JPH0665639A - 均一微細な炭化物組織を有し衝撃靭性に優れた高炭素含有ステンレス鋼帯の製造方法 - Google Patents
均一微細な炭化物組織を有し衝撃靭性に優れた高炭素含有ステンレス鋼帯の製造方法Info
- Publication number
- JPH0665639A JPH0665639A JP22052292A JP22052292A JPH0665639A JP H0665639 A JPH0665639 A JP H0665639A JP 22052292 A JP22052292 A JP 22052292A JP 22052292 A JP22052292 A JP 22052292A JP H0665639 A JPH0665639 A JP H0665639A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- stainless steel
- steel strip
- impact toughness
- temperature
- martensitic stainless
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、従来の鋳造方法に比べて均一微細
な炭化物組織を有するとともに衝撃靭性にも優れた高炭
素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法に関す
るものである。 【構成】 Ｃ：０．５〜１．５重量％、Ｃｒ：１５〜２
０重量％、Ｓｉ：１．５重量％以下、Ｍｎ：１．０重量
％以下、Ｎ：０．０１〜０．３０重量％を含有し、必要
に応じてＭｏ：１．５重量％以下、Ｖ：１．０重量％以
下のうち１種ないし２種を含有するマルテンサイト系ス
テンレス鋼を液相線〜固相線を５０℃／秒以上で冷却
し、さらに固相線〜５００℃を２℃／秒以上で冷却する
ことによって、準安定オーステナイト組織とする。この
鋼帯に全圧下率２０％以上の冷間圧延を行ない、７００
〜８００℃で１０分以上保定することによって、完全に
再結晶し優れた衝撃靭性を有する鋼帯の製造が可能とな
る。
な炭化物組織を有するとともに衝撃靭性にも優れた高炭
素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法に関す
るものである。 【構成】 Ｃ：０．５〜１．５重量％、Ｃｒ：１５〜２
０重量％、Ｓｉ：１．５重量％以下、Ｍｎ：１．０重量
％以下、Ｎ：０．０１〜０．３０重量％を含有し、必要
に応じてＭｏ：１．５重量％以下、Ｖ：１．０重量％以
下のうち１種ないし２種を含有するマルテンサイト系ス
テンレス鋼を液相線〜固相線を５０℃／秒以上で冷却
し、さらに固相線〜５００℃を２℃／秒以上で冷却する
ことによって、準安定オーステナイト組織とする。この
鋼帯に全圧下率２０％以上の冷間圧延を行ない、７００
〜８００℃で１０分以上保定することによって、完全に
再結晶し優れた衝撃靭性を有する鋼帯の製造が可能とな
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種の刃物用素材やベ
アリング等の耐摩耗部材として使用される高炭素含有マ
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。
アリング等の耐摩耗部材として使用される高炭素含有マ
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。
【０００２】
【従来の技術】マルテンサイト系ステンレス鋼は焼入れ
硬度が高く耐摩耗性に優れることから、高級包丁、カミ
ソリ、ナイフ、カッター等家庭用、工業用あるいは医療
用の各種刃物およびベアリング、ブッシュ、カム、ロー
ラ等の耐摩耗部材に使用されている。特に高い硬度およ
び優れた耐摩耗性が要求されるものについては、Ｃｒお
よびＣの含有量が高いＳＵＳ４４０を始めとする高炭素
含有マルテンサイト系ステンレス鋼が使用されている。
硬度が高く耐摩耗性に優れることから、高級包丁、カミ
ソリ、ナイフ、カッター等家庭用、工業用あるいは医療
用の各種刃物およびベアリング、ブッシュ、カム、ロー
ラ等の耐摩耗部材に使用されている。特に高い硬度およ
び優れた耐摩耗性が要求されるものについては、Ｃｒお
よびＣの含有量が高いＳＵＳ４４０を始めとする高炭素
含有マルテンサイト系ステンレス鋼が使用されている。
【０００３】従来より、これらの鋼はインゴット鋳造法
あるいは連続鋳造法によって大型鋼塊を溶製した後、熱
間圧延および球状化焼鈍を施し、各種刃物等の素材とし
て供している。その後この鋼帯は、製品形状に打ち抜か
れ、焼入れ処理あるいは焼入れ−焼戻し処理されて、研
削および研磨等の仕上げ加工が施される。
あるいは連続鋳造法によって大型鋼塊を溶製した後、熱
間圧延および球状化焼鈍を施し、各種刃物等の素材とし
て供している。その後この鋼帯は、製品形状に打ち抜か
