WO2021045143A1 - 刃物用鋼、マルテンサイト系刃物用鋼、刃物、およびマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法 - Google Patents

刃物用鋼、マルテンサイト系刃物用鋼、刃物、およびマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2021045143A1
WO2021045143A1 PCT/JP2020/033402 JP2020033402W WO2021045143A1 WO 2021045143 A1 WO2021045143 A1 WO 2021045143A1 JP 2020033402 W JP2020033402 W JP 2020033402W WO 2021045143 A1 WO2021045143 A1 WO 2021045143A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
martensitic
hardness
knives
tempering
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/033402
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
賢太郎 福本
Original Assignee
日立金属株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日立金属株式会社 filed Critical 日立金属株式会社
Priority to CN202080062825.XA priority Critical patent/CN114341384A/zh
Priority to US17/640,339 priority patent/US20220340988A1/en
Priority to JP2021544022A priority patent/JPWO2021045143A1/ja
Priority to BR112022004010A priority patent/BR112022004010A2/pt
Priority to EP20860745.7A priority patent/EP4026926A4/en
Priority to KR1020227007011A priority patent/KR20220041904A/ko
Publication of WO2021045143A1 publication Critical patent/WO2021045143A1/ja

Links

Images

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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/18—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for knives, scythes, scissors, or like hand cutting tools
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/613—Gases; Liquefied or solidified normally gaseous material
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/04—Hardening by cooling below 0 degrees Celsius
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a steel for cutting tools, a steel for martensitic cutting tools, a cutting tool, and a steel for martensitic cutting tools.
  • high carbon steel equivalent to SK1 and martensitic stainless steel containing 12 to 13% of Cr have been used as steel for cutting tools such as cutters and razors.
  • the former can be obtained with high hardness by quenching and tempering heat treatment, but it has poor corrosion resistance, so it can only be used for light transportation.
  • the latter martensitic stainless steel is widely used because it is hard to rust because it not only obtains high hardness by quenching and tempering but also has excellent corrosion resistance.
  • the sharpness of a cutting tool is mainly determined by the hardness of the cutting edge, the angle at which the blade is attached, and the distribution state of hard particles. Among them, the hardness is an essential characteristic for improving the sharpness.
  • the corrosion resistance of the blade is mainly determined by the contents of Cr and Mo. Therefore, in order to improve the sharpness of the blade and the corrosion resistance, it is essential to increase the hardness of the blade after quenching and tempering and to increase the content of Cr and Mo.
  • the method of increasing the content of Cr and Mo has a problem that the hardness of the blade after quenching and tempering decreases because the amount of austenite remaining during quenching increases.
  • Patent Document 1 the applicant can improve the short-time hardenability of martensitic stainless steel and obtain high hardness as a method capable of obtaining high hardness at C: 0 by mass%.
  • Carbide having a component composition of .55 to 0.73%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 12 to 14%, balance Fe and impurities, and annealed by a continuous furnace.
  • Patent Document 2 describes in terms of mass%, C: 0.55 to 0.85%, Si: 2.0% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 8 to 15%, N: 0.03.
  • a stainless razor steel having a high heat treatment hardness which includes one or two groups and is composed of the balance Fe and some impurities, has been proposed.
  • Patent Document 1 the annealed material finely dispersed with a carbide density of 560 pieces / 100 ⁇ m 2 is subjected to quenching, subzero treatment, and tempering treatment to have a high hardness of 660 to 720 HV after tempering and corrosion resistance. Also listed are good razor steels. Further, Patent Document 2 also describes stainless steel for razors having a tempering hardness of 620 to 716 HV, but in order to meet the demand for higher hardness and higher corrosion resistance, Patent Documents 1 and 2 are described. Steel is also inadequate, leaving room for further study.
  • an object of the present invention is to provide a steel for cutting tools having higher hardness and excellent corrosion resistance than the conventional ones.
  • Another object of the present invention is to provide a manufacturing method capable of obtaining a steel for cutting tools having high hardness and excellent corrosion resistance without adding a step of increasing the number density of carbides.
  • one aspect of the present invention is, in terms of mass%, C: 0.45 to 1.00%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, Cr: 7.5. It is a steel for cutting tools containing ⁇ 11.0%, Mo and W alone or in combination (Mo + W / 2): 0.5 to 3.0%, and having a component composition of the balance Fe and unavoidable impurities.
