JPH02101119A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH02101119A JPH02101119A JP25209788A JP25209788A JPH02101119A JP H02101119 A JPH02101119 A JP H02101119A JP 25209788 A JP25209788 A JP 25209788A JP 25209788 A JP25209788 A JP 25209788A JP H02101119 A JPH02101119 A JP H02101119A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（イ）産業上の利用分野
本発明は、球状化焼鈍後の衝撃靭性に優れる高炭素含有
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法に関するもの
である。本発明によって、板材ではトリミング時の板破
断および冷間圧延時の耳割れ、棒線材ではハンドリング
時および伸線加工時の断線が大幅に低減される。
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。本発明によって、板材ではトリミング時の板破
断および冷間圧延時の耳割れ、棒線材ではハンドリング
時および伸線加工時の断線が大幅に低減される。
（ロ）従来の技術
高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼は、良好な耐
食性、高い焼入れ硬度および優れた耐摩耗性を有するこ
とから、板材は高級ナイフ、カミソリ、包丁、カッター
などの各種刃物類に、棒線材はベアリング、カム、ブツ
シュなどの各種耐摩耗用部材に用いられている。
食性、高い焼入れ硬度および優れた耐摩耗性を有するこ
とから、板材は高級ナイフ、カミソリ、包丁、カッター
などの各種刃物類に、棒線材はベアリング、カム、ブツ
シュなどの各種耐摩耗用部材に用いられている。
従来、マルテンサイト系ステンレス鋼の熱延鋼帯を得る
には、９００℃を超え９５０℃未満の温度で熱間圧延を
終了しコイル状に捲取った後、常温まで放冷する。Ｍｓ
点が約３５０℃付近にあるため、捲取り後の冷却中にマ
ルテンサイト変態が生ずる。
には、９００℃を超え９５０℃未満の温度で熱間圧延を
終了しコイル状に捲取った後、常温まで放冷する。Ｍｓ
点が約３５０℃付近にあるため、捲取り後の冷却中にマ
ルテンサイト変態が生ずる。
マルテンサイト相の硬さはｔｌｖ＞ ６００と硬く延性
および靭性も低いため、コイルの捲戻しが不可能である
。したがって一般に軟質化を目的として、コイルのまま
バッチ式の球状化焼鈍が施されている。
および靭性も低いため、コイルの捲戻しが不可能である
。したがって一般に軟質化を目的として、コイルのまま
バッチ式の球状化焼鈍が施されている。
この球状化焼鈍を省略するため、９００℃以下で熱間圧
延を終了し、８００℃以上で軟化処理を施し５０℃／ｌ
ｌｒ以下の冷却速度で徐冷する方法（特開昭５９−１５
３８３２号公報）や９５０℃以上で熱間圧延を終了し、
７８０℃以上の温度からオーステナイトリフエライト変
態完了温度まで徐冷する方法（特開昭５９−１５３８３
０号公報）が実施されている。
延を終了し、８００℃以上で軟化処理を施し５０℃／ｌ
ｌｒ以下の冷却速度で徐冷する方法（特開昭５９−１５
３８３２号公報）や９５０℃以上で熱間圧延を終了し、
７８０℃以上の温度からオーステナイトリフエライト変
態完了温度まで徐冷する方法（特開昭５９−１５３８３
０号公報）が実施されている。
る。
また、棒線材では９５０℃〜８７５℃の温度で熱延終了
後、マルテンサイト変態が生じないように徐冷が施され
ている（ステンレス鋼便覧、長谷用正義監修、Ｐ、６１
３）’。
後、マルテンサイト変態が生じないように徐冷が施され
ている（ステンレス鋼便覧、長谷用正義監修、Ｐ、６１
３）’。
しかし、これらの製造方法はいずれも軟化を主たる目的