れ、焼入れ処理あるいは焼入れ−焼戻し処理されて、研
削および研磨等の仕上げ加工が施される。
【０００４】冷却速度が遅い従来の一般的な鋳造方法
（インゴット鋳造法あるいは連続鋳造法）によって、Ｃ
ｒ含有量が１５％以上でかつＣ含有量が０．５％以上を
含有する鋼を鋳造した場合、凝固過程で初晶γ粒界に巨
大な共晶Ｃｒ炭化物を晶出する。このＣｒ炭化物は高温
加熱によっても一部未固溶のまま残留することから、熱
間圧延および球状化熱処理を行なっても微細化すること
なく逆に凝集粗大化する。この粗大炭化物は、焼入れ処
理後も製品中に残留し、刃物類の刃こぼれ等の品質劣化
の一因となる。
（インゴット鋳造法あるいは連続鋳造法）によって、Ｃ
ｒ含有量が１５％以上でかつＣ含有量が０．５％以上を
含有する鋼を鋳造した場合、凝固過程で初晶γ粒界に巨
大な共晶Ｃｒ炭化物を晶出する。このＣｒ炭化物は高温
加熱によっても一部未固溶のまま残留することから、熱
間圧延および球状化熱処理を行なっても微細化すること
なく逆に凝集粗大化する。この粗大炭化物は、焼入れ処
理後も製品中に残留し、刃物類の刃こぼれ等の品質劣化
の一因となる。
【０００５】そこで、Ｃｒ：１５％を超えＣ：０．５％
を超える高Ｃｒ高Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼を製
造するにあたり、鋳造後の鋼塊をエレクトロスラグ再溶
解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の製造方
法が開示されている（特開昭５８−１８９３２２号公報
参照）。このエレクトロスラグ再溶解プロセスによる製
造方法は、Ｃｒ炭化物サイズの微細化に対して相応の効
果が認められるものの、依然として数十μｍに及ぶ粗大
な炭化物が残留する。このため、厳密に炭化物サイズが
規定されているカミソリ替刃用の素材として充分満足い
く炭化物サイズのものが得られていないのが現状であ
る。
を超える高Ｃｒ高Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼を製
造するにあたり、鋳造後の鋼塊をエレクトロスラグ再溶
解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の製造方
法が開示されている（特開昭５８−１８９３２２号公報
参照）。このエレクトロスラグ再溶解プロセスによる製
造方法は、Ｃｒ炭化物サイズの微細化に対して相応の効
果が認められるものの、依然として数十μｍに及ぶ粗大
な炭化物が残留する。このため、厳密に炭化物サイズが
規定されているカミソリ替刃用の素材として充分満足い
く炭化物サイズのものが得られていないのが現状であ
る。
【０００６】さらに、急冷凝固の鋳造方法によって製造
した高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼帯に球状
化焼鈍を施す製造方法も開発されている。この開発技術
は、Ｃｒ炭化物の均一微細分散には極めて有効な効果を
有するが、鋳造組織が十分に破砕されておらず、従来の
鋳造−熱間圧延−球状化焼鈍によって製造された鋼帯に
比べて衝撃靭性に著しく劣るのが現状である。
した高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼帯に球状
化焼鈍を施す製造方法も開発されている。この開発技術
は、Ｃｒ炭化物の均一微細分散には極めて有効な効果を
有するが、鋳造組織が十分に破砕されておらず、従来の
鋳造−熱間圧延−球状化焼鈍によって製造された鋼帯に
比べて衝撃靭性に著しく劣るのが現状である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】均一に微細分散した炭
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
ス鋼を製造するには、鋳造過程で生成する共晶Ｃｒ炭化
物の晶出を極力抑制し、かつ共晶Ｃｒ炭化物を均一微細
に晶出する必要がある。
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
ス鋼を製造するには、鋳造過程で生成する共晶Ｃｒ炭化
物の晶出を極力抑制し、かつ共晶Ｃｒ炭化物を均一微細
に晶出する必要がある。
【０００８】そのためには、双ロール法等によって急冷
凝固させることが極めて有効である。しかし、急冷凝固
した高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼帯は、単
に球状化焼鈍を施しても、鋳造組織の影響が強く残って
おり、衝撃靭性値が極めて低い。このため、球状化焼鈍
後のコイル巻戻し通板工程で板破断が多発し、生産性の
阻害、製造歩留りの低下、作業安定性の低下等の問題点
を有している。さらに、製品の打抜き工程における形状
