JPH01184228A - 高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法 - 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 本発明は、高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼帯
の製造方法に関するものである。　０．５重量％以上の
Ｃを含有する高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼
はＪＩＳ規格に規定された５ＵＳ４２０Ｊ２鋼に比べて
耐食性が良好で焼入れ硬度も高いことから、高級な包丁
、カミソリ、ナイフ、カッターなどの家庭用、工業用あ
るいは医療用刃物として使用されている。

従来の技術 従来、高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼板の製
造にあっては、熱間加工性が著しく劣ることから温度確
保に有利なシートバー熱延で行われている。この熱延温
度は高すぎると熱延途中で鋼片表面に割れが生じ圧延不
能となり、また、低すぎると熱延中９００°Ｃ以下で板
の両サイドに耳割れが生じ歩留り低下を招くことになる
。このようなことから高炭素含有マルテンサイト系ステ
ンレス鋼の適正な熱延加熱温度として、「ステンレス鋼
便覧」（日刊工業新聞社刊、昭和４８年８月３０日初版
発行、ＰＧＩ１）に記載がある。第１図にその適正加熱
温度をＣ含有量刑に整理し示したが、ＪＩＳ規格の５Ｕ
Ｓ４４０Ａ鋼では１０３５〜１２０５℃、　５Ｏ３４４
０Ｂ鋼では１０３５〜１１７５℃、　５Ｏ３４４０Ｃ鋼
では１ｏ３５〜１１５０℃である。

一方、高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼は刃物
用として使用されるので、焼入れ硬度の向上および刃こ
ぼれの防止から、できるだけ炭化物サイズを均一かつ微
細にすることが望まれている。従ってこのために造塊法
で鋳造された鋼塊だけでなく連続鋳造法で鋳造した鋼片
に対してもソーキング処理を施し、さらに鍛造あるいは
分塊圧延を行なった上で急冷が可能なシートバー熱延を
行なっていた。

これらの方法でも炭化物サイズが４０ｐＬｍを越えるも
のも見られるなど、必ずしも満足の行くレベルでなかっ
た。しかもソーキング処理は１２００℃以上で長時間加
熱されるために表面の酸化や脱炭が避けられず、製品歩
留まりは低く、しかも表面精整に一層のコストが加わる
欠点があった。これに対して、特開昭５８−１８９３２
２号には鋳造後鋼片にエレクトロスラグ再溶解を施す溶
製凝固方法が開示されている。

発明が解決しようとする課題 高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造は、
このようにしてシートバー熱延で行われているが、しか
し生産性が極めて悪い。その生産性の向上対策としては
ホットストリップミルによる連続熱延が考えられるが、
しかし、前記の「ステンレス鋼便覧」で示された適正熱
延加熱温度の上限温度で圧延しても製造ラインの長さが
長い関係から、板の両サイド再割れ防止の限界である熱
延終了温度９００℃以上を側底確保できない問題がある
。

一方、炭化物の巨大生成を防止する方法として前記の特
開昭５８−１８９３２２号公報で開示されているが、こ
れは、エレクトロスラグ再溶解プロセスは炭化物サイズ
に対しては相応の効果が認められるものの、特殊な溶解
設備を必要とするとともに工程が付加されるために、コ
ストが高く多量生産に適さない問題があった。

課題を解決するための手段 本発明は、この様な問題に鑑がみなされたものであり、
その目的とするところは高炭素含有マルテンサイト系ス
テンレス鋼を表面割れを起させずにホットストリップミ
ルにより連続熱延し、さらに巨大炭化物を生成せず、特
殊な工程を利用することなく、均一で微細な炭化物組織
を有する製造方法を開示するものである。

すなわち、本発明は、 （１）　Ｃ：　　０．５〜１．２重量％、Ｃｒ：１０〜
２０重量％、Ｐ　：　０．０２５重量％以下、Ｓ　：　
０．０１０重量％以下、残りＦｅおよび不可避的不純物
からなる鋼片を、熱延加熱温度を第１図（７）ａ、　ｂ
、　Ｃ，ｄ、　ｅ、　　ｆ、’ｇ、ｈの記号で示す温度
範囲として、ホットストリップミルにより連続熱延する
ことを特徴とする表面割れのない高炭素含有マルテンサ
イト系ステンレス鋼板の製造方法。

