JP5660417B1 - 刃物用鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

バッチ式の焼鈍炉を用いても高い炭化物密度に調整することが可能な刃物用鋼の製造方法を提供する。０．５５質量％〜０．８０質量％のＣと、１．０質量％以下のＳｉと、１．０質量％以下のＭｎと、１２．０質量％〜１４．０質量％のＣｒと、１．０質量％以下のＭｏと、１．０質量％以下のＮｉと、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる金属組成の刃物用鋼の製造方法であって、前記金属組成の冷間圧延用素材に、５００℃を超えて７００℃未満の温度域で３時間〜３０時間のバッチ焼鈍を行ってバッチ焼鈍材を得るバッチ焼鈍工程と、前記バッチ焼鈍工程後、前記金属組成のＡｃ１変態点以上に加熱された前記バッチ焼鈍材に、５分〜３０分の連続焼鈍を行って連続焼鈍材を得る連続焼鈍工程と、前記連続焼鈍工程後の前記連続焼鈍材を冷間圧延する冷間圧延工程とを少なくとも含み、前記連続焼鈍工程および前記冷間圧延工程は、それぞれ１回以上行う刃物用鋼の製造方法。

Description

本発明は、剃刀などに使用される刃物用鋼の製造方法に関するものである。

現在、剃刀等の刃物用鋼として広く一般に用いられている、Ｃｒを１２．０質量％〜１４．０質量％含有するマルテンサイト系ステンレス鋼は、焼入れおよび焼戻しの熱処理により、剃刀刃としての硬さである６２０ＨＶ〜６５０ＨＶの硬さが得られる。また、マルテンサイト系ステンレス鋼は、防錆性および耐食性の点で高炭素鋼よりも優れている。

上記の剃刀用のマルテンサイト系ステンレス鋼は、通常、熱間圧延と冷間圧延及び焼鈍を組合せることにより製造され、帯状の刃物用鋼として次工程に供給される。次工程では、打抜きのあと、連続炉による焼入れおよび焼戻しの熱処理と、刃付けおよび表面処理が施されて製品となる。

上記のマルテンサイト系ステンレス鋼の焼鈍後の金属組織は、フェライト組織中に炭化物が分散した状態である。この炭化物の粒度や分布状態が、加工性や熱処理後の剃刀刃としての特性に大きな影響を及ぼす。

上述した剃刀等に用いられる刃物用鋼としては、多くの提案がなされている。中でも特に、炭化物の個数を増加させて、焼入れ性を飛躍的に改善した発明として、本願出願人による特許３３５４１６３号公報（特許文献１）がある。特許文献１には、０．５５質量％を越え０．７３質量％以下のＣと、１質量％以下のＳｉと、１質量％以下のＭｎと、１２質量％〜１４質量％のＣｒと、残部Ｆｅ及び不純物よりなり、連続炉による焼鈍状態での炭化物密度を１４０〜６００個／１００μｍ^２とした、短時間焼入れ性に優れるステンレス剃刀用鋼が開示される。なお、特許文献１で示される炭化物密度は、ステンレス剃刀用帯鋼を冷間圧延に先立って、または冷間圧延の途中で、その鋼の変態温度であるＡｃ１以上に設定した連続炉に挿入し焼鈍した鋼の炭化物密度を表している。

また、本願出願人の提案による、特開平６−１４５９０７号公報（特許文献２）では、０．５５質量％を越え０．７３質量％以下のＣと、１．０質量％以下のＳｉと、１．０質量％以下のＭｎと、１２質量％〜１４質量％以下のＣｒと、０．２質量％〜１．０質量％のＭｏと、１．０質量％以下のＮｉと、残部Ｆｅ及び不純物よりなり、焼鈍状態での炭化物密度を１４０〜２００個／１００μｍ^２とした焼入れ性の優れたステンレス剃刀用鋼の発明を紹介している。

