JPH073333A - 微細炭化物を有する中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法 - Google Patents
微細炭化物を有する中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法Info
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- JPH073333A JPH073333A JP14636193A JP14636193A JPH073333A JP H073333 A JPH073333 A JP H073333A JP 14636193 A JP14636193 A JP 14636193A JP 14636193 A JP14636193 A JP 14636193A JP H073333 A JPH073333 A JP H073333A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 均一かつ極めて微細な球状炭化物を有する
中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法
について提案する。 【構成】 鋳造後の鋳片を（凝固温度−20℃）〜（凝固
温度−50℃）の温度域に10〜30時間加熱保持後、Ｍf 点
直上からＭs 点＋100 ℃までの温度域に冷却し、その後
パーライト領域まで再加熱して0.5 〜20時間保持したの
ち表面手入れを施し、次いで1100〜1250℃に加熱して0.
5 〜５時間保持したのち熱間圧延を行い、引き続き焼
鈍、そして冷間圧延を行う。
中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法
について提案する。 【構成】 鋳造後の鋳片を（凝固温度−20℃）〜（凝固
温度−50℃）の温度域に10〜30時間加熱保持後、Ｍf 点
直上からＭs 点＋100 ℃までの温度域に冷却し、その後
パーライト領域まで再加熱して0.5 〜20時間保持したの
ち表面手入れを施し、次いで1100〜1250℃に加熱して0.
5 〜５時間保持したのち熱間圧延を行い、引き続き焼
鈍、そして冷間圧延を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、切れ味の良い刃物、特
に剃刀や医療用刃物等の材料に使用される中、高炭素マ
ルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法に関する。
に剃刀や医療用刃物等の材料に使用される中、高炭素マ
ルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】上記の用途に供される中、高炭素マルテ
ンサイト系ステンレス鋼は、主として13wt％Cr−0.3 〜
0.7 wt％Ｃ鋼が用いられている。この中、高炭素マルテ
ンサイト系ステンレス鋼から製造される刃物の特性は、
鋼中の炭化物の大きさによって左右される。すなわち、
均一で微細な球状炭化物組織とする必要がある。しかし
ながら、中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼は、
凝固が完了した時点で巨大な炭化物を晶出し、製品刃物
中に粒径が10μｍの巨大炭化物として残り、これが刃物
としての切れ味を損なう原因となっている。
ンサイト系ステンレス鋼は、主として13wt％Cr−0.3 〜
0.7 wt％Ｃ鋼が用いられている。この中、高炭素マルテ
ンサイト系ステンレス鋼から製造される刃物の特性は、
鋼中の炭化物の大きさによって左右される。すなわち、
均一で微細な球状炭化物組織とする必要がある。しかし
ながら、中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼は、
凝固が完了した時点で巨大な炭化物を晶出し、製品刃物
中に粒径が10μｍの巨大炭化物として残り、これが刃物
としての切れ味を損なう原因となっている。
【０００３】上記の不利を回避するため、特開昭58−18
9322号公報では、エレクトロスラグ溶解で鋼塊を製造し
た後、熱間圧延での加熱温度を規制して熱間圧延、焼鈍
を行うことにより、均一で微細な球状炭化物組織を得る
ことが提案されている。しかし、この手法では、安価な