（２）　Ｃ：　　０．５〜１．２重量％、Ｃｒ　：　１
０〜２０重量％、Ｐ　：　０．０２５重量％以下、Ｓ　
：　０．０１０重量％以下、残りＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼片の製造工程及び該鋼片をホットストリ
ップミルにより連続熱延する製造工程の全製造工程にお
けるγ→α変態回数を２回以下に抑制することを特徴と
する均一かつ微細な炭化物組織を有する高炭素含有マル
テンサイト系ステンレス鋼板の製造方法。

である。

作用 高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼は、凝固の際
初晶γの粒界にラメラ−状の共晶炭化物が晶出する。こ
の共晶炭化物は、熱延加熱温度でも完全に固溶せずにか
なりの量が未固溶のまま残留する。このため高温延性は
著しく阻害され、熱延温度が８００℃以下の低温になる
と板の両サイドに耳割れが生じ、甚だしい場合は板破断
に至り圧延不能となる。シートバー熱延の場合、このよ
うな事故は若干の歩留低下を招く程度で圧延には大きな
支障を来さないが、ホー２トストリツプミルによる連続
熱延の場合、ライン停止によって著しい生産性低下を招
来することになる。このため、通常高炭素含有マルテン
サイト系ステンレス鋼の圧延終了温度は８００°Ｃ以上
が望ましいとされているが、連続熱延の場合圧延終了温
度は厳雀に９００℃以」二に確保する必要がある。

一方、本発明に関わる高炭素含有マルテンサイト系ステ
ンレス鋼は第１図の従来の適正な加熱温度範囲の上限加
熱温度を越えると熱延途中で表面割れが生じ圧延不能と
なることから、これ以上に加熱温度を上げることができ
ない。

本発明者らはこの熱延途中の表面割れの原因が、初晶γ
粒界のせいぜい数１００人の層が溶融するため生ずるも
のであり、この溶融温度がＰ含有量・Ｓ含有量によって
変化することを見出した。

前述したように高炭素含有マルテンサイト系ステンレス
鋼は、鋳造凝固時初晶γ粒界に共晶炭化物を晶出する。

この共晶炭化物付近は最終凝固部であるため、Ｐ、Ｓの
ように平衡分配係数の高い元素が濃化する。この濃化層
はせいぜい数１００λであり、従来認められていなかっ
たものである。しかも、共晶炭化物が固溶しにくいため
、低炭素ステンレス鋼に比べＰ−Ｓの拡散均一化も抑制
されているものと推定される。熱延時の表面割れは、こ
の非常に薄いＰ・Ｓ濃化層が熱延加熱時に融液化するこ
とが原因であることを見出した。

以上の知見に基づき、母材のＰ−３含有量と熱延による
表面割れの関係を検討したところ、第２図に示すように
Ｐ−３が低くなると表面割れ発生温度が高くなることが
認められた。本発明は以上の知見をベースになされたも
のである。すなわち母材のＰ−３を低くすることで加熱
温度を上げることができ、従って圧延終了温度の！３０
０’０以上を確保することが可能となった。

さらに、本発明に関わる高炭素含有マルテンサイト系ス
テンレス鋼はＣｒ、　Ｃを多量に含有していることから
、鋳造の凝固過程で初晶γの粒界にラメラ−状の共晶炭
化物が晶出する。この共晶炭化物は、固相線温度以下の
全温度範囲で完全に固溶することなく常に未固溶のまま
残存する。

本発明者らは、この炭化物の生成・成長挙動を詳細に調
査した結果、従来の低炭素系ステンレス鋼および炭素鋼
と異なり、高温で長時間加熱後徐冷し、γ→α変態する
と、未固溶の炭化物を核に初析フェライトが析出し、こ
の核となった炭化物が著しく凝集粗大化することを見出
した。

この知見に基づき、γ→α変態の回数と最大炭化物粒径
の関係を検討した。その結果、第３図に示すように全製
造工程（鋳造から鋼板製造）中のγ→α変態の回数を２
回以下に限定することによって、焼入れ処理後の粒径が
３０１Ｌｍ以下の微細な炭化物組織を有する高炭素含有
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造が可能であること
が明らかとなった。

しかしながら、従来より高炭素含有マルテンサイト系ス
テンレス鋼は、熱間変形抵抗が大きく圧延負荷が高いこ
とや熱間加工性に著しく劣り熱間圧延中に割れを生ずる
ことから、熱間加工性向上を目的としたソーキング処理
、分塊圧延あるいは鍛造の各工程が必須となっている。