特許３３５４１６３号公報 特開平６−１４５９０７号公報

上述した特許文献１に開示されるステンレス剃刀用鋼は、特定の温度域で連続焼鈍を必須で適用することにより、炭化物密度を飛躍的に増加させ、優れた焼入れ性を実現できたものである。

また、特許文献２では、バッチ式の焼鈍炉を用いて炭化物密度を向上させる試みがなされているが、その炭化物個数は、せいぜい１００μｍ^２の領域中に２００個に留まっている。

ところで、近年では、生産性向上の観点から、コイルが長尺化して、コイル単重の重量が増加する傾向にある。そのため、コイルに連続焼鈍を適用するよりも、バッチ式の焼鈍炉で長尺化した複数個のコイルを一斉に焼鈍する方が生産性のうえで有利となってきた。炭化物密度を高密度とする方法として、連続焼鈍に適用することのできる方法は、上記特許文献に紹介されている。しかしながら、バッチ式の焼鈍方法に適用することのできる方法は例がなく、長尺化したコイルに適用可能であって、生産性を向上させ、且つ、高い炭化物密度を有することのできる、刃物用鋼の製造方法が求められている。

本発明の目的は、バッチ式の焼鈍炉を用いても高い炭化物密度に調整することが可能な刃物用鋼の製造方法を提供することである。

本発明者は、所定の成分組成を有する合金を冷間圧延用素材とし、バッチ式焼鈍炉を用いて炭化物を高密度化する方法を検討した結果、まず、所定温度におけるバッチ焼鈍工程を行い、次に、合金組成のＡｃ１変態点以上の温度での連続焼鈍工程を行い、その後、冷間圧延するという、バッチ焼鈍工程、連続焼鈍工程および冷間圧延工程を組合せれば、特許文献１と同等以上の炭化物密度の刃物用鋼が得られることを知見し、本発明に到達した。

すなわち本発明は、０．５５質量％〜０．８０質量％のＣと、１．０質量％以下のＳｉと、１．０質量％以下のＭｎと、１２．０質量％〜１４．０質量％のＣｒと、１．０質量％以下のＭｏと、１．０質量％以下のＮｉと、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる金属組成の刃物用鋼の製造方法であって、前記金属組成の冷間圧延用素材に、５００℃を超えて７００℃未満の温度域で３時間〜３０時間のバッチ焼鈍を行ってバッチ焼鈍材を得るバッチ焼鈍工程と、前記バッチ焼鈍工程後、前記金属組成のＡｃ１変態点以上に加熱された前記バッチ焼鈍材に、５分〜３０分の連続焼鈍を行って連続焼鈍材を得る連続焼鈍工程と、前記連続焼鈍工程後の前記連続焼鈍材を冷間圧延する冷間圧延工程とを少なくとも含み、前記連続焼鈍工程および前記冷間圧延工程は、それぞれ１回以上行う刃物用鋼の製造方法、である。

本発明の製造方法によれば、フェライト組織中の炭化物が、１００μｍ^２の領域中において２００個より多く、１０００個以下である刃物用鋼を、容易に得ることができる。そして、バッチ式の焼鈍および連続焼鈍を組合わせることで、刃物用鋼の生産性を高めることが可能となる。

実施例１の刃物用鋼の炭化物形態を示す断面電子顕微鏡写真である。 実施例２の刃物用鋼の炭化物形態を示す断面電子顕微鏡写真である。 実施例３の刃物用鋼の炭化物形態を示す断面電子顕微鏡写真である。 従来例の刃物用鋼の炭化物形態を示す断面電子顕微鏡写真である。