材料を容易に製造することは困難である。
9322号公報では、エレクトロスラグ溶解で鋼塊を製造し
た後、熱間圧延での加熱温度を規制して熱間圧延、焼鈍
を行うことにより、均一で微細な球状炭化物組織を得る
ことが提案されている。しかし、この手法では、安価な
材料を容易に製造することは困難である。
【０００４】また、特公平３−13292 号公報には、Cr：
10〜20wt％およびＣ：0.5 〜1.2 wt％を含む高炭素マル
テンサイト系ステンレス鋼を1100℃〜固相線温度の範囲
に加熱した後冷却し、常温での母相を準安定オーステナ
イト組織とすることにより、冷間圧延性に優れ、さらに
冷間圧延後の焼入れ処理で均一かつ微細な球状炭化物組
織となる、高炭素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。
10〜20wt％およびＣ：0.5 〜1.2 wt％を含む高炭素マル
テンサイト系ステンレス鋼を1100℃〜固相線温度の範囲
に加熱した後冷却し、常温での母相を準安定オーステナ
イト組織とすることにより、冷間圧延性に優れ、さらに
冷間圧延後の焼入れ処理で均一かつ微細な球状炭化物組
織となる、高炭素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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公平
３−13292 号公報に開示の処理は、粒径が20μｍ未満の
巨大炭化物の析出を回避するのが難しいため、刃物用材
料としては不十分であった。
３−13292 号公報に開示の処理は、粒径が20μｍ未満の
巨大炭化物の析出を回避するのが難しいため、刃物用材
料としては不十分であった。
【０００６】そこで、本発明は、上記の問題点を解消
し、均一かつ極めて微細な球状炭化物を有する中、高炭
素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法について
提案することを目的とする。
し、均一かつ極めて微細な球状炭化物を有する中、高炭
素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法について
提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶製、連
続鋳造、熱間圧延そして冷間圧延に至る製造工程におい
て、凝固完了時に生じる巨大な炭化物である、 (Fe,Cr)
23Ｃ6 を微細化する方法について種々検討したところ、
(Fe,Cr)23Ｃ6 は強固であるが、以下の手法によって、
連続鋳造によって製造したスラブをマルテンサイト変態
割れをまねくことなしに、鋼中炭化物を微細均一化し得
ることが判明した。
続鋳造、熱間圧延そして冷間圧延に至る製造工程におい
て、凝固完了時に生じる巨大な炭化物である、 (Fe,Cr)
23Ｃ6 を微細化する方法について種々検討したところ、
(Fe,Cr)23Ｃ6 は強固であるが、以下の手法によって、
連続鋳造によって製造したスラブをマルテンサイト変態
割れをまねくことなしに、鋼中炭化物を微細均一化し得
ることが判明した。
【０００８】すなわち、スラブ段階で (Fe,Cr)23Ｃ6 を
γ領域に保持することにより、 (Fe,Cr)23Ｃ6 の一部が
固溶するとともに、 (Fe,Cr)23Ｃ6 の界面エネルギーが
高いことから (Fe,Cr)23Ｃ6 自身が球状化し、大きな炭
化物が減少し、さらに、スラブを熱間加工して加工歪み
を付与することにより、 (Fe,Cr)23Ｃ6 の固溶および冷
却時の微細球状化が促進されることを知見し、本発明を
完成した。
γ領域に保持することにより、 (Fe,Cr)23Ｃ6 の一部が
固溶するとともに、 (Fe,Cr)23Ｃ6 の界面エネルギーが
高いことから (Fe,Cr)23Ｃ6 自身が球状化し、大きな炭
化物が減少し、さらに、スラブを熱間加工して加工歪み
を付与することにより、 (Fe,Cr)23Ｃ6 の固溶および冷
却時の微細球状化が促進されることを知見し、本発明を
完成した。
【０００９】本発明は、鋳造後の鋳片を（凝固温度−20
℃）〜（凝固温度−50℃）の温度域に10〜30時間加熱保
持後、Ｍf 点直上からＭs 点＋100 ℃までの温度域に冷
却し、その後パーライト領域まで再加熱して0.5 〜20時