このため金製造工程におけるγ→α変態の回数は３回以
上にならざるを得ない。

この熱間加工性の劣化は初晶γ粒界に偏析したＰおよび
Ｓに起因していることから、Ｐ含有量を０．０２５重量
％以下でかつＳ含有量を０．０１０重量％以下に限定す
ることによって熱間割れが回避できる。よって、ソーキ
ング処理、分塊圧延あるいは鍛造の各工程を省略し熱間
圧延が可能となり、γ→α変態の回数は２回以下になし
得る。

次に、本発明の限定範囲を説明する。

Ｃ含有量は、各種刃物類あるいは耐摩耗材料として必要
な硬度、切れ味および耐摩耗性を得るに必要最小限度の
０．５重量％を下限とした。しかし１．２重量％を越え
ると耐食性が著しく劣化すると同時に靭性が著しく低下
し使用不能となるため、上限を　１．２重量％とした。

Ｃｒ含有量は、良好な耐食性を得るに必要最小限度の１
０重量％を下限とした。しかし０丁含有量が２０重量％
を越えると巨大な炭化物を生成しやすくなり、靭性劣化
の原因となるだけではなく充分な硬度を出すことができ
なくなるため、２０重量％を上限とした。

Ｐ含有量は、　０．０２５重量％以下とした。Ｐ含有量
が０．０２５重量％を越えると、熱延加熱温度の第１図
で示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ線を越えた場合、圧延中
に表面割れが生じるため０．０２５重量％以下とした。

Ｓ含有量は、　０．０１０重量％以下とした。これもＰ
含有量と同様、Ｓ含有量が０．０１０重量％を越えると
、熱延加熱温度の第１図で示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ
線を越えた場合圧延中に表面割れが生じるため０．０１
０重量％以下とした。

熱延加熱温度は、Ｃ含有量が０．５０重量％以上０゜７
５重量％未満の時１２０５℃を越える温度（第１図中の
ａからｂの線）、Ｃ含有量が０．７５重量％以上０．８
５重量％未満の時１１７５℃を越える温度（同図中のＣ
からｄの線）、Ｃ含有量が０．８５重量％以上１．２０
重量％以下の時１１５０℃を越える温度（同図中のｅか
らｆの線）とした。上述の加熱温度未満では、ホットス
トリップミルによる熱間圧延における圧延終了温度を８
００℃以上に確保することができず耳割れが生じ、甚し
い場合は板破断が生じ圧延不能となるため、上述の温度
を下限とした。

また、熱延加熱温度の上限は１２５０℃（第１図中のｈ
からｇの線）とした。１２５０°Ｃを越える高温ではＰ
−３含有量に関わらず融液相が現われて圧延が不可能と
なるので、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃ３元系の共晶温度である１２
５０°Ｃを上限とした。

実施例 実施例１．（加熱温度と熱延板の表面割れ関係）第１表
に示す化学成分の高炭素ステンレス鋼を１５０Ｋｇ真空
溶解炉で溶製し、得られた鋼塊を分塊圧延し鋼片とした
後、同じく第１表に示す加熱温度に加熱後連続熱延し、
表面割れの発生の有無を調べた。第１表においてＯは表
面割れがなかったことを示し、×は表面割れが発生した
ことを示す。

Ｐ、Ｓ含有量が高いＮｏ、　１．２．３のステンレス鋼
のうちＣ含有量が０．８７重量％のＮｏ、　ｌは１００
０°Ｃ以上の加熱温度、Ｃ含有量が０．８５重量％のＮ
ｏ。

２およびＣ含有量が１．１２重量％のＮｏ、　３はそれ
ぞれ１１８５°Ｃ１１１８０’０以上の加熱温度で表面
割れが発生するのに対し、Ｐ含有量が０．０２５重量％
以下、Ｓ含有量がｏ、ｏｔｏ重量％以下のＮ０１４．５
．６では１２４０°Ｃの加熱温度でも割れを生ずること
なく圧延することが可能である結果が得られた。

実施例２．（変態回数と炭化物存在有無の関係）第３表
に示す成分になるよう溶製した後、第２表に記載する製
造工程を経て高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼
板を製造した。Ａ工程は、造塊法によってインゴットを
鋳造し室温まで５０℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却した
後、ソーキング、分塊圧延およびシートバー熱延を行な
ったものである。ソーキング処理および分塊圧延した後
はいずれも冷却速度２０℃八ｒで室温まで徐冷を行なっ
ている。熱延後は大気放冷によりγ→α変態せずマルテ
ンサイト変態となる。

