい。しかし、Cu含有量が1.00%を超えると、耐食性の低下を招く。
そのため、Cuを含有させる場合、Cu含有量は0.05~1.00%の範囲とすることが好ましい。Cu含有量は、より好ましくは0.10%以上である。また、Cu含有量は、より好ましくは0.50%以下、さらに好ましくは0.20%以下である。
Coは、靭性を向上させる効果がある。このような効果を得るため、Co含有量は0.05%以上とすることが好ましい。しかし、Co含有量が0.50%を超えると、焼入れ処理前に、鋼板を刃物等の所定形状に成形する際の加工性が十分に得られなくなる。
そのため、Coを含有させる場合、Co含有量は0.05~0.50%の範囲とすることが好ましい。Co含有量は、より好ましくは0.10%以上である。また、Co含有量は、より好ましくは0.20%以下である。
Alは、Siと同様に、脱酸剤として作用する。このような効果を得るため、Al含有量は0.001%以上とすることが好ましい。しかし、Al含有量が0.100%を超えると、焼入れ性が低下する。
そのため、Alを含有させる場合、Al含有量は0.001~0.100%の範囲とすることが好ましい。Al含有量は、より好ましくは0.050%以下、さらに好ましくは0.010%以下である。
Tiは、Crと同様、CおよびNとの親和力が高く、鋼中において炭化物を形成する元素である。また、Tiは、焼戻し軟化抵抗を向上させる効果がある。そのため、焼戻しを行った際の軟質化を抑制しつつ、靭性を向上させることが可能となる。このような効果を得るため、Ti含有量は0.01%以上とすることが好ましい。しかし、Ti含有量が0.10%を超えると、その効果は飽和する。また、却って靭性が低下する。
そのため、Tiを含有させる場合、Ti含有量は0.01~0.10%の範囲とすることが好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.02%以上である。また、Ti含有量は、より好ましくは0.05%以下である。
Nbは、Tiと同様、CおよびNとの親和力が高く、鋼中において炭化物を形成する元素である。また、Nbは、焼戻し軟化抵抗を向上させる効果がある。そのため、焼戻しを行った際の軟質化を抑制しつつ、靭性を向上させることが可能となる。このような効果を得るため、Nb含有量は0.01%以上とすることが好ましい。しかし、Nb含有量が0.10%を超えると、その効果は飽和する。また、金属間化合物の析出に起因した靭性の低下が生じる場合がある。
そのため、Nbを含有させる場合、Nb含有量は0.01~0.10%の範囲とすることが好ましい。Nb含有量は、より好ましくは0.02%以上である。また、Nb含有量は、より好ましくは0.05%以下である。
Vは、TiやNbと同様、CおよびNとの親和力が高く、鋼中において炭化物を形成する元素である。また、Vは、焼戻し軟化抵抗を向上させる効果がある。そのため、焼戻しを行った際の軟質化を抑制しつつ、靭性を向上させることが可能となる。このような効果を得るため、V含有量は0.05%以上とすることが好ましい。しかし、V含有量が0.50%を超えると、その効果は飽和する。また、金属間化合物の析出に起因した靭性の低下が生じる場合がある。
そのため、Vを含有させる場合、V含有量は0.05~0.50%の範囲とすることが好ましい。V含有量は、より好ましくは0.10%以上である。また、V含有量は、より好ましくは0.30%以下、さらに好ましくは0.20%以下である。
Zrは、TiやNbと同様、CおよびNとの親和力が高く、鋼中において炭化物を形成する元素である。また、Zrは、焼戻し軟化抵抗を向上させる効果がある。そのため、焼戻しを行った際の軟質化を抑制しつつ、靭性を向上させることが可能となる。このような効果を得るため、Zr含有量は0.01%以上とすることが好ましい。しかし、Zr含有量が0.10%を超えると、その効果は飽和する。また、金属間化合物の析出に起因した靭性の低下が生じる場合がある。
そのため、Zrを含有させる場合、Zr含有量は0.01~0.10%の範囲とすることが好ましい。Zr含有量は、より好ましくは0.02%以上である。また、Zr含有量は、より好ましくは0.05%以下である。
Mgは、スラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性を向上させる効果がある。このような効果を得るため、Mg含有量は0.0002%以上とすることが好ましい。しかし、Mg含有量が0.0050%を超えると、鋼板の表面性状が悪化する場合がある。