間保持したのち表面手入れを施し、次いで1100〜1250℃
に加熱して0.5 〜５時間保持したのち熱間圧延を行い、
引き続き焼鈍、そして冷間圧延を行うことを特徴とする
中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の微細炭化物
鋼帯の製造方法である。
℃）〜（凝固温度−50℃）の温度域に10〜30時間加熱保
持後、Ｍf 点直上からＭs 点＋100 ℃までの温度域に冷
却し、その後パーライト領域まで再加熱して0.5 〜20時
間保持したのち表面手入れを施し、次いで1100〜1250℃
に加熱して0.5 〜５時間保持したのち熱間圧延を行い、
引き続き焼鈍、そして冷間圧延を行うことを特徴とする
中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の微細炭化物
鋼帯の製造方法である。
【００１０】また、本発明は、上記の工程に先立って、
鋳造後の鋳片に５〜40％の熱間加工を施すことを特徴と
する中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の微細炭
化物鋼帯の製造方法である。
鋳造後の鋳片に５〜40％の熱間加工を施すことを特徴と
する中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の微細炭
化物鋼帯の製造方法である。
【００１１】
【作用】凝固時に生じた巨大炭化物 (Fe,Cr)23Ｃ6 は、
まず、鋳片を（凝固温度−20℃）〜（凝固温度−50℃）
の温度で10〜30時間加熱保持することによって、炭化物
の一部を固溶し、次いでＭf 点直上からＭs 点＋100 ℃
までの温度域に冷却することによって、炭化物を球状化
して微細化を促進し、マルテンサイト変態割れを防止し
た上で、熱間圧延、そして焼鈍および冷間圧延を施すこ
とによって、均一かつ極めて微細な球状化炭化物組織と
する。
まず、鋳片を（凝固温度−20℃）〜（凝固温度−50℃）
の温度で10〜30時間加熱保持することによって、炭化物
の一部を固溶し、次いでＭf 点直上からＭs 点＋100 ℃
までの温度域に冷却することによって、炭化物を球状化
して微細化を促進し、マルテンサイト変態割れを防止し
た上で、熱間圧延、そして焼鈍および冷間圧延を施すこ
とによって、均一かつ極めて微細な球状化炭化物組織と
する。
【００１２】次に、上記の製造条件の各限定理由につい
て述べる。鋳片の加熱温度の上限を（凝固温度−20℃）
としたのは、（凝固温度−20℃）より高い温度に加熱す
ると、鋼のミクロ偏析部が溶融して脆化するためであ
る。一方、下限は、炭化物 (Fe,Cr)23Ｃ6 の固溶を効率
良く促進するための温度域を実験により求めたところ、
（凝固温度−50℃）以上は必要であることが判明したた
め、（凝固温度−50℃）とした。また、炭化物の固溶に
は上記温度域で10時間以上の保持が必要であり、一方加
熱時間が30時間をこえても炭化物の微細化効果に差がな
いため、加熱時間は10〜30時間の範囲に限定した。
て述べる。鋳片の加熱温度の上限を（凝固温度−20℃）
としたのは、（凝固温度−20℃）より高い温度に加熱す
ると、鋼のミクロ偏析部が溶融して脆化するためであ
る。一方、下限は、炭化物 (Fe,Cr)23Ｃ6 の固溶を効率
良く促進するための温度域を実験により求めたところ、
（凝固温度−50℃）以上は必要であることが判明したた
め、（凝固温度−50℃）とした。また、炭化物の固溶に
は上記温度域で10時間以上の保持が必要であり、一方加
熱時間が30時間をこえても炭化物の微細化効果に差がな
いため、加熱時間は10〜30時間の範囲に限定した。
【００１３】次に、Ｍf 点直上からＭs 点＋100 ℃まで
の温度域に冷却するのは、鋳片にマルテンサイト変態割
れを招くことなしに、効率良くパーライト組織に変化さ
せるためである。
の温度域に冷却するのは、鋳片にマルテンサイト変態割
れを招くことなしに、効率良くパーライト組織に変化さ
せるためである。
【００１４】さらに、パーライト領域での保持時間を0.
5 〜20時間としたのは、パーライトに変えるためには0.
5 時間以上が必要であり、一方20時間をこえると、その
効果が飽和するため、0.5 〜20時間に限定した。
5 〜20時間としたのは、パーライトに変えるためには0.
