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
- Publication number
- 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
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- slab
- hours
- stainless steel
- martensitic stainless
- steel strip
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
SU852179A3 (ru) | Способ изготовлени стальныхбЕСшОВНыХ ТРуб | |
KR101476866B1 (ko) | 양호한 스탬핑성을 갖는 저밀도 강 | |
JP6160783B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
JP4018905B2 (ja) | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼およびその製造方法 | |
JP4857811B2 (ja) | 刃物用鋼 | |
JP6583587B2 (ja) | 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法 | |
JP4963479B2 (ja) | 高炭素鋼板の製造方法 | |
JPH10273756A (ja) | 鋳物製冷間工具およびその製造方法 | |
JP3354163B2 (ja) | ステンレスかみそり用鋼およびその製造方法 | |
JP2002167644A (ja) | 熱処理定歪み冷間工具鋼及びこれを用いた冷間工具の製造方法 | |
JP2004100016A (ja) | 軸受用圧延線材および伸線材 | |
JP2938101B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼の製造方法 | |
JP6519012B2 (ja) | 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法 | |
JP2781325B2 (ja) | 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 | |
JP3031484B2 (ja) | 球状化組織を有する鋼線材又は棒鋼の製造方法 | |
JPS6137334B2 (ja) | ||
JPS59136421A (ja) | 球状化組織を有する棒鋼と線材の製造方法 | |
JP7229827B2 (ja) | 高炭素鋼板の製造方法 | |
TW202030343A (zh) | 碳合金鋼板及碳合金鋼板的製造方法 | |
JPS6137333B2 (ja) | ||
JPS59136422A (ja) | 球状化組織を有する棒鋼と線材の製造方法 | |
TWI815504B (zh) | 冷軋鋼板、鋼製零件、冷軋鋼板的製造方法以及鋼製零件的製造方法 | |
JP4517459B2 (ja) | 超微細マルテンサイト組織を有する鋼材の製造方法 | |
JP7196837B2 (ja) | 刃物用鋼帯の製造方法および刃物用鋼帯 | |
JP2756531B2 (ja) | 軟質棒鋼の製造方法 |