としており、衝撃靭性の向上について何ら対策をとるこ
となく現在に至っている。
としており、衝撃靭性の向上について何ら対策をとるこ
となく現在に至っている。
高炭素含有マルテンサイト系ステンレス網は、完全にオ
ーステナイト→フェライト＋ｃｒ炭化物変態が完了し軟
質化してもＣｒ炭化物が鋼中に多量析出しているため、
球状化焼鈍後の衝撃靭性は充分満足いくレベルでない。
ーステナイト→フェライト＋ｃｒ炭化物変態が完了し軟
質化してもＣｒ炭化物が鋼中に多量析出しているため、
球状化焼鈍後の衝撃靭性は充分満足いくレベルでない。
このため、球状化焼鈍した熱延綱帯のサイＩ” ）リミ
ング工程で発生するスクラップをスクラップポーラ−で
捲取る際、スクラップが破断し作業性が著しく低下する
とともに安全上著しい危険を伴う。さらに靭性が低い場
合には、球状化焼鈍した銅帯を捲戻す際に板破断が生ず
ることもある。
ング工程で発生するスクラップをスクラップポーラ−で
捲取る際、スクラップが破断し作業性が著しく低下する
とともに安全上著しい危険を伴う。さらに靭性が低い場
合には、球状化焼鈍した銅帯を捲戻す際に板破断が生ず
ることもある。
また、球状化焼鈍後の板材および銅帯を冷間圧延する場
合、低い冷延率で耳割れが生し、著しい歩留り低下を招
く。この耳割れを回避するため、冷間圧延の途中に中間
軟化焼鈍を実施しているものの、生産性の著しい低下を
余儀なくされている。
合、低い冷延率で耳割れが生し、著しい歩留り低下を招
く。この耳割れを回避するため、冷間圧延の途中に中間
軟化焼鈍を実施しているものの、生産性の著しい低下を
余儀なくされている。
棒線材の場合、ハンドリングや伸線加工で断線する危険
が高い。したがって、製品歩留りや生産硅の著しい低下
尋引き起こすとともに、安全上著しい危険を伴う。
が高い。したがって、製品歩留りや生産硅の著しい低下
尋引き起こすとともに、安全上著しい危険を伴う。
（ハ）発明が解決しようとする課題
上記のように高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼
の軟質化に関する技術は多数具られるものの、衝撃靭性
の向上について何ら改善がなされていない。
の軟質化に関する技術は多数具られるものの、衝撃靭性
の向上について何ら改善がなされていない。
以上の問題に着目し、本発明は球状化焼鈍後充分軟質化
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
ト系ステンレス鋼の製造方法を提供するものである。
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
ト系ステンレス鋼の製造方法を提供するものである。
（ニ）課題を解決するための手段および作用従来、マル
テンサイト系ステンレス鋼は、球状化焼鈍で母相組織を
フェライト相としＣｒ炭化物を充分に球状析出させるこ
とによって、軟質化が図られてきた。本発明者らは、さ
らに制御熱延を行うことによってフェライト粒が微細化
し球状化焼鈍後の衝撃靭性を向上させることが可能であ
ることを見出し、本発明を成し遂げた。
テンサイト系ステンレス鋼は、球状化焼鈍で母相組織を
フェライト相としＣｒ炭化物を充分に球状析出させるこ
とによって、軟質化が図られてきた。本発明者らは、さ
らに制御熱延を行うことによってフェライト粒が微細化
し球状化焼鈍後の衝撃靭性を向上させることが可能であ
ることを見出し、本発明を成し遂げた。
通常、炭素鋼のフェライト粒を微細化するには、低温仕
上げ熱延および低温捲取りが行われる。これ・は、熱延
再結晶によりオーステナイト粒を微細化し、冷却過程で
オーステナイト粒界に析出する初析フェライトを分散析
出させることを目的とする。一方、高炭素含有マルテン
サイト系ステンレス鋼は、Ｃｒ含有量が高いため熱延再
結晶が起きにくく制御熱延によるオーステナイト粒の微
細化が困難である。
上げ熱延および低温捲取りが行われる。これ・は、熱延
再結晶によりオーステナイト粒を微細化し、冷却過程で