  • Another aspect of the present invention is a martensitic steel for blades, which has a component composition of the steel for blades and has a hardness of 700 HV or more.
  • the carbide area ratio in the cross-sectional structure is 8.0% or less, and the average circle-equivalent diameter of the carbide is 0.2 to 0.8 ⁇ m.
  • Another aspect of the present invention is a cutting tool using the martensitic steel for cutting tools.
  • the steel for cutting tools having the component composition is quenched, subzero-treated, and tempered, and the quenching temperature at the time of quenching is 1050 to 1250 ° C., and the treatment temperature at the time of the subcello treatment is ⁇ 50 ° C.
  • a method for producing a martensitic blade steel is obtained by setting the tempering temperature at the time of tempering to 100 to 400 ° C. and obtaining a martensitic blade steel having a hardness of 700 HV or more.
  • the tempering temperature is set to 100 to 160 ° C.
  • a martensitic cutlery steel having a hardness of 800 HV or more is obtained.
  • C 0.45 to 1.00%
  • C in steel is divided into those that dissolve in solid solution at the matrix and those that precipitate as carbides, but since the ratio is determined by the interaction with Cr, it is important to keep Cr in the composition range described later. ..
  • the lower limit of C is set to 0.45%.
  • the preferred lower limit of C is 0.50%, the more preferred lower limit is 0.55%, the more preferred lower limit is 0.58%, and the particularly preferred lower limit is 0.60%.
  • the upper limit of C is 1.00%.
  • the preferred upper limit of C is 0.95%, the more preferred upper limit is 0.90%, the more preferred upper limit is 0.85%, and the particularly preferred upper limit is 0.79%.
  • Si 0.1-1.5% Si is used as a deoxidizer during refining of steel for cutting tools, and is an element that dissolves in the steel and suppresses softening during low-temperature tempering, so the lower limit is set to 0.1%.
  • the upper limit of the amount of Si is 1.5%.
  • the preferred upper limit is 1.2%, the more preferred upper limit is 1.0%, the more preferred upper limit is 0.98%, and the particularly preferred upper limit is 0.95.
  • Mn 0.1-1.5%
  • Mn also has a role as a deoxidizer during refining, and is an element that dissolves in a matrix and enhances hardenability. If the amount of Mn is too small, the hardenability of the steel deteriorates, and there is a possibility that the hardenability does not occur especially in the central portion of the steel wall thickness, so the lower limit is set to 0.1%. On the other hand, since excessive content of Mn reduces hot workability, the upper limit is set to 1.5%. The preferred upper limit is 1.2% and the more preferred upper limit is 1.0%.
  • Cr 7.5 to 11.0% Cr is an important element for forming a strong passivation film on steel and obtaining excellent corrosion resistance. In order to exhibit this corrosion resistance, it is necessary that the steel contains at least 7.5% Cr.
  • the lower limit of the preferable Cr is 8.0%, the lower limit of the more preferable Cr is 8.5%, and the lower limit of the more preferable Cr is 9.0%.
  • an excessive amount of Cr causes a decrease in the martensitic transformation start temperature (Ms point), which causes a decrease in hardness due to an increase in retained austenite.
  • the upper limit of Cr is set to 11.0%.
  • the preferred upper limit of Cr is 10.5%, and the more preferable upper limit of Cr is 10.2%.
  • Mo + W / 2 0.5-3.0% Mo and W have the same effect, and are specified by (Mo + W / 2) because of the atomic weight. And Mo and W can be contained alone or in combination. Mo and W have a high effect of stabilizing the passivation, and are elements effective for improving the corrosion resistance by making the pitting potential in the chloride solution noble. It is also an element that suppresses softening in low-temperature tempering, and at least 0.5% is required to obtain these effects. On the other hand, excessive addition of Mo and W significantly reduces workability during hot working, so the upper limit is set to 3.0%. The lower limit of the preferred (Mo + W / 2) amount is 0.8%, and the upper limit of the preferred (Mo + W / 2) amount is 2.0%.
  • Nb + V 0.5% or less
  • Nb and V have the same effect and can be contained alone or in combination.
  • Nb has a high affinity for carbon and forms a thermally stable carbide. Since this carbide is very thermally stable, it does not dissolve in the hot austenite but remains, and pinning of the carbide suppresses the coarsening of the austenite.