そのため、Mgを含有させる場合、Mg含有量は0.0002~0.0050%の範囲とすることが好ましい。Mg含有量は、より好ましくは0.0010%以上である。また、Mg含有量は、より好ましくは0.0020%以下である。
Bは、鋳造および熱間圧延時の熱間加工性の向上させる効果がある。また、Bは、フェライト相およびオーステナイト相の粒界に偏析して粒界強度を上昇させる。これによって、鋳造および熱間圧延時の割れの発生を抑制する。このような効果を得るため、B含有量は0.0002%以上とすることが好ましい。しかし、B含有量が0.0050%を超えると、焼入れ処理前に、鋼板を刃物等の所定形状に成形する際の加工性が十分に得られなくなる。また、靭性の低下を招く。
そのため、Bを含有させる場合、B含有量は0.0002~0.0050%の範囲とすることが好ましい。B含有量は、より好ましくは0.0005%以上である。また、B含有量は、より好ましくは0.0030%以下、さらに好ましくは0.0020%以下である。
Caは、製錬ならびに連続鋳造時に生成する介在物を微細化する効果があり、特に連続鋳造におけるノズルの閉塞を防止するのに有効である。このような効果を得るため、Ca含有量は0.0003%以上とすることが好ましい。しかし、Ca含有量が0.0030%を超えると、CaSの生成により耐食性が低下する場合がある。
そのため、Caを含有する場合、Ca含有量は0.0003~0.0030%の範囲とすることが好ましい。Ca含有量は、より好ましくは0.0005%以上、さらに好ましくは0.0007%以上である。また、Ca含有量は、より好ましくは0.0020%以下、さらに好ましくは0.0015%以下である。
REM(Rare Earth Metals:希土類金属)は、熱間延性を向上させる効果がある。また、REMは、熱間圧延時の鋼板端面部の割れや肌荒れを抑制する効果もある。このような効果を得るため、REM含有量は0.01%以上とすることが好ましい。しかし、REM含有量が0.10%を超えると、その効果は飽和する。また、REMは、高価な元素でもある。
そのため、REMを含有する場合、REM含有量は0.01~0.10%の範囲とすることが好ましい。REM含有量は、より好ましくは0.05%以下である。
本発明の一実施形態に係るステンレス鋼板の金属組織は、焼入れ処理の前後で、主体となる組織が変化する。
例えば、本発明の一実施形態に係るステンレス鋼板を製品に加工する場合、まず、鋼板が硬質化していない段階で、鋼板にプレス加工等により所定形状にブランキングまたは鍛造加工する。ついで、所定形状に加工した鋼板に、焼入れ処理、または、焼入れおよび焼戻し処理を施して硬質化させる。すなわち、焼入れ処理の前後で、主体となる組織を変化させる、具体的には、フェライト相からマルテンサイト相に変化させる。
ただし、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物は、焼入れ処理の前後でもあまり変わらず、ほぼ維持される。
よって、本発明の一実施形態に係るステンレス鋼板の金属組織では、焼入れ処理前後を問わず、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の体積率を10%以下とすることが極めて重要となる。
Cr系炭化物は、ステンレス鋼板の母材(焼入れ前後ともに)よりも硬質である。そのため、金属組織に粗大なCr系炭化物、特に、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物が多量に存在している状態で研磨や刃付け加工等を施すと、当該Cr系炭化物が存在している部位では、他の部位に比べて、研磨量が少なくなる。その結果、研磨後に、局所的に凸部が生じ、これらが筋模様として顕在化する。
そのため、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の体積率は、10%以下とする。粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の体積率は、好ましくは5%以下、より好ましくは2%以下である。なお、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の体積率は0%であってもよい。
なお、粒径2.0μm未満のCr系炭化物については、研磨時に肉眼で識別できるほどの凹凸を生じさせず、筋模様の発生には関与しない。そのため、粒径2.0μm未満のCr系炭化物の体積率は、特に限定されない。