不良、焼入れ、焼戻し処理後の低靭性等の問題点も有し
ている。
凝固させることが極めて有効である。しかし、急冷凝固
した高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼帯は、単
に球状化焼鈍を施しても、鋳造組織の影響が強く残って
おり、衝撃靭性値が極めて低い。このため、球状化焼鈍
後のコイル巻戻し通板工程で板破断が多発し、生産性の
阻害、製造歩留りの低下、作業安定性の低下等の問題点
を有している。さらに、製品の打抜き工程における形状
不良、焼入れ、焼戻し処理後の低靭性等の問題点も有し
ている。
【０００９】そこで、均一微細な炭化物組織を有すると
ともに衝撃靭性に優れた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の出現が望まれており、本発明
はかかる要望を充足するものである。
ともに衝撃靭性に優れた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の出現が望まれており、本発明
はかかる要望を充足するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高炭素含
有ステンレス鋼の鋳造過程における共晶Ｃｒ炭化物の晶
出形態が、鋳造凝固過程の冷却速度に大きく依存するこ
とに着目した。さらに、高炭素含有マルテンサイト系ス
テンレス鋼を高温から急冷すると準安定オーステナイト
相を生成し、衝撃靭性が飛躍的に向上することに着目
し、従来の鋳造方法（インゴット鋳造法、連続鋳造法）
よりも、さらに速い冷却速度で鋳造した後、さらに低温
まで急冷し準安定オーステナイト相を多量に残留させる
ことを指向し、本発明を成し遂げた。
有ステンレス鋼の鋳造過程における共晶Ｃｒ炭化物の晶
出形態が、鋳造凝固過程の冷却速度に大きく依存するこ
とに着目した。さらに、高炭素含有マルテンサイト系ス
テンレス鋼を高温から急冷すると準安定オーステナイト
相を生成し、衝撃靭性が飛躍的に向上することに着目
し、従来の鋳造方法（インゴット鋳造法、連続鋳造法）
よりも、さらに速い冷却速度で鋳造した後、さらに低温
まで急冷し準安定オーステナイト相を多量に残留させる
ことを指向し、本発明を成し遂げた。
【００１１】図１は、Ｃｒを１５〜２０％、Ｃを０．５
〜１．２％含む高炭素含有マルテンサイト系ステンレス
鋼の急冷凝固材の衝撃値に及ぼす固相線〜５００℃の温
度範囲における冷却温度の影響を示している。鋼帯の衝
撃値とその板破断特性との間には密接な相関関係があ
り、衝撃値が２．０ kgf・m/cm2 以上の鋼帯は板破断を
起こさないことが従来より経験的に知られている。固相
線〜５００℃の温度範囲における平均冷却速度が２℃／
ｓ未満の場合、衝撃値はいずれも１ kgf・m/cm2未満で
あり、ライン通板時に板破断が生ずることが予想され
る。これは、冷却速度が遅いと、冷却過程で鋼中にＣｒ
炭化物が析出し、冷却途中にマルテンサイト相が生成す
るためである。
〜１．２％含む高炭素含有マルテンサイト系ステンレス
鋼の急冷凝固材の衝撃値に及ぼす固相線〜５００℃の温
度範囲における冷却温度の影響を示している。鋼帯の衝
撃値とその板破断特性との間には密接な相関関係があ
り、衝撃値が２．０ kgf・m/cm2 以上の鋼帯は板破断を
起こさないことが従来より経験的に知られている。固相
線〜５００℃の温度範囲における平均冷却速度が２℃／
ｓ未満の場合、衝撃値はいずれも１ kgf・m/cm2未満で
あり、ライン通板時に板破断が生ずることが予想され
る。これは、冷却速度が遅いと、冷却過程で鋼中にＣｒ
炭化物が析出し、冷却途中にマルテンサイト相が生成す
るためである。
【００１２】一方、冷却速度が２℃／ｓ以上の場合、衝
撃値が飛躍的に向上することが明らかとなった。これ
は、冷却過程でＣｒ炭化物が析出することなく、Ｃが過
飽和に固溶したまま室温まで冷却され、室温で準安定オ
ーステナイト相が形成されるためである。したがって、
急冷凝固後２℃／ｓ以上で冷却された鋼帯は、２ kgf・
m/cm2 以上の衝撃値を有し、コイルの巻戻しライン通板
時に板破断を生ずることはない。
撃値が飛躍的に向上することが明らかとなった。これ
は、冷却過程でＣｒ炭化物が析出することなく、Ｃが過
飽和に固溶したまま室温まで冷却され、室温で準安定オ
ーステナイト相が形成されるためである。したがって、
急冷凝固後２℃／ｓ以上で冷却された鋼帯は、２ kgf・
m/cm2 以上の衝撃値を有し、コイルの巻戻しライン通板
時に板破断を生ずることはない。
【００１３】図２は、急冷凝固後さらに急冷し全面準安
定オーステナイト組織を呈する高炭素マルテンサイト系
ステンレス鋼帯に冷延−球状化焼鈍を施した後の衝撃値
に及ぼす冷延率の影響を示している。冷延率が２０％未
満では球状化焼鈍後の衝撃値は１ kgf・m/cm2 未満であ
り、ライン通板時に板破断が生ずる。一方、冷延率が２