  • V is also an element that finely disperses thermally stable carbides, suppresses coarsening of austenite, and improves wear resistance.
  • carbides containing Nb and V are thermally stable, they do not dissolve in high-temperature austenite and remain, so that the amount of carbon that dissolves in martensite tends to decrease, leading to a decrease in hardness.
  • the upper limit of the amount of (V + Nb) is 0.5%.
  • the upper limit of the preferred (V + Nb) amount is 0.4%, and the upper limit of the more preferred (V + Nb) amount is 0.3%.
  • Ni + Cu 0.5% or less
  • Ni and Cu are elements effective for improving the corrosion resistance to non-oxidizing acids such as sulfuric acid, and can be contained alone or in combination. However, it causes a decrease in the Ms point and also causes a decrease in hardness due to an increase in retained austenite. Therefore, even if it is contained, the upper limit of the amount of (Ni + Cu) is set to 0.5%.
  • the upper limit of the preferable (Ni + Cu) amount is 0.4%, and the upper limit of the more preferable (Ni + Cu) amount is 0.3%.
  • the cutting tool steel according to the present invention can contain the following elements.
  • Co 0.5% or less
  • Co is an element that dissolves in martensite and enhances tempering and softening resistance.
  • razor materials that may come into contact with the human body, they may be contained in the steel of the present embodiment in the range of 0.5% or less because they may cause metal allergies.
  • N is an element that dissolves in the martensite structure and improves corrosion resistance, but it causes a decrease in the Ms point and also causes a decrease in hardness due to an increase in retained austenite. Therefore, it may be contained in the steel of the present embodiment in the range of 0.1% or less.
  • the preferred upper limit is 0.07% and the more preferred upper limit is 0.05%.
  • components other than the above are Fe and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurity element include P, S, Al, Ti, N and O, but they may be contained as long as they do not interfere with the effects of the present invention and are within the range shown below. P ⁇ 0.04%, S ⁇ 0.03%, Al ⁇ 0.1%, Ti ⁇ 0.1%, and O ⁇ 0.05%.
  • the hardness of the martensitic blade steel of the present embodiment is 700 HV or more as measured at room temperature (normal temperature). It is preferably 720 HV or more, more preferably 735 HV or more, further preferably 770 HV or more, and particularly preferably 800 HV or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be about 950 HV due to manufacturing restrictions.
  • the hot-rolled material having the above-mentioned composition is annealed by batch annealing, continuous annealing, etc., and the material for cold rolling after annealing is subjected to one or more cold working (1 time or more). For example, it can be produced by subjecting it to cold rolling).
  • the carbide area ratio in the cross-sectional structure is preferably 8.0% or less.
  • the upper limit of the more preferable carbide area ratio is 6.0%, further preferably 4.0%, even more preferably 2.0%, particularly preferably 1.0%, and most preferably. It is 0.8%.
  • the average circle-equivalent diameter (area circle-equivalent diameter) of carbides in the cross-sectional structure is preferably 0.2 to 0.8 ⁇ m. ..
  • the upper limit of the average of the more preferable circle equivalent diameter is 0.6 ⁇ m, and the upper limit of the average of the more preferable circle equivalent diameter is 0.5 ⁇ m.
  • the average of the carbide area ratio and the equivalent circle diameter in this embodiment is a scanning electron microscope (magnification of 5000 times) in a cross-sectional structure parallel to the processing direction (rolling drawing direction) of the martensitic blade steel. ), It can be calculated by observing carbides in a visual field having a visual field area of 500 ⁇ m 2 or more and analyzing the image.
  • the carbides targeted for image analysis are limited to those having a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more, and those having a diameter smaller than that are not targeted.
  • the identification of carbides can be confirmed by element mapping by EPMA (electron probe microanalyzer) attached to the scanning electron microscope.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the steel for cutting tools having the above-mentioned component range is hardened, subzero-treated, and tempered.
  • the quenching temperature is 1050 to 1250 ° C.
  • the treatment temperature during subzero treatment is ⁇ 50 ° C. or lower
  • the tempering temperature during tempering is 100 to 400 ° C.
  • the quenching temperature is less than 1050 ° C.
  • the carbide is not sufficiently dissolved in austenite, so that the hardness becomes low.