なお、本発明の一実施形態に係るステンレス鋼板には、焼入れ処理前後の両方の鋼板が含まれ、例えば、熱延鋼板、熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板および冷延焼鈍鋼板、ならびに、これらの鋼板に、焼入れ処理および/または焼戻し処理を施した鋼板(後述する焼入れ処理鋼板および焼戻し処理鋼板)等が含まれる。
具体的には、フェライト相が体積率で80%以上、好ましくは90%以上、より好ましくは95%以上、さらに好ましくは98%以上である金属組織となる。フェライト相の体積率が100%であってもよい。フェライト相および上記したCr系炭化物以外の残部組織としては、マルテンサイト相や残留オーステナイト相、その他の析出物(粒径:2.0μm未満のCr系炭化物も含む)、介在物(例えば、AlやSi等の酸化物およびMn等の硫化物など)が挙げられる。残部組織の体積率は、好ましくは20%以下、より好ましくは10%以下、さらに好ましくは5%以下、よりさらに好ましくは2%以下である。残部組織の体積率は0%であってもよい。
なお、熱延鋼板には、熱延ままの鋼板に加え、熱延ままの鋼板に酸洗等の酸化スケールの除去処理を施して得た鋼板が含まれる。また、熱延焼鈍鋼板には、熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して得た鋼板に加え、該熱延板焼鈍を施して得た鋼板にさらに酸洗等の酸化スケールの除去処理を施して得た鋼板が含まれる。冷延鋼板には、冷延ままの鋼板に加え、冷延ままの鋼板に酸洗等の酸化スケールの除去処理を施して得た鋼板が含まれる。
具体的には、マルテンサイト相が体積率で80%以上、好ましくは90%以上、より好ましくは95%以上、さらに好ましくは98%以上である金属組織となる。マルテンサイト相の体積率が100%であってもよい。マルテンサイト相および上記したCr系炭化物以外の残部組織としては、フェライト相や残留オーステナイト相、その他の析出物(粒径:2.0μm未満のCr系炭化物も含む)、介在物(例えば、AlやSi等の酸化物およびMn等の硫化物など)が挙げられる。残部組織の体積率は、好ましくは20%以下、より好ましくは10%以下、さらに好ましくは5%以下、よりさらに好ましくは2%以下である。残部組織の体積率は0%であってもよい。
なお、焼入れ処理により硬質化されるので、焼入れ処理鋼板では、ロックウェル硬度がHRC55以上となる。
具体的には、マルテンサイト相が体積率で80%以上、好ましくは90%以上、より好ましくは95%以上、さらに好ましくは98%以上である金属組織となる。また、フェライト相が体積率で20%以下、好ましくは10%以下、より好ましくは5%以下、さらに好ましくは2%以下である金属組織となる。フェライト相、マルテンサイト相および上記したCr系炭化物以外の残部組織としては、残留オーステナイト相やその他の析出物(粒径:2.0μm未満のCr系炭化物も含む)、介在物(例えば、AlやSi等の酸化物およびMn等の硫化物など)が挙げられる。残部組織の体積率は、好ましくは5%以下、より好ましくは2%以下である。
ここで、焼戻し処理は、焼入れ処理により硬質化した鋼板の硬度および耐久性を調整するために行われるものであり、焼戻し処理前の焼入れ処理鋼板に比べると、焼戻し処理鋼板では硬度が低下する。具体的には、焼戻し処理鋼板では、ロックウェル硬度がHRC40~50になる。
すなわち、供試材となる鋼板の板幅中央部から組織観察用の試験片を採取する。ついで、試験片の圧延方向断面を鏡面研磨後、ピクリン酸塩酸水溶液を用いてエッチングを行い、倍率:500倍の光学顕微鏡写真を10視野撮影する。得られた組織写真中のCr系炭化物の面積を画像解析により測定し、円相当直径が2.0μm以上になるCr系炭化物を特定する。そして、特定した円相当直径が2.0μm以上になるCr系炭化物の合計の面積率を算出し、その算出した値を、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の体積率とする。
ここで、上記の画像解析では、組織写真のデジタルデータについて、画像解析装置を用いて、コントラスト差により母相(フェライト相またはマルテンサイト相)の粒界と析出物の境界を自動検出させる(粒界および境界は線状の黒いコントラストを呈し、結晶粒は比較的明るいコントラストを呈する)。次に、母相と析出物の境界線に囲われた領域を、析出物とし、各析出物の領域の面積を自動測定する。その後、後述する方法によりCr系炭化物と同定した析出物について、面積が3.14μm2以上(すなわち、円相当直径が2.0μm以上)となるもののみを特定する。そして、特定した析出物の合計の面積を算出する。