オーステナイト粒界に析出する初析フェライトを分散析
出させることを目的とする。一方、高炭素含有マルテン
サイト系ステンレス鋼は、Ｃｒ含有量が高いため熱延再
結晶が起きにくく制御熱延によるオーステナイト粒の微
細化が困難である。
そこで、高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の熱
延焼鈍板の衝撃靭性を向上するには、熱延後初析フェラ
イト相が析出する以前にオーステナイト粒内にＣｒ炭化
物を分散析出させることが有効であるとの新たな知見に
基づき冶金的な材料設計およびプロセス設計を行った。
延焼鈍板の衝撃靭性を向上するには、熱延後初析フェラ
イト相が析出する以前にオーステナイト粒内にＣｒ炭化
物を分散析出させることが有効であるとの新たな知見に
基づき冶金的な材料設計およびプロセス設計を行った。
本発明者らは、オーステナイト→フェライト変態の初析
フェライトの析出核が旧オーステナイト粒界のみならず
粒内に析出したＣ「炭化物であり、粒内Ｃｒ炭化物を核
に析出したフェライト粒は、微細で衝撃靭性に優れるこ
とを見出した。熱延後のオーステナイト粒内にＣ，ｒ炭
化物を分散析出させる方法として、熱延後オーステナイ
ト温度域での長時間保持が有効である。
フェライトの析出核が旧オーステナイト粒界のみならず
粒内に析出したＣ「炭化物であり、粒内Ｃｒ炭化物を核
に析出したフェライト粒は、微細で衝撃靭性に優れるこ
とを見出した。熱延後のオーステナイト粒内にＣ，ｒ炭
化物を分散析出させる方法として、熱延後オーステナイ
ト温度域での長時間保持が有効である。
第１図にＣｒを１７重量％、Ｃを０．．６５重量％含む
マルテン→Ｊ゛イト系ステンレス鋼熱延焼鈍板の衝撃靭
性に及ぼず熱延後７８０℃以上に保持した時間の影響を
示す。熱延後７８０℃以上で３０ｍｉｎ以４召呆持する
ことによって、著しく衝撃靭性が向１−する。特乙こ、
熱延温度が９５０°０以下の場合には、保持時間が２Ｑ
ｍｉｎ以上で従来レヘルを超える高い衝撃値を示す。７
８０℃で長時間保持するごとによって、オーステナイト
粒に内在する熱延加工歪を核にＣｒ炭化物が粒内に分散
析出するためと考えられる。一方、熱延後保持時間が短
い場合には、衝撃靭性が低い。これば、熱延後オーステ
ナイト粒内に昨炭化物が析出する以前に、保持後の冷却
過程あるいはその後の球状化焼鈍で旧オーステナイト粒
界に初析フェライトが析出成長し結晶粒が粗大化するた
めと考えられる。
マルテン→Ｊ゛イト系ステンレス鋼熱延焼鈍板の衝撃靭
性に及ぼず熱延後７８０℃以上に保持した時間の影響を
示す。熱延後７８０℃以上で３０ｍｉｎ以４召呆持する
ことによって、著しく衝撃靭性が向１−する。特乙こ、
熱延温度が９５０°０以下の場合には、保持時間が２Ｑ
ｍｉｎ以上で従来レヘルを超える高い衝撃値を示す。７
８０℃で長時間保持するごとによって、オーステナイト
粒に内在する熱延加工歪を核にＣｒ炭化物が粒内に分散
析出するためと考えられる。一方、熱延後保持時間が短
い場合には、衝撃靭性が低い。これば、熱延後オーステ
ナイト粒内に昨炭化物が析出する以前に、保持後の冷却
過程あるいはその後の球状化焼鈍で旧オーステナイト粒
界に初析フェライトが析出成長し結晶粒が粗大化するた
めと考えられる。
以」−の知見から、衝撃靭性に優れる高炭素含有マルテ
ンサイト系ステンレス鋼焼鈍材の製造が可能となった。
ンサイト系ステンレス鋼焼鈍材の製造が可能となった。
次いで、本発明の限定理由を説明する。
Ｃｒ含イ１量は、良好な耐食性を得るに必要最小限度の
１０゜０重量％を下限とした。しかし、Ｃｒ含有量が２
０．０重量％を越えると巨大な炭化物が生成しやすくな
り、衝撃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、２０．０重量％を上
限とした。
１０゜０重量％を下限とした。しかし、Ｃｒ含有量が２
０．０重量％を越えると巨大な炭化物が生成しやすくな
り、衝撃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、２０．０重量％を上