5 時間以上が必要であり、一方20時間をこえると、その
効果が飽和するため、0.5 〜20時間に限定した。
【００１５】引き続く熱間圧延時のスラブ加熱温度を11
00〜1250℃および保持時間を0.5 〜５時間としたのは、
加熱温度が1100℃未満または保持時間が0.5 時間未満で
は圧延が不可能であり、一方加熱温度が1250℃をこえる
かまたは保持時間が５時間をこえるとスケールロス等の
損失が大きくなるため、1100〜1250℃の範囲に0.5 〜５
時間保持することとした。
00〜1250℃および保持時間を0.5 〜５時間としたのは、
加熱温度が1100℃未満または保持時間が0.5 時間未満で
は圧延が不可能であり、一方加熱温度が1250℃をこえる
かまたは保持時間が５時間をこえるとスケールロス等の
損失が大きくなるため、1100〜1250℃の範囲に0.5 〜５
時間保持することとした。
【００１６】また、上記の工程に先立って、熱間加工を
施すことでより一層の炭化物の均一微細化が可能であ
る。すなわち、均一微細化を促進するためには５％以上
の加工歪みを与える必要があり、一方40％をこえて加工
しても、その効果が飽和するため、熱間加工率は５〜40
％とする。
施すことでより一層の炭化物の均一微細化が可能であ
る。すなわち、均一微細化を促進するためには５％以上
の加工歪みを与える必要があり、一方40％をこえて加工
しても、その効果が飽和するため、熱間加工率は５〜40
％とする。
【００１７】
実施例１ 連続鋳造法によって、Ｃ：0.67wt％、Cr：13wt％、Si：
0.3 wt％およびMn：0.4 wt％を含み残部鉄および不可避
的不純物の組成になり、凝固温度：1300℃、パーライト
領域：620 〜730 ℃、Ｍs 点：210 ℃およびＭf 点：80
℃であるマルテンサイト系ステンレス鋼スラブを製造し
た。スラブ寸法は、厚み：195 mm、幅：970 mmおよび長
さ：7000mmで、重量は約10ｔであった。
0.3 wt％およびMn：0.4 wt％を含み残部鉄および不可避
的不純物の組成になり、凝固温度：1300℃、パーライト
領域：620 〜730 ℃、Ｍs 点：210 ℃およびＭf 点：80
℃であるマルテンサイト系ステンレス鋼スラブを製造し
た。スラブ寸法は、厚み：195 mm、幅：970 mmおよび長
さ：7000mmで、重量は約10ｔであった。
【００１８】このスラブを冷却することなく均熱炉に装
入し、700 ℃で１時間保持した後、50℃／ｈの昇温速度
で1250℃に加熱して15時間保持した。その後、均熱炉か
らスラブを抽出し、その表面温度が200 ℃になるまで放
冷した。次いで、500 ℃に保持した炉にスラブを再度装
入し、50℃／ｈの昇温速度で700 ℃に加熱して10時間保
持した。次に、炉からスラブを抽出して常温まで放冷し
てから、スラブの表面手入れを実施し、熱間圧延に先立
って1200℃の加熱炉内に３時間保持し、次いで熱間圧延
によって厚さ：４mmおよび幅：960 mmの熱延鋼帯とし
た。
入し、700 ℃で１時間保持した後、50℃／ｈの昇温速度
で1250℃に加熱して15時間保持した。その後、均熱炉か
らスラブを抽出し、その表面温度が200 ℃になるまで放
冷した。次いで、500 ℃に保持した炉にスラブを再度装
入し、50℃／ｈの昇温速度で700 ℃に加熱して10時間保
持した。次に、炉からスラブを抽出して常温まで放冷し
てから、スラブの表面手入れを実施し、熱間圧延に先立
って1200℃の加熱炉内に３時間保持し、次いで熱間圧延
によって厚さ：４mmおよび幅：960 mmの熱延鋼帯とし
た。
【００１９】また、比較として、従来法に従う熱延鋼帯
を製造した。すなわち、上記と同様のスラブに施す表面
手入れを、Ｍs 点以上の温度で完了し、次いでスラブを
1200℃の加熱炉に装入して３時間保持し、その後熱間圧
延によって厚さ：４mmおよび幅：960 mmの熱延鋼帯とし
た。
を製造した。すなわち、上記と同様のスラブに施す表面
手入れを、Ｍs 点以上の温度で完了し、次いでスラブを
1200℃の加熱炉に装入して３時間保持し、その後熱間圧
延によって厚さ：４mmおよび幅：960 mmの熱延鋼帯とし
た。
【００２０】かくして得られた、各熱延鋼帯に720 ℃で
15時間保持する焼鈍を施し、酸洗後冷間圧延を施す工程