０％以上になると、衝撃値が飛躍的に向上することが明
らかとなった。これは、冷延率が２０％以上になると、
後の球状化焼鈍によって再結晶が起こり、鋳造組織が完
全に破砕されるためである。
定オーステナイト組織を呈する高炭素マルテンサイト系
ステンレス鋼帯に冷延−球状化焼鈍を施した後の衝撃値
に及ぼす冷延率の影響を示している。冷延率が２０％未
満では球状化焼鈍後の衝撃値は１ kgf・m/cm2 未満であ
り、ライン通板時に板破断が生ずる。一方、冷延率が２
０％以上になると、衝撃値が飛躍的に向上することが明
らかとなった。これは、冷延率が２０％以上になると、
後の球状化焼鈍によって再結晶が起こり、鋳造組織が完
全に破砕されるためである。
【００１４】以上の知見から、Ｃｒ炭化物が均一に微細
分散する金属組織を有する衝撃靭性に優れた高炭素含有
マルテンサイト系ステンレス鋼帯を、ライン通板時に板
破断を起こすことなく、製造することが可能となった。
分散する金属組織を有する衝撃靭性に優れた高炭素含有
マルテンサイト系ステンレス鋼帯を、ライン通板時に板
破断を起こすことなく、製造することが可能となった。
【００１５】先ず、本発明において溶鋼の成分を上記の
ように限定した理由を説明する。Ｃ含有量は、刃物用材
料および耐摩耗部材として必要な硬度および耐摩耗性を
得るに必要最小限度の０．５％を下限とした。しかし、
１．５％を超えると耐食性が著しく劣化するとともに焼
入れ後の衝撃靭性が著しく低下するため１．５％を上限
とした。
ように限定した理由を説明する。Ｃ含有量は、刃物用材
料および耐摩耗部材として必要な硬度および耐摩耗性を
得るに必要最小限度の０．５％を下限とした。しかし、
１．５％を超えると耐食性が著しく劣化するとともに焼
入れ後の衝撃靭性が著しく低下するため１．５％を上限
とした。
【００１６】Ｃｒ含有量は、良好な耐食性を得るのに必
要最小限度の１５％を下限とした。しかし、２０％を超
えると共晶Ｃｒ炭化物の晶出量が増大しＣｒ炭化物の粗
大化を招くばかりでなく、製造性の劣化や焼入れ硬度の
低下をきたすため２０％を上限とした。
要最小限度の１５％を下限とした。しかし、２０％を超
えると共晶Ｃｒ炭化物の晶出量が増大しＣｒ炭化物の粗
大化を招くばかりでなく、製造性の劣化や焼入れ硬度の
低下をきたすため２０％を上限とした。
【００１７】Ｓｉは脱酸に有効な元素として添加され含
有されるもので、冷間加工性を劣化させることから、含
有量の上限を１．５％とした。ＭｎもＳｉと同様に脱酸
に有効な元素として添加され含有されるもので、多量に
含有すると焼入れで残留オーステナイトが増加し焼入れ
硬度が著しく低下するため、含有量の上限を１．０％と
した。
有されるもので、冷間加工性を劣化させることから、含
有量の上限を１．５％とした。ＭｎもＳｉと同様に脱酸
に有効な元素として添加され含有されるもので、多量に
含有すると焼入れで残留オーステナイトが増加し焼入れ
硬度が著しく低下するため、含有量の上限を１．０％と
した。
【００１８】Ｎは、急冷凝固後のオーステナイト相を安
定化するために有効な元素であることから、０．０１％
以上添加することとした。しかし、０．３０％を超えて
含有すると鋼中に気泡が発生し、内部欠陥となることか
ら、上限を０．３０％とした。
定化するために有効な元素であることから、０．０１％
以上添加することとした。しかし、０．３０％を超えて
含有すると鋼中に気泡が発生し、内部欠陥となることか
ら、上限を０．３０％とした。
【００１９】さらに本発明は、上記のような成分組成の
溶鋼で製造された鋼の諸特性を改善するためにＭｏ，Ｖ
を少量選択的に添加する。すなわち、Ｍｏは耐食性の向
上に寄与し、Ｖは焼入れ後の靭性を改善するが、これら
の元素はいずれも強力なフェライト生成元素で焼入れ性
を損なうので含有量の上限をＭｏは１．５％、Ｖは１．
０％とした。また、本発明において不可避的不純物成分
であるＰ，Ｓ等は本発明鋼の諸特性を劣化せしめる有害
成分として極力少なめることが望ましい。
溶鋼で製造された鋼の諸特性を改善するためにＭｏ，Ｖ
を少量選択的に添加する。すなわち、Ｍｏは耐食性の向
上に寄与し、Ｖは焼入れ後の靭性を改善するが、これら
の元素はいずれも強力なフェライト生成元素で焼入れ性
を損なうので含有量の上限をＭｏは１．５％、Ｖは１．
０％とした。また、本発明において不可避的不純物成分
であるＰ，Ｓ等は本発明鋼の諸特性を劣化せしめる有害
成分として極力少なめることが望ましい。
【００２０】このような成分組成の溶鋼は転炉、電気炉
など通常使用される溶解炉で溶製された後、上記成分の
炭化物、金属間化合物、あるいは金属間炭化物が大きく
成長して鋼中に析出し、鋼の諸特性を劣化せしめること
を防止するために、溶鋼の液相線から固相線までの温度
範囲の凝固速度を従来の鋳造法以上に速めることによっ
て、晶出するオーステナイト粒が微細になるとともに、
従来の凝固速度では初晶オーステナイト粒界にクラスタ