  • the quenching temperature exceeds 1250 ° C., excessive solid solution of carbon causes quench cracking after quenching or in subzero treatment.
  • the quenching temperature was set to 1050 to 1250 ° C.
  • the preferred lower limit of the quenching temperature is 1100 ° C, and the more preferred lower limit is 1150 ° C.
  • the preferred upper limit of the quenching temperature is 1230 ° C, and the more preferable upper limit is 1210 ° C.
  • the temperature during the sub-zero treatment performed after the quenching process shall be -50 ° C or less. By adjusting to this temperature, it becomes easy to obtain the high hardness characteristic which is a feature of the present invention.
  • the lower limit is not set in particular, the lower limit may be set to -196 ° C, for example, assuming treatment with liquid nitrogen.
  • a mixed solution of dry ice and alcohol at ⁇ 75 ° C. is used, but liquefied carbon dioxide gas or liquid nitrogen may be used. Further, an electric refrigeration equipment may be used, or a gas such as carbon dioxide gas may be used.
  • tempering is performed after the sub-zero treatment step.
  • the tempering temperature is set to 100 to 400 ° C., it is possible to obtain steel for martensitic cutlery of 700 HV or more.
  • the tempering temperature is less than 100 ° C.
  • the toughness tends to be excessively low.
  • the tempering temperature exceeds 400 ° C.
  • a large amount of carbides are precipitated from the martensite structure, which causes a decrease in hardness.
  • the upper limit of the preferred tempering temperature is 350 ° C.
  • a more preferable upper limit of the tempering temperature is 150 ° C.
  • a hot-rolled material having a thickness of 2.0 mm having the component composition (residual Fe and unavoidable impurities) shown in Table 1 is annealed in a batch annealing furnace, and then cold rolling and annealing are repeated to obtain a thickness of 0.1 mm. Finished, Examples 1 to 16 of the present invention and Comparative Examples 1 to 13 were prepared.
  • the hardness after heat treatment and the corrosion resistance were investigated.
  • the samples of the examples of the present invention and the comparative examples were heated to 1100 to 1200 ° C. in an Ar atmosphere, then quenched by quenching, and then subjected to a subzero treatment at ⁇ 75 ° C. for 15 minutes at 150 ° C. and 350 ° C. It was tempered at a temperature of ° C. Three types of hardness were measured: quenching, tempering at 150 ° C, and tempering at 350 ° C.
  • a salt spray test (based on JIS-Z-2371: 2015) using a 5% neutral saline solution at 35 ° C.
  • Example 1 of the present invention was shown in FIG. 3
  • the salt spray test result of Comparative Example 1 is shown in FIG.
  • the quenching hardness is 800 HV or more
  • the tempering hardness at 350 ° C. is 700 HV or more
  • the tempering hardness at 150 ° C. is 800 HV or more
  • the rust area ratio is 1% or less. Both hardness and corrosion resistance were good.
  • Comparative Examples 1 and 5 the corrosion resistance was low, and the quenching hardness and tempering hardness were also lower than those of the examples of the present invention. It was confirmed that all of Comparative Examples 2, 4, 6 and 7 had a high rust area ratio and low corrosion resistance.
  • Comparative Examples 3 and 11 to 13 the rusting area ratio was less than 1%, and although the corrosion resistance was high, the tempering hardness at 350 ° C. was as low as less than 700 HV, respectively. As a result, it was confirmed that the example of the present invention can simultaneously obtain high hardness and excellent corrosion resistance as compared with the conventional example.
  • Comparative Examples 8 to 10 in which V + Nb was 0.6% or more the evaluation was stopped because a plurality of cracks were formed in the sample end face and the inside of the sample from the early stage of the cold rolling process. Subsequently, observation samples were taken from the prepared Examples 1, 15, 16 of the present invention and Comparative Example 1, and the average circle-equivalent diameter of the carbide and the carbide area ratio were measured.
  • the area ratio and the equivalent circle diameter are the cross-sectional structures parallel to the stretching direction of the rolling process of the martensite-based cutting tool steel, in the field of view where the field of view area taken with a scanning electron microscope (magnification 5000 times) is 500 ⁇ m 2 or more.
  • a carbide having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more was measured using an image analyzer.
  • the photomicrograph of Example 1 of the present invention is shown in FIG. 1
  • the photomicrograph of Comparative Example 1 is shown in FIG. 2
  • the measurement results are shown in Table 3.