本発明の刃物用鋼の製造方法において、製造対象である刃物用鋼の金属組成を限定した理由について述べる。
まず、炭素（Ｃ）の含有量は、０．５５質量％〜０．８０質量％である。Ｃは、本発明に必要な炭化物密度とするためだけでなく、焼入れ時オーステナイト化温度において炭化物から基地（マトリックス）に固溶し、焼入れで生成するマルテンサイトの硬さを決定する重要な元素である。刃物用鋼としての十分な硬さを得るため、及び、フェライト組織中の炭化物が１００μｍ^２の領域中に２００個を超えて１０００個以下存在させるためには、０．５５質量％以上のＣが必要となる。また、マルテンサイトステンレス鋼では、ＣとＣｒの含有量のバランスにより、凝固時に大型の共晶炭化物が晶出する。刃物用鋼のうち、特に剃刀替刃材のような０．１ｍｍ程度の厚さで、しかも鋭利な刃先を有する用途において、このような大型の炭化物が含まれていると、刃欠けの原因となる。このため、Ｃｒの含有量とのバランスから、Ｃの含有量の上限を０．８０質量％とした。好ましいＣの含有量の下限は０．６質量％であり、更に好ましくは０．６３質量％である。また、好ましいＣの含有量の上限は０．７８質量％であり、さらに好ましくは０．７５質量％である。Ｃが有する効果をより確実に得るためである。

ケイ素（Ｓｉ）の含有量は、１．０質量％以下である。Ｓｉは、刃物用鋼の精錬時に脱酸素剤として用いる他、鋼中に固溶し、低温焼戻しにおける軟化を抑制する元素である。過度に添加してしまうと、ＳｉＯ_２等の硬質介在物として刃物用鋼中に残存することがあり、刃欠けや点錆の原因となるため、Ｓｉの含有量の上限を１．０質量％以下とする。なお、Ｓｉによる低温焼き戻しの軟化抵抗の効果を確実とし、硬質介在物の形成を防止するには、０．１質量％〜０．７質量％の範囲とするのが好ましい。更に好ましいＳｉの下限は０．１５質量％であり、更に好ましいＳｉの上限は０．５質量％である。Ｓｉが有する効果をより確実に得るためである。

マンガン（Ｍｎ）の含有量は、１．０質量％以下である。ＭｎもＳｉと同様に精錬時の脱酸素剤として用いることができる。Ｍｎが１．０質量％を越えると熱間加工性を低下させるため、Ｍｎは１．０質量％以下とする。なお、Ｍｎを脱酸素剤として用いた場合、Ｍｎは少なからず刃物鋼中に残留する。そのため、Ｍｎは０質量％を超える範囲となる。好ましいＭｎの範囲は０．１質量％〜０．９質量％である。Ｍｎが有する効果をより確実に得るためである。

クロム（Ｃｒ）の含有量は、１２．０質量％〜１４．０質量％である。Ｃｒは、刃物用鋼が有する優れた耐食性を維持し、Ｃとの炭化物を形成する。フェライト組織中の炭化物が１００μｍ^２の領域中に２００個を超えて１０００個以下存在させるために必要なＣｒ系炭化物を得るための重要元素である。前述のＣｒの効果を得るには、少なくとも１２．０質量％のＣｒが必要となる。一方、Ｃｒが１４．０質量％を超えると、共晶炭化物の晶出量が増加し、例えば、剃刀に用いたときに、刃欠けの原因となる。そのため、Ｃｒは１２．０質量％〜１４．０質量％の範囲とする。前記のＣｒ添加の効果をより確実に得るためのＣｒの下限は１２．５質量％であり、好ましいＣｒの上限は１３．５質量％である。Ｃｒが有する効果をより確実に得るためである。

モリブデン（Ｍｏ）の含有量は、１．０質量％以下である。Ｍｏは、少量の添加によって炭化物密度の向上がはかれるものである。後述する本発明の製造方法を適用すると、Ｍｏを添加しなくても炭化物密度の向上がはかれる。そのため、必ずしも添加の必要はなく、無添加（０％）であっても差し支えない。ただし、Ｍｏは非酸化性の酸や孔食を誘発する塩素のようなハロゲン系元素に対する耐食性の向上などの効果がある。また、Ｍｏは焼入れ臨界冷却速度を下げる効果が著しく大きい。その結果として、焼入れ硬化能、焼入れ深さを向上させる他、焼戻し軟化抵抗も増加させることができる。ただし、Ｍｏは過度に添加するとＭｓ点（マルテンサイト変態点）を低下させ、焼入時に残留オーステナイトを過剰に生成させ、焼入れ硬さの低下をまねくおそれがある。そのため、Ｍｏの上限は１．０％とする。