ー状に晶出する共晶Ｃｒ炭化物が、初晶オーステナイト
粒界にフィルム状に晶出する。凝固速度は、初晶オース
テナイト粒界の共晶Ｃｒ炭化物をフィルム状に析出させ
るために必要最低限の５０℃／ｓを下限とした。
など通常使用される溶解炉で溶製された後、上記成分の
炭化物、金属間化合物、あるいは金属間炭化物が大きく
成長して鋼中に析出し、鋼の諸特性を劣化せしめること
を防止するために、溶鋼の液相線から固相線までの温度
範囲の凝固速度を従来の鋳造法以上に速めることによっ
て、晶出するオーステナイト粒が微細になるとともに、
従来の凝固速度では初晶オーステナイト粒界にクラスタ
ー状に晶出する共晶Ｃｒ炭化物が、初晶オーステナイト
粒界にフィルム状に晶出する。凝固速度は、初晶オース
テナイト粒界の共晶Ｃｒ炭化物をフィルム状に析出させ
るために必要最低限の５０℃／ｓを下限とした。
【００２１】鋳造凝固後の固相線〜５００℃における温
度範囲の冷却速度を２℃／ｓ以上とした。２℃／ｓ以上
では、冷却後室温において準安定オーステナイト相を呈
し、高い衝撃靭性が得られる。しかし、２℃／ｓ未満で
は、冷却中にＣｒ炭化物が析出し冷却過程でマルテンサ
イト相を生成し、衝撃靭性は著しく劣化する。さらに冷
却速度が遅いとフェライト相に変態し、やはり衝撃靭性
が劣化する。
度範囲の冷却速度を２℃／ｓ以上とした。２℃／ｓ以上
では、冷却後室温において準安定オーステナイト相を呈
し、高い衝撃靭性が得られる。しかし、２℃／ｓ未満で
は、冷却中にＣｒ炭化物が析出し冷却過程でマルテンサ
イト相を生成し、衝撃靭性は著しく劣化する。さらに冷
却速度が遅いとフェライト相に変態し、やはり衝撃靭性
が劣化する。
【００２２】冷間圧延の全圧下率は２０％以上とした。
２０％以上冷間圧延すると、その後の球状化焼鈍によっ
て、十分微細に再結晶したフェライト＋Ｃｒ炭化物組織
を呈し、優れた衝撃靭性が得られる。冷延率が２０％未
満の場合、再結晶が十分行われず鋳造凝固組織が残り、
衝撃靭性値が低い。よって、２０％以上とした。
２０％以上冷間圧延すると、その後の球状化焼鈍によっ
て、十分微細に再結晶したフェライト＋Ｃｒ炭化物組織
を呈し、優れた衝撃靭性が得られる。冷延率が２０％未
満の場合、再結晶が十分行われず鋳造凝固組織が残り、
衝撃靭性値が低い。よって、２０％以上とした。
【００２３】冷間圧延後の熱処理は、７００℃〜８５０
℃の温度範囲で１０分以上加熱することとした。熱処理
温度が７００℃以下では、冷間圧延後の準安定オーステ
ナイト相あるいは加工誘起マルテンサイト相が柔らかい
フェライト相に変態しないので、下限を７００℃とし
た。しかし、８５０℃を超えると加熱中にオーステナイ
ト相を析出し、後の冷却によってマルテンサイト相を生
成し、衝撃靭性が著しく低下するため、上限を８５０℃
とした。また、Ｃｒ炭化物を十分に析出し軟化したフェ
ライト相を得るのに必要最低限の加熱時間が１０分であ
ることから、加熱時間の下限を１０分とした。
℃の温度範囲で１０分以上加熱することとした。熱処理
温度が７００℃以下では、冷間圧延後の準安定オーステ
ナイト相あるいは加工誘起マルテンサイト相が柔らかい
フェライト相に変態しないので、下限を７００℃とし
た。しかし、８５０℃を超えると加熱中にオーステナイ
ト相を析出し、後の冷却によってマルテンサイト相を生
成し、衝撃靭性が著しく低下するため、上限を８５０℃
とした。また、Ｃｒ炭化物を十分に析出し軟化したフェ
ライト相を得るのに必要最低限の加熱時間が１０分であ
ることから、加熱時間の下限を１０分とした。
【００２４】
【実施例】表１に示す化学組成の高炭素ステンレス鋼を
溶製した後、ツインドラム式キャスターを用いて板厚
３．０mmの急冷鋳造を行なった。この時の液相線〜固相
線の温度範囲における平均冷却速度は、およそ２００℃
／ｓである。引き続き、固相線〜５００℃の温度範囲を
表２に示す平均冷却速度で冷却し、その鋼帯の０℃にお
ける衝撃値を測定した。さらに、この急冷鋼帯に酸洗を
施し表２に示した条件で冷間圧延を行なった。冷間圧延
後、球状化焼鈍（７５０℃×３０min 、ＡＣ）を施し、
０℃における衝撃値の測定および粗大炭化物の有無を調
査した。なお、粗大炭化物の有無は、粒径５μｍ以上の
炭化物が存在しないものを○で示し、存在するものを×
とした。
溶製した後、ツインドラム式キャスターを用いて板厚
３．０mmの急冷鋳造を行なった。この時の液相線〜固相
線の温度範囲における平均冷却速度は、およそ２００℃
／ｓである。引き続き、固相線〜５００℃の温度範囲を
表２に示す平均冷却速度で冷却し、その鋼帯の０℃にお
ける衝撃値を測定した。さらに、この急冷鋼帯に酸洗を
施し表２に示した条件で冷間圧延を行なった。冷間圧延
後、球状化焼鈍（７５０℃×３０min 、ＡＣ）を施し、
０℃における衝撃値の測定および粗大炭化物の有無を調
査した。なお、粗大炭化物の有無は、粒径５μｍ以上の
炭化物が存在しないものを○で示し、存在するものを×