限とした。
Ｃ含有量は、各種刃物類あるいは耐摩耗部月として必要
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１．５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１４５重量％とじた。
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１．５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１４５重量％とじた。
熱延累積圧下率は、オーステナイＩ・粒内に加工歪を内
在させＣｒ炭化物の析出核となるに必要な５０％を超え
る範囲とした。
在させＣｒ炭化物の析出核となるに必要な５０％を超え
る範囲とした。
熱延後の保持温度は、保持中にフェライト相を析出しな
い７８０℃を下限とした。
い７８０℃を下限とした。
熱延後７８０℃以上に保持する時間は、熱延後オーステ
ナイト粒内にＣｒ炭化物が分散析出するに必要最小限度
の３０ｍｉｎを下限とした。特に熱間圧延終了温度が９
５０℃以下の場合には、熱延加工歪の熱的な解放が少な
くＣｒ炭化物の析出が速いため２０ｍｉｎを下限とした
。なお、上記保持時間後の冷却の冷却速度は特に規制は
ないが、２００’Ｃ／ ＩＩ ｒ以−上の徐冷とした場
合は球状化焼鈍の省略が可能である。
ナイト粒内にＣｒ炭化物が分散析出するに必要最小限度
の３０ｍｉｎを下限とした。特に熱間圧延終了温度が９
５０℃以下の場合には、熱延加工歪の熱的な解放が少な
くＣｒ炭化物の析出が速いため２０ｍｉｎを下限とした
。なお、上記保持時間後の冷却の冷却速度は特に規制は
ないが、２００’Ｃ／ ＩＩ ｒ以−上の徐冷とした場
合は球状化焼鈍の省略が可能である。
（へ）実施例
第１表に示す成分の高炭素含有マルテンサイト系ステン
レス鋼鋳片を真空溶解炉にて溶製した。
レス鋼鋳片を真空溶解炉にて溶製した。
ごの鋳片を第２表に示す条件で累積圧下率９５％の熱間
圧延した後、７８０℃以上の保持を行なった。この熱延
材に７９０ ’ＣＸ ５時間加熱後徐冷の球状化焼鈍を
施し、この材料を用いてＶノツチシャルピー衝撃試験お
よびロックウェル硬度の測定を行なった。
圧延した後、７８０℃以上の保持を行なった。この熱延
材に７９０ ’ＣＸ ５時間加熱後徐冷の球状化焼鈍を
施し、この材料を用いてＶノツチシャルピー衝撃試験お
よびロックウェル硬度の測定を行なった。
従来法で製造した試料Ｎｏ、 １３〜１５は、いずれも
ＨＲＣ≦２０で軟化しているものの、衝撃値が硅２゜≦
１．４（ｋｇ−ｍ ／ ｃ＋ｆｌ ）と低い。一方、本
発明法で製造した試料Ｎｏ、 １〜９はいずれも１１．
ｃ≦２０で充分軟化しており、衝撃値もｖＥｚｏ≧１−
９ （ｋｇ−ｍ／ｃＪ）と従来法で製造した試料に比べ
著しく高靭化している。また、７８０℃以上の保持時間
が短い試料Ｎｏ、１０〜１２の衝撃値は、従来法で製造
された試料とあまり差がない。
ＨＲＣ≦２０で軟化しているものの、衝撃値が硅２゜≦
１．４（ｋｇ−ｍ ／ ｃ＋ｆｌ ）と低い。一方、本
発明法で製造した試料Ｎｏ、 １〜９はいずれも１１．
ｃ≦２０で充分軟化しており、衝撃値もｖＥｚｏ≧１−
９ （ｋｇ−ｍ／ｃＪ）と従来法で製造した試料に比べ
著しく高靭化している。また、７８０℃以上の保持時間
が短い試料Ｎｏ、１０〜１２の衝撃値は、従来法で製造
された試料とあまり差がない。
以上の実施例から、本発明に従って規定された成分およ
び製造プロセスが密接に関連して極めて効果的に作用し
、このため優れた衝撃靭性が付与されうることか明らか
である。
び製造プロセスが密接に関連して極めて効果的に作用し
、このため優れた衝撃靭性が付与されうることか明らか
である。
第 １ 表
（重量％）
（ト）発明の効果
以上の実施例からも明らかなように、本発明によれば充
分軟質化し優れた衝撃靭性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となる。