ニッケル（Ｎｉ）の含有量は、１．０質量％以下である。Ｎｉは、耐食性を高める効果を有する元素である。本発明では、Ｃｒを添加することにより、優れた耐食性を付与することが可能である。そのため、耐食性という観点からは必ずしも添加する必要はなく、無添加（０％）であっても差し支えない。ただし、Ｎｉは靱性を高める効果があるため、刃物用鋼の刃先の靱性を確保する場合には、１．０％を上限に添加することができる。

以上、説明する元素以外はＦｅ及び不可避不純物とする。代表的な不可避不純物元素としては、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ及びＯがあり、これらの元素は以下の範囲である。以下の範囲であれば、上記で説明した元素の効果の発揮を妨げない。
Ｐ≦０．０３質量％、Ｓ≦０．００５質量％、Ｃｕ≦０．５質量％、Ａｌ≦０．１質量％、Ｔｉ≦０．１質量％、Ｎ≦０．０５質量％及びＯ≦０．０５質量％。

次に上述した炭化物を得るための本発明の製造方法について説明する。材料としては、０．５５質量％〜０．８質量％のＣと、１．０質量％以下のＳｉと、１．０質量％以下のＭｎと、１２．０質量％〜１４．０質量％のＣｒと、１．０質量％以下のＭｏと、１．０質量％以下のＮｉと、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる金属組成の熱間圧延材を、冷間圧延用素材として用いる。この冷間圧延用素材に、５００℃を超えて７００℃未満の温度域で、３時間〜３０時間のバッチ焼鈍を行ってバッチ焼鈍材を得る（バッチ焼鈍工程）。バッチ焼鈍工程後、前記金属組成のＡｃ１変態点以上に加熱された前記バッチ焼鈍材に、５分〜３０分の連続焼鈍を行って連続焼鈍材を得る（連続焼鈍工程）。そして、連続焼鈍工程後、前記連続焼鈍材を冷間圧延する（冷間圧延工程）。前記連続焼鈍工程および前記冷間圧延工程は、それぞれ１回以上行う。なお、上記金属組成の刃物用鋼のＡｃ１変態点は、約８００℃である。以下、製造方法の各工程について、説明する。

バッチ焼鈍工程では、５００℃を超えて７００℃未満の温度域で、３時間〜３０時間のバッチ焼鈍を冷間圧延用素材に行ってバッチ焼鈍材を得る。最初の工程としてバッチ焼鈍を行うのは、バッチ焼鈍であれば、昇温や降温速度の調整が容易なこと、また、所望の温度での保持時間を短くしたり、或いは、長くしたりすることができる。バッチ焼鈍のこのような特徴を活用して、最初に炭化物密度の調整を行い易くするため、バッチ焼鈍を行う。また、バッチ焼鈍を適用すると、一度に処理することの可能な冷間圧延用素材の長尺化したコイルの個数を増やすことができることから、生産性を高めることができる。一度に行うバッチ焼鈍で処理するコイル状の冷間圧延用素材は、その長さにもよるが８コイル以上とすることが生産性を高める上で有利である。好ましくは１０コイル以上である。そのため、８コイル以上の冷間圧延用素材を焼鈍することが可能なバッチ焼鈍を、冷間圧延用素材に適用する最初の焼鈍とする。