を繰り返して、厚さ：1.2 mmおよび幅：960 mmの冷延鋼
帯とした。この冷延鋼帯から試料を採取し、この試料の
表層および厚み中心の組織を、5000倍の倍率とした走査
型電子顕微鏡によって観察した。この観察組織をトレー
スした後、画像処理によって個々の炭化物の面積を測定
し、この測定結果から、個々の炭化物の円相当径処理に
よって、粒径分布を算出した。この算出結果を、試料表
層部は図１に、および厚み中心部は図２に、それぞれ本
発明法によって得られた試料と従来法によって得られた
試料とを対比して示す。
15時間保持する焼鈍を施し、酸洗後冷間圧延を施す工程
を繰り返して、厚さ：1.2 mmおよび幅：960 mmの冷延鋼
帯とした。この冷延鋼帯から試料を採取し、この試料の
表層および厚み中心の組織を、5000倍の倍率とした走査
型電子顕微鏡によって観察した。この観察組織をトレー
スした後、画像処理によって個々の炭化物の面積を測定
し、この測定結果から、個々の炭化物の円相当径処理に
よって、粒径分布を算出した。この算出結果を、試料表
層部は図１に、および厚み中心部は図２に、それぞれ本
発明法によって得られた試料と従来法によって得られた
試料とを対比して示す。
【００２１】同図から、従来法において、炭化物の粒径
分布は0.4 〜0.6 μｍで最大となり、また炭化物の最大
径は1.4 〜1.6 μｍになり、しかも試料の表層部と中心
部との粒径分布が大きく異なっていることがわかる。こ
れに対して、本発明法によれば、粒径分布は0.2 〜0.4
μｍで最大となり、また炭化物の最大径は1.0 μｍ以下
になり、しかも、試料の表層部と中心部との粒径分布が
均一であった。
分布は0.4 〜0.6 μｍで最大となり、また炭化物の最大
径は1.4 〜1.6 μｍになり、しかも試料の表層部と中心
部との粒径分布が大きく異なっていることがわかる。こ
れに対して、本発明法によれば、粒径分布は0.2 〜0.4
μｍで最大となり、また炭化物の最大径は1.0 μｍ以下
になり、しかも、試料の表層部と中心部との粒径分布が
均一であった。
【００２２】実施例２ 実施例１と同様のマルテンサイト系ステンレス鋼スラブ
を製造した。なお、スラブ寸法は、厚み：195 mm、幅：
970 mmおよび長さ：6000mmで、重量は約8.7 ｔであっ
た。このスラブを冷却することなく均熱炉に装入し、12
00℃の加熱炉で３時間保持した後、熱間圧延によって、
厚み：145 mm、幅：970 mmおよび長さ：8000mm のスラ
ブとした。すなわち、25.6％の熱間加工を施した。
を製造した。なお、スラブ寸法は、厚み：195 mm、幅：
970 mmおよび長さ：6000mmで、重量は約8.7 ｔであっ
た。このスラブを冷却することなく均熱炉に装入し、12
00℃の加熱炉で３時間保持した後、熱間圧延によって、
厚み：145 mm、幅：970 mmおよび長さ：8000mm のスラ
ブとした。すなわち、25.6％の熱間加工を施した。
【００２３】その後、スラブを600 ℃まで放冷してか
ら、均熱炉に装入して700 ℃で１時間保持した後、50℃
／ｈの昇温速度で1250℃に加熱して15時間保持した。そ
の後、均熱炉からスラブを抽出し、その表面温度が200
℃になるまで放冷した。次いで、500 ℃に保持した炉に
スラブを再度装入し、50℃／ｈの昇温速度で700 ℃に加
熱して10時間保持した。次に、炉からスラブを抽出して
常温まで放冷してから、スラブの表面手入れを実施し、
熱間圧延に先立って1200℃の加熱炉内に３時間保持し、
次いで熱間圧延によって厚さ：４mmおよび幅：960 mmの
熱延鋼帯とした。また、比較として、上記実施例１と同
様の、従来法に従う熱延鋼帯を製造した。
ら、均熱炉に装入して700 ℃で１時間保持した後、50℃
／ｈの昇温速度で1250℃に加熱して15時間保持した。そ
の後、均熱炉からスラブを抽出し、その表面温度が200
℃になるまで放冷した。次いで、500 ℃に保持した炉に
スラブを再度装入し、50℃／ｈの昇温速度で700 ℃に加
熱して10時間保持した。次に、炉からスラブを抽出して
常温まで放冷してから、スラブの表面手入れを実施し、
熱間圧延に先立って1200℃の加熱炉内に３時間保持し、
次いで熱間圧延によって厚さ：４mmおよび幅：960 mmの
熱延鋼帯とした。また、比較として、上記実施例１と同