そして、(円相当直径:2.0μm以上の析出物(Cr系炭化物)の合計の面積)÷(組織写真の全面積)×100[%]を求め、求めた値を粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の体積率とする。
すなわち、上記の組織写真を撮影した同じ視野において、SEM-EDS(Scanning Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)を用いた点分析を行い、観察される析出物の主成分を測定する。
具体的には、析出物におけるCrおよびFeの合計の含有量が60質量%以上であり、かつ、析出物におけるFeおよびCrの合計の含有量に対する、析出物におけるCr含有量の比([Cr含有量(質量%)]/([Fe含有量(質量%)]+[Cr含有量(質量%)])が0.4以上となる場合、当該析出物をCr系炭化物と同定する。
すなわち、上記の組織写真において、組織形状とエッチング強度からマルテンサイト相とフェライト相とを区別する(なお、マルテンサイト相はフェライト相よりより深くエッチングされる。そのため、マルテンサイト相は、フェライト相よりコントラストが暗い。)。ついで、画像処理により、視野ごとにフェライト相およびマルテンサイト相の体積率をそれぞれ算出する。ついで、視野ごとに得られたフェライト相およびマルテンサイト相の体積率の算術平均値を算出し、その値をフェライト相およびマルテンサイト相の体積率とする。
すなわち、転炉または電気炉等の溶解炉で溶鋼を溶製する。ついで、該溶鋼に、取鍋精錬または真空精錬による二次精錬を施して、上記の成分組成に調整する。ついで、該溶鋼を、連続鋳造法または造塊-分塊圧延法等により、鋼素材(鋼スラブ)とする。
そして、第1の工程として、上記の鋼スラブを1200~1350℃で30分以上保持する。
熱間圧延前に行う鋼スラブの加熱では、鋳造時に鋼スラブ断面の柱状晶と等軸晶との境界部近傍の鋳造方向に沿って生成した粗大なCr系炭化物を、極力、オーステナイト相へ固溶させる必要がある。
ここで、鋼スラブの保持温度(以下、スラブ加熱温度ともいう)が、1200℃未満では、オーステナイト相へのCr系炭化物の固溶が十分に促進されない。そのため、粗大なCr系炭化物の生成が十分に抑制されず、良好な表面品質が得られない。一方、スラブ加熱温度が1350℃を超えると、鋼スラブの金属組織がオーステナイト相とデルタフェライト相の二相組織、または、デルタフェライトの単相組織となって、オーステナイト相へのCr系炭化物の固溶が十分に促進されない。そのため、粗大なCr系炭化物の生成が十分に抑制されず、良好な表面品質が得られない。
よって、スラブ加熱温度は1200~1350℃の範囲とする。スラブ加熱温度は、好ましくは1300℃以下、より好ましくは1250℃以下である。
よって、1200~1350℃での保持時間は30分以上とする。
なお、当該保持時間が24時間を超えると、鋼スラブの加熱中に生成する酸化スケールが厚くなって、表面欠陥が発生しやすくなる。また、生産性も低下する。そのため、当該保持時間は24時間以下とすることが好ましい。当該保持時間は、より好ましくは12時間以下、さらに好ましくは3時間以下である。
ついで、第2の工程として、該鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板を巻取る。
この際、熱間圧延における圧延パスのうち、終了温度:1050℃以上で、かつ、圧下率:20%以上となる圧延パス数を3パス以上とし、また、熱延鋼板の巻取り温度を600℃以上とすることが重要である。
熱間圧延では、Cr系炭化物のオーステナイト相への固溶をさらに促進して、鋼スラブ加熱後に残留する粗大なCr系炭化物を解消する。また、オーステナイト相の動的再結晶および/または静的再結晶の促進により、オーステナイト相の結晶粒が微細化される。これにより、その後の熱延鋼板の巻取りの際に、オーステナイト相の粒界から析出するCr系炭化物の析出サイトが増加して、再析出するCr系炭化物も微細化される。
特に、1050℃以上の温度で圧延を施すことにより、オーステナイト相の動的再結晶および/または静的再結晶が有効に促進される。また、圧延パスごとの圧下率を20%以上とすることにより、圧延ひずみが鋼スラブの板厚中央部まで効果的に付与される。これにより、鋼スラブの柱状晶と等軸晶の境界部近傍において鋳造方向に沿って生成した粗大なCr系炭化物がより有効に解消される。