とした。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】本発明方法によって製造されたNo．１〜７
の試料は、鋳造後および球状化焼鈍後の鋼帯いずれも２
kgf・m/cm2 以上の高い衝撃値を示し、球状化焼鈍後の
鋼帯には粒径５μｍ以上の粗大な炭化物は認められず、
均一に微細分散した炭化物組織を呈する。
の試料は、鋳造後および球状化焼鈍後の鋼帯いずれも２
kgf・m/cm2 以上の高い衝撃値を示し、球状化焼鈍後の
鋼帯には粒径５μｍ以上の粗大な炭化物は認められず、
均一に微細分散した炭化物組織を呈する。
【００２８】一方、急冷凝固後の冷延率が低いNo．８〜
９の試料は、均一微細な炭化物組織が得られるものの、
球状化焼鈍後の衝撃値が１ kgf・m/cm2 未満と低い。ま
た、凝固完了後、固相線温度〜５００℃の冷却速度が５
℃／ｓと遅いNo．１０〜１１の試料は、室温までの冷却
途中でマルテンサイト相が生成し、０．１ kgf・m/cm2
と極めて低い衝撃値となり、その後の冷間圧延は不可能
であった。
９の試料は、均一微細な炭化物組織が得られるものの、
球状化焼鈍後の衝撃値が１ kgf・m/cm2 未満と低い。ま
た、凝固完了後、固相線温度〜５００℃の冷却速度が５
℃／ｓと遅いNo．１０〜１１の試料は、室温までの冷却
途中でマルテンサイト相が生成し、０．１ kgf・m/cm2
と極めて低い衝撃値となり、その後の冷間圧延は不可能
であった。
【００２９】以上の実施例から本発明は、Ｃｒ炭化物の
析出サイズおよび衝撃靭性値と鋳造過程の冷却密度とが
密接に関連して、極めて効果的に作用し、均一微細な炭
化物組織を有するとともに衝撃靭性に優れる高炭素ステ
ンレス鋼帯の製造が可能であることが明らかである。
析出サイズおよび衝撃靭性値と鋳造過程の冷却密度とが
密接に関連して、極めて効果的に作用し、均一微細な炭
化物組織を有するとともに衝撃靭性に優れる高炭素ステ
ンレス鋼帯の製造が可能であることが明らかである。
【００３０】
【発明の効果】鋳造過程における冷却密度を速めること
によって、均一かつ微細な炭化物組織を有するとともに
衝撃靭性に優れた高炭素含有マルテンサイト系ステンレ
ス鋼帯の製造が可能となった。本技術によって、急冷凝
固後の鋼板をコイル状に巻いてハンドリングできること
から、大量生産が可能で製品歩留りも著しく向上する。
この結果、従来製造不可能であった焼入れ硬度、耐摩耗
性および耐食性に優れ均一微細な炭化物組織を有する高
級刃物用材料が、安価に生産できるようになり、産業上
および社会的意義は極めて多大なものである。
によって、均一かつ微細な炭化物組織を有するとともに
衝撃靭性に優れた高炭素含有マルテンサイト系ステンレ
ス鋼帯の製造が可能となった。本技術によって、急冷凝
固後の鋼板をコイル状に巻いてハンドリングできること
から、大量生産が可能で製品歩留りも著しく向上する。
この結果、従来製造不可能であった焼入れ硬度、耐摩耗
性および耐食性に優れ均一微細な炭化物組織を有する高
級刃物用材料が、安価に生産できるようになり、産業上
および社会的意義は極めて多大なものである。
【図１】高Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼の急冷凝固
帯の衝撃値に及ぼす固相線〜５００℃範囲における冷却
温度の影響を示す図。
帯の衝撃値に及ぼす固相線〜５００℃範囲における冷却
温度の影響を示す図。
【図２】高Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼帯に冷延−
球状化焼鈍を施した後の衝撃値に及ぼす冷延率の影響を
示す図。
球状化焼鈍を施した後の衝撃値に及ぼす冷延率の影響を
示す図。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量で、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：
１５〜２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以
下、Ｎ：０．０１〜０．３０％を含有するマルテンサイ
ト系ステンレス鋼の溶鋼を液相線温度〜固相線温度の温
度範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度で鋳造し、その後固
相線温度〜５００℃の温度範囲を２℃／ｓ以上で冷却し
た後、酸洗を施して全圧下率２０％以上の冷間圧延を行
ない、さらに７００℃〜８５０℃の温度範囲で１０min
以上保定することを特徴とする均一かつ微細な炭化物組
織を有し衝撃靭性に優れた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。 - 【請求項２】 重量で、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：