  • the average circle-equivalent diameter of the carbide of the present invention was 0.4 to 0.5 ⁇ m, and the carbide area ratio was 5.5% or less.
  • the average circle-equivalent diameter of the carbide of Comparative Example 1 was 0.5 ⁇ m, which was the same level as that of the example of the present invention, but the carbide area ratio was 8.5%, which was larger than that of the sample of the present invention. It was confirmed.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

従来よりもさらに高硬度かつ耐食性に優れた刃物用鋼、刃物、マルテンサイト系刃物用鋼およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．４５～１．００％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：７．５～１１．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋Ｗ／２）：０．５～３．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成からなる刃物用鋼、マルテンサイト系刃物用鋼および刃物。また焼入れ時の焼入れ温度を１０５０～１２５０℃、サブセロ処理時の処理温度を－５０℃以下、焼戻し時の焼戻し温度を１００～４００℃とし、７００ＨＶ以上の硬度を有するマルテンサイト系刃物用鋼を得る、マルテンサイト系刃物用鋼の製造方法。

Description

刃物用鋼、マルテンサイト系刃物用鋼、刃物、およびマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法
　本発明は、刃物用鋼、マルテンサイト系刃物用鋼、刃物、およびマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法に関するものである。
　従来、カッターや剃刀等の刃物用鋼として、ＳＫ１相当の高炭素鋼およびＣｒを１２～１３％含有するマルテンサイト系ステンレス鋼が用いられてきた。前者は、焼入れ焼き戻しの熱処理により、高い硬さが得られるが、耐食性に乏しいため、軽便用としての使用にとどまる。一方、後者のマルテンサイト系ステンレス鋼は、焼入れ焼き戻しによって高い硬さが得られるだけでなく、耐食性にも優れているので錆びにくく、一般的に広く用いられている。
　刃物の切れ味は、主に刃先の硬さと刃付けの際の角度、硬質粒子の分布状態によって決まるが、中でも硬さは切れ味を向上させるために必須の特性である。一方、刃物の耐食性は、主にＣｒとＭｏの含有量によって決まる。したがって、刃物の切れ味を向上させ、かつ耐食性を高めるためには、焼入れ、焼戻し後の刃物の硬さを高め、かつＣｒとＭｏの含有量を高めることが必須である。しかし、ＣｒとＭｏの含有量を高める手法は、焼入れ時に残留するオーステナイト量が増大するため、焼入れ、焼戻し後の刃物の硬さは低下するという問題がある。この問題を解決するために、例えば出願人は特許文献１にて、マルテンサイト系ステンレス鋼の短時間焼入れ性を向上させ、高い硬さを得ることができる手法として、質量％で、Ｃ：０．５５～０．７３％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１２～１４％、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成を有し、連続炉による焼きなまし状態での炭化物密度を１４０～６００個/１００μｍ２としたステンレスカミソリ用鋼を提案している。また特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．５５～０．８５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：８～１５％、Ｎ：０．０３％以下を含み、さらにＷ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上３．０％以下の１群とＮｉ、Ｃｕの１種または２種で２．０％以下の１群のいずれか１群または２群を含み、残部Ｆｅおよび若干の不純物よりなる熱処理硬さの高いステンレスカミソリ用鋼が提案されている。
特開平５－３９５４７号公報 特開昭５３－１１４７１９号公報