そのため、熱間圧延における圧延パスのうち、終了温度:1050℃以上で、かつ、圧下率:20%以上となる圧延パス数(以下、所定条件を満足する圧延パスともいう)を3パス以上とする必要がある。
なお、所定条件を満足する圧延パス数の上限は特に限定されるものではないが、過度に増加すると圧延温度の維持に多大な入熱が必要となって製造コストの増加を招く、よって、所定条件を満足する圧延パス数は、10パス以下とすることが好ましい。
ここで、圧延パスごとの圧下率とは、([当該圧延パス開始時の被圧延材の板厚(mm)]-[当該圧延パス終了時の被圧延材の板厚(mm)])/[当該圧延パス開始時の被圧延材の板厚(mm)]×100として求めたものである。
熱間圧延の仕上げ圧延後に、熱延鋼板を巻取る。この際、オーステナイト相をフェライト相に変態させ、熱延鋼板の金属組織をフェライト相主体の組織とする。巻取り温度が600℃未満の場合、オーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、鋼板の硬質化を招く。また、鋼板の平坦度が悪化し、以降の工程の実施が困難となる場合がある。さらに、鋼板に焼割れが生じる場合がある。
そのため、巻取り温度は600℃以上とする。巻取り温度は、好ましくは650℃以上、より好ましくは700℃以上、さらに好ましくは750℃以上である。巻取り温度の上限は特に限定されるものではないが、850℃以下とすることが好ましい。巻取り温度が850℃超になると、巻取り温度がオーステナイト相とフェライト相との二相温度域となる。そのため、オーステナイト相の安定性が高くなって、オーステナイト相からフェライト相への変態の遅滞が生じる。これにより、(巻取った鋼板の)大気放冷後でかつ熱延板焼鈍前に、オーステナイト相が硬質なマルテンサイト相へと変態する場合がある。その結果、熱延鋼板の著しい硬質化や形状不良が発生する場合があるため、好ましくない。
ついで、第3の工程として、上記のようにして得た熱延鋼板に熱延板焼鈍を施し、熱延焼鈍鋼板とする。
この熱延板焼鈍では、保持温度を750~900℃、保持時間を10分以上とする。
熱延板焼鈍は、刃物等の所定形状への加工時の割れ(以下、加工割れともいう)を抑制することを目的として行われる。そして、この熱延板焼鈍では、再結晶により、熱間圧延により形成された圧延加工組織(ひずみを受けた結晶粒からなる金属組織)を、ひずみをほとんど含まないフェライト相の結晶粒に置き換える。
そのため、熱延板焼鈍温度は750~900℃の範囲とする。熱延板焼鈍温度は、好ましくは800℃以上である。また、熱延板焼鈍温度は、好ましくは875℃以下、より好ましくは850℃以下である。
なお、熱延板焼鈍温度は、保持中、一定であってもよく、また、上記の温度範囲内にあれば、保持中、常に一定としなくてもよい。以下で説明する冷延板焼鈍温度や焼入れ温度、焼戻し温度についても同様である。
熱延板焼鈍の保持時間が10分未満の場合、鋼板内の材質を十分に均一化することができない。そのため、熱延板焼鈍の保持時間は10分以上とする。熱延板焼鈍の保持時間は、好ましくは3時間以上、より好ましくは6時間以上である。なお、熱延板焼鈍の保持時間が96時間超の場合、酸化スケールが厚くなって、その後の脱スケール処理が困難となる場合がある。そのため、熱延板焼鈍の保持時間は96時間以下が好ましい。また、熱延板焼鈍の保持時間は、好ましくは24時間以下、より好ましくは12時間以下である。
第4の工程では、熱延板焼鈍後に得られる熱延焼鈍鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
冷間圧延の手法に特に限定はなく、例えば、タンデムミルやクラスターミルを用いることができる。また、冷間圧延における圧下率についても特に限定はないが、冷延板焼鈍後の成形性や鋼板の形状矯正の観点から、冷間圧延における圧下率は50%以上とすることが好ましい。また、過度の圧延荷重を避ける観点から、冷間圧延における圧下率は95%以下とすることが好ましい。
第5の工程(冷延板焼鈍工程)では、冷間圧延後に得られる冷延鋼板に、保持温度:700~850℃、保持時間:5秒以上の冷延板焼鈍を施して冷延焼鈍鋼板とする。
冷延板焼鈍は、冷間圧延によって形成された圧延加工組織を再結晶により除去することを主目的として行う。
そのため、冷延板焼鈍を行う場合、冷延板焼鈍温度は700~850℃の範囲とする。冷延板焼鈍温度は、好ましくは720℃以上である。また、冷延板焼鈍温度は、好ましくは830℃以下である。