バッチ焼鈍の焼鈍温度を、５００℃を超えて７００℃未満としたのは、微細な炭化物を、粒界を中心として析出させるためである。焼鈍温度が５００℃以下であると、炭化物の析出が不十分となり、その後の連続焼鈍条件をいくら調整しても炭化物密度を高めたり、均一に分散させたりすることが困難となる、また、その後の連続焼鈍の焼鈍時間を短縮できないために、生産性の向上につながらない。一方、焼鈍温度が７００℃以上となると結晶粒内に炭化物が析出して、その後の連続焼鈍で炭化物が成長しすぎて、結果として高密度な炭化物形態を得ることができない。そのため、本発明ではバッチ焼鈍の温度は５００℃を超えて７００℃未満の温度域とする。好ましいバッチ焼鈍温度の下限は５２０℃であり、更に好ましくは５３０℃である。また、好ましいバッチ焼鈍の上限は６５０℃であり、更に好ましくは６２０℃である。

また、バッチ焼鈍における焼鈍時間は３時間〜３０時間である。バッチ焼鈍の時間が３時間未満であると、粒界への炭化物析出効果が不十分となる。また、バッチ焼鈍の時間が３０時間を超えても粒界炭化物の析出形態に大きさ差は得られないことから、バッチ焼鈍の焼鈍時間の上限を３０時間とする。好ましいバッチ焼鈍時間の下限は５時間であり、更に好ましくは１０時間である。また、好ましいバッチ焼鈍時間の上限は２４時間であり、更に好ましくは２０時間である。なお、このバッチ焼鈍とＡｃ１変態点以上の連続焼鈍により、炭化物密度をできるだけ大きくするには、バッチ焼鈍の焼鈍時間を１０時間〜１５時間の比較的短時間とするのが良い。なお、本発明で規定するバッチ焼鈍の温度範囲、及び、焼鈍時間は、例えば、一段の焼鈍であっても良いし、多段のヒートパターンによる焼鈍であっても良い。

連続焼鈍工程は、前記バッチ焼鈍工程後、得られたバッチ焼鈍材を前記金属組成のＡｃ１変態点以上に加熱して５分〜３０分の連続焼鈍を行って連続焼鈍材を得る工程である。Ａｃ１変態点以上に加熱する連続焼鈍により、結晶粒内へ微細で高密度な炭化物を得ることができる。このとき、フェライト組織中の炭化物が、１００μｍ^２の領域中において２００個より多く、１０００個以下とするには、Ａｃ１変態点よりも０〜１００℃高温の温度範囲にて連続焼鈍を行うことが好ましい。

連続焼鈍工程において、Ａｃ１変態点以上に加熱する連続焼鈍の時間が５分未満であると、炭化物密度が向上せず、炭化物が１００μｍ^２の領域中に２００個を超えて１０００個以下存在する炭化物密度の刃物用鋼が得にくくなるため、連続焼鈍時間の下限を５分とする。また、Ａｃ１変態点以上の焼鈍時間が３０分を超えても、炭化物微細分散化の効果が飽和して生産性を低下させるだけなので、焼鈍時間の上限を３０分とする。

冷間圧延工程は、前記連続焼鈍材を加熱することなく、常温で圧延する工程である。例えば、リバース型の冷間圧延機で冷間圧延することができる。冷間圧延では所望の板厚に調整する。冷間圧延中の冷間圧延材の硬さが過度に高くなると、冷間圧延工程中のパス回数を増やしても圧延率は高くならないことから、冷間圧延材の硬さの上昇を考慮しつつ冷間圧延率を決定して後述の連続焼鈍を組合わせる。

前記バッチ焼鈍工程で粒界に炭化物を析出させ、更にＡｃ１変態点以上に加熱する連続焼鈍工程で結晶粒内に炭化物を十分に析出させることができれば、その後は、Ａｃ１変態点以上に加熱する連続焼鈍工程を省略することができる。なお、刃物用鋼の製造方法として、上記にて説明した工程の他、刃物用鋼のＡｃ１変態点よりも低い温度による焼鈍工程等を含むことができる。この焼鈍工程は、冷間圧延用素材の加工による歪を取る効果や加工硬化した冷間圧延材を軟化させる効果がある工程である。この焼鈍工程も、連続焼鈍とすれば、生産性を阻害することはない。上記以外にも、例えば、冷間圧延材のエッジを切断するトリミング等の他の工程を含むこともできる。