１５〜２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以
下、Ｎ：０．０１〜０．３０％を含有し、Ｍｏ：１．５
％以下、Ｖ：１．０％以下のうち１種ないし２種を含有
するマルテンサイト系ステンレス鋼の溶鋼を液相線温度
〜固相線温度の温度範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度で
鋳造し、その後固相線温度〜５００℃の温度範囲を２℃
／ｓ以上で冷却した後、酸洗を施して全圧下率２０％以
上の冷間圧延を行ない、７００℃〜８５０℃の温度範囲
で１０min 以上保定することを特徴とする均一かつ微細
な炭化物組織を有し衝撃靭性に優れた高炭素含有マルテ
ンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22052292A JPH0665639A (ja) | 1992-08-19 | 1992-08-19 | 均一微細な炭化物組織を有し衝撃靭性に優れた高炭素含有ステンレス鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22052292A JPH0665639A (ja) | 1992-08-19 | 1992-08-19 | 均一微細な炭化物組織を有し衝撃靭性に優れた高炭素含有ステンレス鋼帯の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0665639A true JPH0665639A (ja) | 1994-03-08 |
Family
ID=16752336
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22052292A Withdrawn JPH0665639A (ja) | 1992-08-19 | 1992-08-19 | 均一微細な炭化物組織を有し衝撃靭性に優れた高炭素含有ステンレス鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0665639A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07227650A (ja) * | 1994-02-21 | 1995-08-29 | Nisshin Steel Co Ltd | 高炭素含有ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| EP0710731A3 (de) * | 1994-11-04 | 1996-11-27 | Boehler Edelstahl | Verwendung einer stickstoffhältigen Eisenbasislegierung für Maschinenteile, welche auf gleitende Flächenreibung beansprucht sind |
| JP2000273587A (ja) * | 1999-03-23 | 2000-10-03 | Aichi Steel Works Ltd | 耐食性と切れ味持続性および加工性に優れた刃物用ステンレス鋼 |
| KR100397298B1 (ko) * | 1998-12-07 | 2003-12-01 | 주식회사 포스코 | 비자성오스테나이트계스테인레스강의주편냉각방법 |
| KR101322972B1 (ko) * | 2011-08-17 | 2013-11-04 | 주식회사 포스코 | 고탄소 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| WO2015126311A1 (en) * | 2014-02-18 | 2015-08-27 | Uddeholms Ab | Stainless steel for a plastic mould and a mould made of the stainless steel |
-
1992
- 1992-08-19 JP JP22052292A patent/JPH0665639A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07227650A (ja) * | 1994-02-21 | 1995-08-29 | Nisshin Steel Co Ltd | 高炭素含有ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| EP0710731A3 (de) * | 1994-11-04 | 1996-11-27 | Boehler Edelstahl | Verwendung einer stickstoffhältigen Eisenbasislegierung für Maschinenteile, welche auf gleitende Flächenreibung beansprucht sind |