一方、冷延板焼鈍の保持時間が24時間を超えると、結晶粒が粗大化して、加工割れを招く場合がある。そのため、冷延板焼鈍の保持時間は、好ましくは24時間以下とすることが好ましい。冷延板焼鈍の保持時間は、より好ましくは15分以下である。
上記のようにして得た熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板または冷延焼鈍鋼板を、例えば、所定の形状に加工したのち、さらに、第6の工程として、保持温度:950~1200℃、保持時間:5秒~30分、保持後の平均冷却速度:1℃/秒以上の焼入れ処理を施して、焼入れ処理鋼板としてもよい。
そのため、焼入れ温度は950~1200℃の範囲とする。焼入れ温度は、好ましくは1000℃以上である。また、焼入れ温度は、好ましくは1150℃以下である。
そのため、焼入れ処理の保持時間は5秒~30分の範囲とする。焼入れ処理における保持時間は、好ましくは15秒以上である。また、焼入れ処理における保持時間は、好ましくは300秒以下、より好ましくは120秒以下である。
そのため、焼入れ処理における保持後の平均冷却速度は1℃/秒以上とする。焼入れ処理における保持後の平均冷却速度は、好ましくは5℃/秒以上、より好ましくは10℃/秒以上である。焼入れ処理における保持後の平均冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、過度な急冷を行うと、鋼板形状の悪化や焼割れが生じる場合がある。そのため、焼入れ処理における保持後の平均冷却速度は、1000℃/秒以下とすることが好ましい。
ついで、硬度および耐久性を調整するため、上記の焼入れ処理鋼板に、第7の工程として、さらに、保持温度:100~800℃、保持時間:5分以上の焼戻し処理を施して、焼戻し処理鋼板としてもよい。
よって、焼戻し温度は、100~800℃の範囲とする。焼戻し温度は、好ましくは200℃以上、より好ましくは400℃以上である。また、焼戻し温度は、好ましくは750℃以下、より好ましくは700℃以下である。
なお、硬度は焼戻し時間が長くなるほど、低下する傾向にあるが、焼戻し時間が60分を超えると、硬度はほぼ一定となる。そのため、焼戻し時間は60分以下とすることが好ましい。焼戻し時間は、より好ましくは50分以下、さらに好ましくは40分以下である。
また、任意に酸洗処理やショットブラストや表面研削等を、例えば、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、冷間圧延工程、冷延板焼鈍工程、焼入れ工程および焼戻し工程の後等に行ってもよい。さらに、用途によっては、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、冷延板焼鈍工程、焼入れ処理工程、および焼戻し処理工程の後等に、調質圧延を施してもよい。
そして、上記のようにして得た鋼板を用いて、包丁やハサミ、医療用メス等の刃物、食卓用のナイフやフォーク、スプーン等のカトラリー、ならびに、ピンセット等の精密工具を得ることができる。
該鋼スラブを、表2に記載の条件で保持後、表2および3に記載の条件で熱間圧延および熱延板焼鈍を施し、熱延焼鈍鋼板とした。なお、熱間圧延の(合計の)パス数は、いずれも14パスとした。また、熱間圧延における1~5パス目の終了温度は、6パス目の終了温度よりも高い温度であるため、表2では記載を省略した。加えて、熱間圧延における9パス目以降の終了温度も、表2では記載を省略した。
ついで、一部の熱延焼鈍鋼板について、さらに、表3に記載の条件で、冷間圧延および/または冷延板焼鈍を施し、冷延鋼板および/または冷延焼鈍鋼板を得た。
かくして得られた熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板および冷延焼鈍鋼板について、上述の方法により金属組織の観察を行い、金属組織を同定した。結果を表4に示す。ただし、No.35では、熱延鋼板の巻取りの際に、割れが生じたため、金属組織の同定、および、これ以降の評価は行わなかった。
なお、No.1Aおよび3A-1、3A-2は、焼入れ処理後のNo.1および3の鋼板に、さらに、表3に記載の条件で焼戻し処理を行ったもの(焼戻し処理鋼板)である。
なお、硬度の評価は、焼入れ処理鋼板を用いて行った。ただし、焼き戻し処理を行ったNo.1Aおよび3A-1、3A-2では、焼戻し処理後の鋼板についても、硬度の評価を行った。