分軟質化し優れた衝撃靭性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となる。
この技術によって、板材ではトリミング時の板破断およ
び冷間圧延時の耳割れ、棒線材ではハンドリング時およ
び伸線加工時の断線が大幅に低減し、製造歩留りおよび
生産性の向上、製造上の危険回避が可能となり、産業上
の寄与は極めて大きい。
び冷間圧延時の耳割れ、棒線材ではハンドリング時およ
び伸線加工時の断線が大幅に低減し、製造歩留りおよび
生産性の向上、製造上の危険回避が可能となり、産業上
の寄与は極めて大きい。
第１図は、Ｃｒを１７重量％、Ｃを０．６５重量％含む
マルテンサイト系ステンレス鋼の熱延焼鈍板の衝撃靭性
に及ぼす熱延後７８０℃以上に保持した時間の影響を示
す。
マルテンサイト系ステンレス鋼の熱延焼鈍板の衝撃靭性
に及ぼす熱延後７８０℃以上に保持した時間の影響を示
す。
Claims (2)
- （１）Ｃｒ：１０．０〜２０．０重量％、Ｃ：０．５〜
１．５重量％を含む高炭素含有マルテンサイト系ステン
レス鋼に累積圧下率５０％を超える熱間圧延を施した後
、７８０℃以上の温度に３０ｍｉｎ以上保持し冷却する
ことを特徴と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の製造方法。 - （２）Ｃｒ：１０．０〜２０．０重量％、Ｃ：０．５〜
１．５重量％を含む高炭素含有マルテンサイト系ステン
レス鋼に累積圧下率５０％を超える熱間圧延を施し９５
０℃以下で熱間圧延終了した後、７８０℃以上の温度に
２０ｍｉｎ以上保持し冷却することを特徴とする衝撃靭
性に優れた高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25209788A JPH0670252B2 (ja) | 1988-10-07 | 1988-10-07 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25209788A JPH0670252B2 (ja) | 1988-10-07 | 1988-10-07 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02101119A true JPH02101119A (ja) | 1990-04-12 |
| JPH0670252B2 JPH0670252B2 (ja) | 1994-09-07 |
Family
ID=17232488
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25209788A Expired - Fee Related JPH0670252B2 (ja) | 1988-10-07 | 1988-10-07 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0670252B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014070229A (ja) * | 2012-09-27 | 2014-04-21 | Hitachi Metals Ltd | 刃物用鋼帯の製造方法 |
-
1988
- 1988-10-07 JP JP25209788A patent/JPH0670252B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014070229A (ja) * | 2012-09-27 | 2014-04-21 | Hitachi Metals Ltd | 刃物用鋼帯の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0670252B2 (ja) | 1994-09-07 |
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