| KR100397298B1 (ko) * | 1998-12-07 | 2003-12-01 | 주식회사 포스코 | 비자성오스테나이트계스테인레스강의주편냉각방법 |
| JP2000273587A (ja) * | 1999-03-23 | 2000-10-03 | Aichi Steel Works Ltd | 耐食性と切れ味持続性および加工性に優れた刃物用ステンレス鋼 |
| KR101322972B1 (ko) * | 2011-08-17 | 2013-11-04 | 주식회사 포스코 | 고탄소 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| WO2015126311A1 (en) * | 2014-02-18 | 2015-08-27 | Uddeholms Ab | Stainless steel for a plastic mould and a mould made of the stainless steel |
| CN106460127A (zh) * | 2014-02-18 | 2017-02-22 | 尤迪霍尔姆斯有限责任公司 | 塑料模具用的不锈钢和由该不锈钢制成的模具 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101318274B1 (ko) | 쌍롤식 박판 주조공정에 의해 제조된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
| JP5333695B1 (ja) | 刃物用ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP4465057B2 (ja) | 精密打抜き用高炭素鋼板 | |
| JP3354163B2 (ja) | ステンレスかみそり用鋼およびその製造方法 | |
| JP2009299189A (ja) | 精密打抜き用高炭素鋼板 | |
| JP3800836B2 (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JPH1180884A (ja) | 局部延性および焼入れ性に優れた中・高炭素鋼板 | |
| JPH0665639A (ja) | 均一微細な炭化物組織を有し衝撃靭性に優れた高炭素含有ステンレス鋼帯の製造方法 | |
| JP4922971B2 (ja) | 熱間圧延用複合ロール及びその製造方法 | |
| JP4830239B2 (ja) | 打ち抜き性に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 | |
| JP5426764B2 (ja) | メタルマスク用ステンレス鋼板およびメタルマスク | |
| JPH06145907A (ja) | 焼入れ性の優れたステンレスかみそり用鋼 | |
| JPH11256268A (ja) | 局部延性と熱処理性に優れた鋼板 | |
| JPH05209252A (ja) | 均一微細な炭化物組織を有する高炭素含有ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH02166228A (ja) | 均一微細な炭化物組織を有する高炭素含有ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP2005082838A (ja) | 高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2000265239A (ja) | 打抜き性に優れた高炭素鋼板 | |
| JPH0920923A (ja) | 高炭素ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPH01230714A (ja) | 炭化物の微細な高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH0665691A (ja) | 耐食性に優れる高Ｎｉ合金薄板帯及びその製造方法 | |
| JP2716441B2 (ja) | 高速度工具鋼 | |
| JP2648709B2 (ja) | 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 | |
| JPH01301839A (ja) | 耐食性に優れた刃物用鋼材 | |
| JP2005171285A (ja) | 圧延用ロールの外層材および圧延用ロール | |
| JPH02101119A (ja) | 衝撃靭性に優れた高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19991102 |