また、表面品質の評価は、最終的に得られた鋼板、つまり、No.1~37では焼入れ処理鋼板を、No.1Aおよび3A-1、3A-2では焼戻し処理鋼板を用いて行った。
上記のようにして得た鋼板の圧延面において、JIS Z 2245(2016年)に準拠したロックウェル硬さ試験を任意の5点で行い、当該5点でのロックウェル硬度の平均値を求めた。なお、鋼板の圧延面は、試験前に、♯400の耐水エメリー研磨紙で表面研磨した。そして、以下の基準により、硬度の評価を行った。評価結果を表4に併記する。
・焼戻し処理を行わない場合
〇(合格):ロックウェル硬度の平均値がHRC55以上
×(不合格):ロックウェル硬度の平均値がHRC55未満
・焼戻し処理を行う場合
〇(合格):焼戻し処理前のロックウェル硬度の平均値がHRC55以上でかつ、焼戻し処理後のロックウェル硬度の平均値がHRC40以上
×(不合格):焼戻し処理前のロックウェル硬度の平均値がHRC55未満、または、焼戻し処理後のロックウェル硬度の平均値がHRC40未満
上記のようにして得た鋼板から、圧延方向:100mm×幅方向:50mmの試験片を10枚採取した。ついで、図3に示すように、各試験片に対して、圧延方向および幅方向に平行な端面の1つを、幅方向に対して3.5°の角度で切削加工を施した。ついで、切削面を、#400→#600→#800→#1200→#2000の耐水エメリーペーパーの順で、湿式クロス研磨(次番手の研磨を先番手の研磨方向と直角方向に行う研磨)することにより、刃付け研磨面を設けた。
そして、当該刃付け研磨面を目視により観察し、以下の基準で、表面品質の評価を行った。評価結果を表4に併記する。
〇(合格):10枚全ての試験片で、刃付け研磨面に長さ:2.0mm以上の筋模様が観察されない。
×(不合格):10枚の試験片の少なくとも1つで、刃付け研磨面に長さ:2.0mm以上の筋模様が観察される。
一方、比較例であるNo.30、33および34では、熱間圧延における所定条件を満足する圧延パス数が3パス未満であったため、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の合計の体積率が10%超となった。そのため、良好な表面品質が得られなかった。
No.31では、スラブ加熱温度が適正範囲を超えたため、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の合計の体積率が10%超となった。そのため、良好な表面品質が得られなかった。
No.32では、スラブ加熱温度が適正範囲に満たなかったため、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の合計の体積率が10%超となった。そのため、良好な表面品質が得られなかった。
No.35では、熱間圧延の巻取り温度が適正範囲に満たなかったため、熱延鋼板に割れが発生した。
No.36および37では、C含有量が適正範囲に満たなかったため、焼入れ処理後の硬度が適正範囲に満たなかった。なお、No.36では、C含有量が適正範囲に満たなかったため、熱間圧延における所定条件を満足する圧延パス数が3パス未満であるものの、粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の合計の体積率は10%以下となった。
Claims (14)
- 質量%で、
C:0.45~0.60%、
Si:0.05~1.00%、
Mn:0.05~1.00%、
P:0.05%以下、
S:0.020%以下、
Cr:14.6%以上16.0%未満、
Ni:0.10~1.00%および
N:0.010~0.200%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の合計の体積率が10%以下である、ステンレス鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Mo:0.05~1.00%、
Cu:0.05~1.00%および
Co:0.05~0.50%
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、請求項1に記載のステンレス鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Al:0.001~0.100%、
Ti:0.01~0.10%、
Nb:0.01~0.10%、
V:0.05~0.50%、
Zr:0.01~0.10%、
Mg:0.0002~0.0050%、