以上、説明した本発明の製造方法を適用すると、フェライト組織中の炭化物が１００μｍ^２の領域中に２００個を超えて１０００個以下存在する刃物用鋼を製造することができる。本発明で規定した前述の金属組織は最後の焼鈍と冷間圧延とを行った後の金属組織を規定したものである。本発明の刃物用鋼は、マルテンサイト系ステンレス鋼であるが、焼鈍状態ではフェライト組織中に炭化物が分散した形態を呈する。なお、フェライト組織には、稀に残留したオーステナイトが数％確認される場合があるので、オーステナイトが３％未満の範囲で確認されたものも、刃物用鋼の範疇とする。

また、本発明では、炭化物密度は金属組織の１００μｍ^２の領域中を電子顕微鏡で観察・測定する手法により求める。観察する領域は、１００μｍ^２であることが好ましい。１００μｍ^２を超える領域で炭化物密度を測定しても、測定結果に大きな差は見られないため、炭化物密度の測定は１００μｍ^２で十分であるからである。また、電子顕微鏡で炭化物を観察・測定するのは、本発明のように、炭化物が１００μｍ^２の領域中に２００個を超えて１０００個以下存在する場合、すなわち、炭化物密度が２個／μｍ^２を超えて１０個／μｍ^２以下である場合には、炭化物サイズも微細となることから、電子顕微鏡を用いないと正確な観察・分析ができないためである。炭化物の観察・測定は、具体的には電子顕微鏡で観察した画像について画像解析を行い、炭化物の個数を算出する手法により測定を行う。このとき、電気顕微鏡の加速電圧が過度に高くなると、基地（マトリックス）中に存在する炭化物を検出する可能性が有る。また、過度に加速電圧が低くなると分解能が悪くなるため、加速電圧を１５ｋｖに設定して観察すると良い。なお、フェライト組織中の炭化物は、１００μｍ^２の領域中に５００〜８００個の範囲であることが好ましい。

以下、実施例及び従来例に基づき本発明を更に具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に何ら限定されるものではない。

（実施例１）
合金組成と熱間圧延材の厚みは、特許文献１の実施例を参考とした。厚み１．７ｍｍ、長さ５００ｍの熱間圧延材を用意した。熱間圧延材の金属組成を表１に示す。なお、表１に示す金属組成のうち「従来例」は、特許文献１の実施例に紹介された鋼の中で、最も炭化物密度の高いＮｏ．Ｃ鋼である。実施例もＮｏ．Ｃ鋼と同じ金属組成を狙ったものである。

実施例１の熱間圧延材を冷間圧延用素材とし、１２個の冷間圧延用素材のコイルに対して、５６０℃で１３時間のバッチ焼鈍を行った。その後、加熱帯を有する連続炉に入れて８５０℃で１０分の連続焼鈍を行った。一旦、金属組織を確認し、結晶粒界及び結晶粒内に十分に高密度で微細な炭化物が析出していることを確認した。焼鈍処理による効果は十分であると判断し、以後の冷間圧延工程後に、Ａｃ１変態点以上に加熱する連続焼鈍を再度行う必要がないと判断した。なお、表１に示す実施例１および従来例の刃物用鋼のＡｃ１変態点は８００℃である。また、今回は、バッチ式焼鈍炉に１２本の熱間圧延材コイルを挿入したが、このコイルの個数をさらに増やすと更に生産性を向上させることができる。

次に、冷間圧延を行うために、予め表面に形成している酸化膜を除去した。そして、圧延率が５０％以上となるように最初の冷間圧延を行った。その後、更に、７５０℃で１０分の連続焼鈍を行い、圧延率が５０％以上となるように２回目の冷間圧延を行った。更に、７５０℃で１０分の連続焼鈍を行った後、厚さが０．１ｍｍとなるように、最後の冷間圧延を行って、実施例１の刃物用鋼を製造した。冷間圧延途中に、特に割れ等の不良は発生しなかった。