様の、従来法に従う熱延鋼帯を製造した。
【００２４】かくして得られた、各鋼帯を720 ℃で15時
間保持する焼鈍を施し、酸洗後冷間圧延を施す工程を繰
り返して、厚さ：1.2 mmおよび幅：960 mmの冷延鋼帯と
した。この冷延鋼帯から試料を採取し、この試料の表層
および厚み中心の組織を、5000倍の倍率とした走査型電
子顕微鏡によって観察した。この観察組織をトレースし
た後、画像処理によって個々の炭化物の面積を測定し、
この測定結果から、個々の炭化物の円相当径処理によっ
て、粒径分布を算出した。この算出結果を、試料表層部
は図３に、および厚み中心部は図４に、それぞれ本発明
法によって得られた試料と従来法によって得られた試料
とを対比して示す。
間保持する焼鈍を施し、酸洗後冷間圧延を施す工程を繰
り返して、厚さ：1.2 mmおよび幅：960 mmの冷延鋼帯と
した。この冷延鋼帯から試料を採取し、この試料の表層
および厚み中心の組織を、5000倍の倍率とした走査型電
子顕微鏡によって観察した。この観察組織をトレースし
た後、画像処理によって個々の炭化物の面積を測定し、
この測定結果から、個々の炭化物の円相当径処理によっ
て、粒径分布を算出した。この算出結果を、試料表層部
は図３に、および厚み中心部は図４に、それぞれ本発明
法によって得られた試料と従来法によって得られた試料
とを対比して示す。
【００２５】同図から、本発明法によれば、0.2 〜0.4
μｍ粒径の炭化物の構成比率が増大し、また炭化物粒径
は0.4 〜1.0 μｍの範囲が減少し、従って炭化物の微細
化が一段と促進され、試料の表層部と中心部との粒径分
布における均一性も向上した。
μｍ粒径の炭化物の構成比率が増大し、また炭化物粒径
は0.4 〜1.0 μｍの範囲が減少し、従って炭化物の微細
化が一段と促進され、試料の表層部と中心部との粒径分
布における均一性も向上した。
【００２６】実施例３ 本発明による効果をさらに明確にするため、以下の製造
を実施した。実施例１に準じ連続鋳造法によって、Ｃ：
0.67wt％、Cr：13wt％、Si：0.3 wt％およびMn：0.4 wt
％を含み残部鉄および不可避的不純物の組成になり、凝
固温度：1300℃、パーライト領域：620 〜730 ℃、Ｍs
点：210 ℃およびＭf 点：80℃であるマルテンサイト系
ステンレス鋼スラブを製造した。スラブ寸法は、厚み：
195 mm、幅：970 mmおよび長さ：7000mmで、重量は約10
ｔとなるものを４スラブ製造した。
を実施した。実施例１に準じ連続鋳造法によって、Ｃ：
0.67wt％、Cr：13wt％、Si：0.3 wt％およびMn：0.4 wt
％を含み残部鉄および不可避的不純物の組成になり、凝
固温度：1300℃、パーライト領域：620 〜730 ℃、Ｍs
点：210 ℃およびＭf 点：80℃であるマルテンサイト系
ステンレス鋼スラブを製造した。スラブ寸法は、厚み：
195 mm、幅：970 mmおよび長さ：7000mmで、重量は約10
ｔとなるものを４スラブ製造した。
【００２７】これらのスラブを冷却することなく均熱炉
に装入し、700 ℃で１時間保持した後、50℃／ｈの昇温
速度で表１のＡの加熱温度にそれぞれ加熱し、表１のＢ
の時間にそれぞれ保持し、その後、均熱炉からスラブを
抽出し、その表面温度が表１のＣの温度になるまでそれ
ぞれ放冷した。ついで、500 ℃に保持した炉にスラブを
再度装入し、50℃／ｈの昇温速度で表１のＤの加熱温度
にそれぞれ加熱し、同じくＥの保持時間にそれぞれ保持
した。次に、炉からスラブを抽出して常温まで放冷して
から、スラブの表面手入れを実施した。ここで、いずれ
のスラブもマルテンサイト変態割れを生ずることはなか
ったが、スラブNo. ｂのみが、スラブ加熱温度が凝固温
度に近いためスラブ表面の粒界酸化による割れが生じ、
通常のスラブ表面手入れで疵が除去できなかったので、
スラブNo. ｂのみ引続く処理を中止した。そこで、スラ
ブNo. ａ，ｃ，ｄについて、熱間圧延に先立って1200℃
の加熱炉内に３時間保持し、次いで熱間圧延によって厚
さ：４mmおよび幅：960 mmの熱延鋼帯とした。
に装入し、700 ℃で１時間保持した後、50℃／ｈの昇温
速度で表１のＡの加熱温度にそれぞれ加熱し、表１のＢ
の時間にそれぞれ保持し、その後、均熱炉からスラブを