Ｂ工程は、連続鋳造法で鋼片を鋳造し室温まで５０°Ｏ
／ｈｒ以下の冷却速度で冷却した後、ソーキングおよび
連続熱延を行なった。ソーキング処理した後は冷却速度
２０℃／ｈｒで室温まで徐冷を行なっている。また、連
続熱延の捲取り温度は８００℃で、捲取り後５０°Ｏ／
ｈｒ以下の冷却速度で室温まで冷却される。上記のＡ工
程およびＢ工程におけるγ→α変態の回数はいずれも３
回である。

Ｃ工程は、連続鋳造法で鋼片を鋳造し室温まで５０°Ｏ
／ｈｒ以下の冷却速度で冷却した後、ソーキング処理を
行ない処理後冷却することなく直接連続熱延を行なった
。

また、Ｄ工程は、連続鋳造法で鋼片を鋳造し室温まで５
０°０　／ｈｒ以下の冷却速度で冷却した後、連続熱延
を行なった。Ｃ工程およびＤ工程における連続熱延の捲
取り温度は８００℃で、捲取り後は５０’Ｃ／ｈｒ以下
の冷却速度で室温まで冷却される。上記のＣ工程および
Ｄ工程におけるγ→α変態の回数はいずれも２回である
。

Ｅ工程は、連続鋳造法で鋼片を鋳造し室温まで５０℃／
ｈｒ以下の冷却速度で冷却した後、捲取り温度を６５０
℃とし連続熱延を行なった。捲取り温度を８５０　’ｃ
とすることにより、通常の捲取り後冷却速度ではγ→α
変態せずマルテンサイト変態する。よって、Ｅ工程にお
けるγ→α変態の回数は１回となる。

第１表のＡ−Ｈの各工程で製造された高炭素含有マルテ
ンサイト系ステンレス鋼板に球状化熱処理を行ない１０
５０℃の焼入れ処理を施したものについて粒径３０７１
ｍ以上の炭化物の存在有無を調べた。

第３表において○は３０ＩＬｍを越える炭化物が存在し
なかったことを示し、×は存在したことを示す。γ→α
変態回数が３回以上のＡ工程およびＢ工程の場合、いず
れも粒径３０ＩＬｍを越える炭化物が認められる。一方
、本発明法に相当するγ→α変態回数が２回以下のＣ工
程、Ｄ工程およびＥＴ程では、粒径３０７ｈｍを越える
炭化物は認められずいずれも微細な炭化物組織を有して
いる。

（以下余白） 第１表 第３表 発明の効果 以上述べたように、本発明により高品質な高炭素含有マ
ルテンサイト系ステンレス鋼も低炭素ステンレス鋼と同
様に連続熱延が可能となった。この結果、１　ｔｏｎ未
満の小鋼塊のシートバー熱延による従来法に比べて、飛
躍的に生産性および歩留まりが向上し、さらに均一かつ
微細な炭化物組織を有する高品質な高炭素含有マルテン
サイト系ステンレス鋼を汎用ステンレス並に供給するこ
とが可能となり、社会的、工業的利益は計り知れないも
のがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明及び従来の熱延加熱温度範囲を示し、第
２図は５ＵＳ４４０Ｂ高炭素含有マルテンサイト系ステ
ンレス鋼のＰ−３含有量と熱延加熱温度を１２００℃と
した時の表面割れの関係を示し、第３図は、高炭素含有
マルテンサイト系ステンレス鋼の全製造工程におけるγ
→α変態の回数と１０５０℃で焼入れ処理した後の最大
炭化物粒径との関係を示したものである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．５〜１．２重量％、Ｃｒ：１０〜２０重
   量％、Ｐ：０．０２５重量％以下、Ｓ：０．０１０重量
   ％以下、残りＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を
   、熱延加熱温度を第１図の点ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、
   ｇ、ｈでかこまれる温度範囲内として、ホットストリッ
   プミルにより連続熱延することを特徴とする高炭素含有
   マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法。
2. （２）Ｃ：０．５〜１．２重量％、Ｃｒ：１０〜２０重
   量％、Ｐ：０．０２５重量％以下、Ｓ：０．０１０重量
   ％以下、残りＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片の
   製造工程及び該鋼片をホットストリップミルにより連続
   熱延する製造工程の全製造工程におけるγ→α変態回数
   を２回以下に抑制することを特徴とする高炭素含有マル
   テンサイト系ステンレス鋼板の製造方法。