従来例の刃物用鋼の製造方法を説明する。表１に示す金属組成の厚さ１．７ｍｍの熱間圧延材を、８５０℃×２０分に設定した加熱帯を有する連続炉に入れ焼鈍を行い、その後冷間圧延−７８０℃×５分の焼鈍−冷間圧延−７８０℃×５分の焼鈍−冷間圧延の工程を経て、厚さを０．１ｍｍの刃物用鋼とした。

得られた実施例１および従来例の刃物用鋼から、炭化物密度観察用試験片を採取し、炭化物密度を、電子顕微鏡を用いて測定した。観察面はエメリー紙による研磨で平坦面とし、その後、電解研磨、ナイタル液による腐食を行い、炭化物を露出させた。試験片の炭化物の観察は、走査型電子顕微鏡を用いた。測定条件は、加速電圧１５ｋｖとし、１００μｍ^２の観察領域中を電子顕微鏡で観察した画像について画像解析を行った。画像解析より、炭化物の個数およびそれぞれの炭化物の円相当径を算出して、炭化物密度、炭化物サイズ、および炭化物の平均サイズを求めた。

実施例１の刃物用鋼を用いて観察した炭化物形態の電子顕微鏡写真を、図１に示す。実施例１の炭化物密度は、非常に高密度なため、図１で示す電子顕微鏡写真は１００００倍の写真である。図１に示すように、最大でも０．６μｍの微細な炭化物１が均一に分散していることが分かる。これらの炭化物は、エネルギー分散型エックス線分析装置で組成を確認したところ、Ｃｒ系炭化物であった。

図４に、従来例の炭化物密度の電子顕微鏡写真を示す。倍率は４０００倍である。図４では、最大で１μｍのサイズの炭化物がみとめられた。また、炭化物密度を図１と比較すると、低密度となっていることが分かる。

表２に、１００μｍ^２の領域中の炭化物個数より求めた実施例１および従来例の炭化物密度を示す。

表２に示すように、実施例１の刃物用鋼は、１００μｍ^２の領域中に７３１個の高密度な炭化物が得られていることが分かる。

（実施例２、３）
次に、実施例１とは異なる熱処理条件による実験を行った。合金組成と熱間圧延材の厚みは実施例１と同じ１．７ｍｍとした。

前述の実施例１と同じ熱間圧延材（冷間圧延用素材）を出発材料とし、当該熱間圧延材の１２個のコイルに対して、５６０℃で５〜１０時間のバッチ焼鈍を行って、実施例２のバッチ焼鈍材とした。更に、実施例１と同じ熱間圧延材（冷間圧延用素材）を出発材料とし、当該熱間圧延材の１２個のコイルに対して、５７０℃で１０〜１５時間のバッチ焼鈍を行って、実施例３のバッチ焼鈍材とした。その後、前記のバッチ焼鈍材を用いて、８５０℃で１０分の連続焼鈍を行って、一旦、金属組織を確認し、結晶粒界及び結晶粒内に十分に高密度で微細な炭化物が析出していることを確認した。そのため、以後の冷間圧延工程ではＡｃ１以上に加熱する連続焼鈍を行う必要がないと判断した。なお、今回は、バッチ式焼鈍炉に１２本の熱間圧延材コイルを挿入したが、このコイルの個数をさらに増やすと更に生産性を向上させることができる。

次に、冷間圧延を行うために、予め表面に形成している酸化膜を除去した。そして、圧延率が５０％以上となるように最初の冷間圧延を行った。その後、更に、７５０℃に加熱し、７５０℃で１０分の連続焼鈍を行い、圧延率が５０％以上となるように２回目の冷間圧延を行った。更に、７５０℃に加熱し、７５０℃で１０分の連続焼鈍を行った後、厚さが０．１ｍｍとなるように、最後の冷間圧延を行って、実施例２、３の刃物用鋼とした。冷間圧延途中に、特に割れ等の不良は発生しなかった。