抽出し、その表面温度が表１のＣの温度になるまでそれ
ぞれ放冷した。ついで、500 ℃に保持した炉にスラブを
再度装入し、50℃／ｈの昇温速度で表１のＤの加熱温度
にそれぞれ加熱し、同じくＥの保持時間にそれぞれ保持
した。次に、炉からスラブを抽出して常温まで放冷して
から、スラブの表面手入れを実施した。ここで、いずれ
のスラブもマルテンサイト変態割れを生ずることはなか
ったが、スラブNo. ｂのみが、スラブ加熱温度が凝固温
度に近いためスラブ表面の粒界酸化による割れが生じ、
通常のスラブ表面手入れで疵が除去できなかったので、
スラブNo. ｂのみ引続く処理を中止した。そこで、スラ
ブNo. ａ，ｃ，ｄについて、熱間圧延に先立って1200℃
の加熱炉内に３時間保持し、次いで熱間圧延によって厚
さ：４mmおよび幅：960 mmの熱延鋼帯とした。
【００２８】かくして得られた、各鋼帯を720 ℃で15時
間保持する焼鈍を施し、酸洗後冷間圧延を施す工程を繰
り返して、厚さ：1.2 mmおよび幅：960 mmの冷延鋼帯と
した。この冷延鋼帯から試料を採取し、この試料の表層
および厚み中心の組織を、5000倍の倍率とした走査型電
子顕微鏡によって観察した。この観察組織をトレースし
た後、画像処理によって個々の炭化物の面積を測定し、
この測定結果から、個々の炭化物の円相当径処理によっ
て、粒径分布を算出した。その結果を表２に示す。スラ
ブNo. ａ，ｃから得られた鋼帯の炭化物の粒径分布は実
施例１と同等の結果であったが、スラブNo. ｄから得ら
れた鋼帯の炭化物の粒径分布は、スラブ加熱温度が1150
℃と低いため、炭化物の十分な固溶促進が図れず、従来
法と同等であった。
間保持する焼鈍を施し、酸洗後冷間圧延を施す工程を繰
り返して、厚さ：1.2 mmおよび幅：960 mmの冷延鋼帯と
した。この冷延鋼帯から試料を採取し、この試料の表層
および厚み中心の組織を、5000倍の倍率とした走査型電
子顕微鏡によって観察した。この観察組織をトレースし
た後、画像処理によって個々の炭化物の面積を測定し、
この測定結果から、個々の炭化物の円相当径処理によっ
て、粒径分布を算出した。その結果を表２に示す。スラ
ブNo. ａ，ｃから得られた鋼帯の炭化物の粒径分布は実
施例１と同等の結果であったが、スラブNo. ｄから得ら
れた鋼帯の炭化物の粒径分布は、スラブ加熱温度が1150
℃と低いため、炭化物の十分な固溶促進が図れず、従来
法と同等であった。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明法によれ
ば、中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の炭化
物を均一かつ極めて微細にすることができ、しかも炭化
物の最大粒径を1.0 μｍ以下にすることが可能である。
従って、例えば、刃物に用いた場合にその刃こぼれの極
めて少ない、切れ味の優れた刃物用材料を、大量かつ安
価に製造し得る。
ば、中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の炭化
物を均一かつ極めて微細にすることができ、しかも炭化
物の最大粒径を1.0 μｍ以下にすることが可能である。
従って、例えば、刃物に用いた場合にその刃こぼれの極
めて少ない、切れ味の優れた刃物用材料を、大量かつ安
価に製造し得る。
【図１】炭化物粒径分布を示す図である。
【図２】炭化物粒径分布を示す図である。
【図３】炭化物粒径分布を示す図である。
【図４】炭化物粒径分布を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】鋳造後の鋳片を（凝固温度−20℃）〜（凝
固温度−50℃）の温度域に10〜30時間加熱保持後、Ｍf
点直上からＭs 点＋100 ℃までの温度域に冷却し、その
後パーライト領域まで再加熱して0.5 〜20時間保持した
のち表面手入れを施し、次いで1100〜1250℃に加熱して
0.5 〜５時間保持したのち熱間圧延を行い、引き続き焼
鈍、そして冷間圧延を行うことを特徴とする中、高炭素
マルテンサイト系ステンレス鋼の微細炭化物鋼帯の製造
方法。 - 【請求項２】鋳造後の鋳片に５〜40％の熱間加工を施し
た後、（凝固温度−20℃）〜（凝固温度−50℃）の温度