B:0.0002~0.0050%、
Ca:0.0003~0.0030%および
REM:0.01~0.10%
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、請求項1または2に記載のステンレス鋼板。 - 質量%で、
C:0.45~0.60%、
Si:0.05~1.00%、
Mn:0.05~1.00%、
P:0.05%以下、
S:0.020%以下、
Cr:13.0%以上16.0%未満、
Ni:0.10~1.00%および
N:0.010~0.200%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
粒径:2.0μm以上のCr系炭化物の合計の体積率が10%以下である、ステンレス鋼板を製造するための方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを、1200~1350℃で30分以上保持する、第1の工程と、
前記鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板を巻取る、第2の工程と、
前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施し、熱延焼鈍鋼板とする、第3の工程と、をそなえ、
前記第2の工程の熱間圧延における圧延パスのうち、終了温度:1050℃以上で、かつ、圧下率:20%以上の圧延パス数が3パス以上であり、また、前記熱延鋼板の巻取り温度が600℃以上であり、
前記第3の工程の熱延板焼鈍における保持温度が750~900℃、保持時間が10分以上である、
ステンレス鋼板の製造方法。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Mo:0.05~1.00%、
Cu:0.05~1.00%および
Co:0.05~0.50%
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、請求項4に記載のステンレス鋼板の製造方法。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Al:0.001~0.100%、
Ti:0.01~0.10%、
Nb:0.01~0.10%、
V:0.05~0.50%、
Zr:0.01~0.10%、
Mg:0.0002~0.0050%、
B:0.0002~0.0050%、
Ca:0.0003~0.0030%および
REM:0.01~0.10%
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、請求項4または5に記載のステンレス鋼板の製造方法。 - 前記熱延焼鈍鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とする、第4の工程をそなえる、請求項4~6のいずれかに記載のステンレス鋼板の製造方法。
- 前記冷延鋼板に、冷延板焼鈍を施して冷延焼鈍鋼板とする、第5の工程をそなえ、
前記冷延板焼鈍における保持温度が700~850℃、保持時間が5秒以上である、請求項7に記載のステンレス鋼板の製造方法。 - 前記熱延焼鈍鋼板に、焼入れ処理を施す、第6の工程をそなえ、
前記焼入れ処理における保持温度が950~1200℃、保持時間が5秒~30分、保持後の平均冷却速度が1℃/秒以上である、請求項4~6のいずれかに記載のステンレス鋼板の製造方法。 - 前記冷延鋼板に、焼入れ処理を施す、第6の工程をそなえ、
前記焼入れ処理における保持温度が950~1200℃、保持時間が5秒~30分、保持後の平均冷却速度が1℃/秒以上である、請求項7に記載のステンレス鋼板の製造方法。 - 前記冷延焼鈍鋼板に、焼入れ処理を施す、第6の工程をそなえ、
前記焼入れ処理における保持温度が950~1200℃、保持時間が5秒~30分、保持後の平均冷却速度が1℃/秒以上である、請求項8に記載のステンレス鋼板の製造方法。 - 前記焼入れ処理を施した鋼板に、焼戻し処理を施す、第7の工程をそなえ、
前記焼戻し処理における保持温度が100~800℃、保持時間が5分以上である、請求項9~11のいずれかに記載のステンレス鋼板の製造方法。 - 請求項1~3のいずれかに記載のステンレス鋼板を用いてなる、刃物。
- 請求項1~3のいずれかに記載のステンレス鋼板を用いてなる、カトラリー。
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