得られた実施例２、３の刃物用鋼から、炭化物密度観察用試験片を採取し、炭化物密度を、電子顕微鏡を用いて測定した。観察面はエメリー紙による研磨で平坦面とし、その後、電解研磨、ナイタル液による腐食を行い、炭化物を露出させた。試験片の炭化物の観察は、走査型電子顕微鏡を用いた。測定条件は、加速電圧１５ｋｖとし、１００μｍ^２の観察領域中を電子顕微鏡で観察した画像について画像解析を行った。画像解析より、炭化物の個数およびそれぞれの炭化物の円相当径を算出して、炭化物密度、炭化物サイズ、炭化物の平均サイズを求めた。

実施例２の刃物用鋼を用いて観察した炭化物形態の電子顕微鏡写真を、図２に示す。また、実施例３の刃物用鋼を用いて観察した炭化物形態の電子顕微鏡写真を、図３に示す。実施例１の結果と同様に、実施例２および実施例３の刃物用鋼の炭化物密度は、非常に高密度であったことから、図２及び図３で示す電子顕微鏡写真の倍率は１００００倍の写真とした。図２及び図３に示すように、最大でも０．６μｍの微細な炭化物１が均一に分散していることが分かる。これらの炭化物は、エネルギー分散型エックス線分析装置で組成を確認したところ、Ｃｒ系炭化物であった。表３に、１００μｍ^２の領域中の炭化物個数より求めた実施例２及び実施例３の炭化物密度を示す。

表３に示すように、実施例２の刃物用鋼は、１００μｍ^２の領域中に７８５個の高密度な炭化物が得られた。また、実施例３の刃物用鋼においても、１００μｍ^２の領域中に５８３個の高密度な炭化物が得られた。

以上、説明したように、本発明の刃物用鋼は１００μｍ^２の領域中に５５０個を超える炭化物が存在するため、本発明の刃物用鋼は優れた焼入れ性を有する刃物用鋼に必要な炭化物密度を達成していることが分かる。

本発明の刃物用鋼は、特に剃刀用として最適であり、産業上有用である。剃刀用とする場合は、上述の実施例と同じく、０．１ｍｍ以下の厚さとするのが良い。

１ 炭化物

Claims (2)

1. ０．５５質量％〜０．８０質量％のＣと、１．０質量％以下のＳｉと、１．０質量％以下のＭｎと、１２．０質量％〜１４．０質量％のＣｒと、１．０質量％以下のＭｏと、１．０質量％以下のＮｉと、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる金属組成の刃物用鋼の製造方法であって、
   前記金属組成の冷間圧延用素材に、５００℃を超えて７００℃未満の温度域で３時間〜３０時間のバッチ焼鈍を行ってバッチ焼鈍材を得るバッチ焼鈍工程と、
   前記バッチ焼鈍工程後、前記金属組成のＡｃ１変態点以上に加熱された前記バッチ焼鈍材に、５分〜３０分の連続焼鈍を行って連続焼鈍材を得る連続焼鈍工程と、
   前記連続焼鈍工程後の前記連続焼鈍材を冷間圧延する冷間圧延工程と
   を含み、
   前記連続焼鈍工程および前記冷間圧延工程は、それぞれ１回以上行い、前記冷間圧延工程後の前記刃物用鋼のフェライト組織中の炭化物が、１００μｍ ^２ の領域中において２００個より多く、１０００個以下である刃物用鋼の製造方法。
2. 前記冷間圧延工程後の前記刃物用鋼のフェライト組織中の炭化物の密度が、２個／μｍ^２より多く、１０個／μｍ^２以下である請求項１記載の刃物用鋼の製造方法。

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