域に10〜30時間加熱保持後、Ｍf 点直上からＭs 点＋10
0 ℃までの温度域に冷却し、その後パーライト領域まで
再加熱して0.5 〜20時間保持したのち表面手入れを施
し、次いで1100〜1250℃に加熱して0.5 〜５時間保持し
たのち熱間圧延を行い、引き続き焼鈍、そして冷間圧延
を行うことを特徴とする中、高炭素マルテンサイト系ス
テンレス鋼の微細炭化物鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14636193A JP2781325B2 (ja) | 1993-06-17 | 1993-06-17 | 微細炭化物を有する中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14636193A JP2781325B2 (ja) | 1993-06-17 | 1993-06-17 | 微細炭化物を有する中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH073333A true JPH073333A (ja) | 1995-01-06 |
| JP2781325B2 JP2781325B2 (ja) | 1998-07-30 |
Family
ID=15405986
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14636193A Expired - Lifetime JP2781325B2 (ja) | 1993-06-17 | 1993-06-17 | 微細炭化物を有する中、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2781325B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100321028B1 (ko) * | 1997-09-11 | 2002-04-17 | 이구택 | 라미네이트를 방지할 수 있는 마르텐사이트계 스테인레스 열연강판의 제조방법 |
| JP2011225997A (ja) * | 1999-12-02 | 2011-11-10 | Ati Properties Inc | マルテンサイト系ステンレス鋼からなる材料を調製する方法 |
| JP2013507530A (ja) * | 2009-10-12 | 2013-03-04 | スネクマ | スラグ層の下での再溶解後のマルテンサイト系ステンレス鋼の均質化 |
-
1993
- 1993-06-17 JP JP14636193A patent/JP2781325B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100321028B1 (ko) * | 1997-09-11 | 2002-04-17 | 이구택 | 라미네이트를 방지할 수 있는 마르텐사이트계 스테인레스 열연강판의 제조방법 |
| JP2011225997A (ja) * | 1999-12-02 | 2011-11-10 | Ati Properties Inc | マルテンサイト系ステンレス鋼からなる材料を調製する方法 |
| JP2014111838A (ja) * | 1999-12-02 | 2014-06-19 | Ati Properties Inc | マルテンサイト系ステンレス鋼からなる材料を調製する方法 |
| JP2013507530A (ja) * | 2009-10-12 | 2013-03-04 | スネクマ | スラグ層の下での再溶解後のマルテンサイト系ステンレス鋼の均質化 |
| US8911527B2 (en) | 2009-10-12 | 2014-12-16 | Snecma | Homogenization of martensitic stainless steel after remelting under a layer of slag |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2781325B2 (ja) | 1998-07-30 |
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