　近年、さらなる切れ味や剃り味向上の要求に応えるため、従来よりも高硬度かつ高耐食性の刃物が要求されている。特許文献１では、炭化物密度５６０個／１００μｍ２と微細に分散させた焼鈍材に、焼入れおよびサブゼロ処理、ならびに焼戻し処理を行うことで、焼戻し後において６６０～７２０ＨＶと高い硬さを有し、耐食性も良好であるかみそり用鋼が記載されている。また特許文献２にも焼戻し硬さが６２０～７１６ＨＶであるステンレス剃刀用鋼が記載されているが、さらなる高硬度と高耐食性の要求に応えるためには、特許文献１、２に記載されている鋼でも不十分であり、さらなる検討の余地が残されている。上述したような課題に鑑み、本発明の目的は、従来よりもさらに高硬度かつ耐食性に優れた刃物用鋼を提供することである。また、本発明の目的は、炭化物数密度を高める工程を付与することなく、高硬度かつ耐食性に優れた刃物用鋼を得ることができる製造方法を提供することである。
　本発明は上記課題に鑑みてなされたものである。
　すなわち本発明の一態様は、質量％で、Ｃ：０．４５～１．００％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：７．５～１１．０％、ＭｏおよびＷを単独または複合で（Ｍｏ＋Ｗ／２）：０．５～３．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成からなる刃物用鋼である。
　好ましくは、さらに、ＶおよびＮｂを単独または複合で（Ｖ＋Ｎｂ）：０．５％以下を含有するか、または、ＮｉおよびＣｕを単独または複合で（Ｎｉ＋Ｃｕ）：０．５％以下を含有する。
　本発明の他の一態様は、前記刃物用鋼の成分組成を有し、硬度が７００ＨＶ以上であるマルテンサイト系刃物用鋼である。
　好ましくは、断面組織における炭化物面積率が８．０％以下、炭化物の円相当径の平均が０．２～０．８μｍである。
　本発明の他の一態様は、前記マルテンサイト系刃物用鋼を用いた、刃物である。
　本発明の他の一態様は、前記成分組成の刃物用鋼に、焼入れ、サブゼロ処理、焼戻しを行い、前記焼入れ時の焼入れ温度を１０５０～１２５０℃、前記サブセロ処理時の処理温度を－５０℃以下、前記焼戻し時の焼戻し温度を１００～４００℃とし、７００ＨＶ以上の硬度を有するマルテンサイト系刃物用鋼を得る、マルテンサイト系刃物用鋼の製造方法である。
　好ましくは、前記焼戻し温度を１００～１６０℃とし、８００ＨＶ以上の硬度を有するマルテンサイト系刃物用鋼を得る。
　本発明によれば、従来よりもさらに高硬度かつ耐食性に優れた刃物用鋼を、より効率よく得ることができる。
本発明例のマルテンサイト系刃物用鋼の断面組織を示す、走査型電子顕微鏡写真である。 比較例のマルテンサイト系刃物用鋼の断面組織を示す、走査型電子顕微鏡写真である。 本発明例のマルテンサイト系刃物用鋼の塩水噴霧試験結果を示す写真である。 比較例のマルテンサイト系刃物用鋼の塩水噴霧試験結果を示す写真である。
　以下、本発明の一実施形態について説明する。ただし本発明は、ここで取り挙げた実施形態に限定されるものではなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜組み合わせや改良が可能である。まず本発明に係る刃物用鋼の成分組成について限定理由を説明する。
　Ｃ：０．４５～１．００％
　Ｃは、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。ここで鋼中のＣは、基地に固溶するものと炭化物として析出するものとに分かれるが、その割合はＣｒとの相互作用で決まるため、Ｃｒも後述する組成範囲に収めることが重要である。本発明に適したより高硬度なマルテンサイト系刃物用鋼を得るために、Ｃの下限は０．４５％とする。好ましいＣの下限値は０．５０％、より好ましい下限値は０．５５％、さらに好ましい下限値は０．５８％、特に好ましい下限値は０．６０％である。一方でＣ量が多すぎると、刃欠けの要因となる大型の共晶炭化物が生成される可能性がある。またＣ量が多すぎると生成される炭化物も過剰に多くなるため、マルテンサイト中に固溶するＣｒやＭｏを減少させ、耐食性を低下させる要因にもなるため、Ｃの上限は１．００％とする。好ましいＣの上限値は０．９５％、より好ましい上限値は０．９０％、さらに好ましい上限値は０．８５％、特に好ましい上限値は０．７９％である。
　Ｓｉ：０．１～１．５％
　Ｓｉは、刃物用鋼の精錬時に脱酸剤として用いる他、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ため、下限を０．１％とする。一方で、過度の含有は刃物用鋼の靭性を低下させるため、例えば冷間圧延時の冷間加工性を低下させる可能性がある。そのため、Ｓｉ量の上限は１．５％とする。好ましい上限は１．２％であり、より好ましい上限は１．０％であり、さらに好ましい上限は０．９８％であり、特に好ましい上限は０．９５である。
　Ｍｎ：０．１～１．５％
　ＭｎもＳｉと同様に精錬時の脱酸剤としての役割を有し、基地に固溶し、焼入れ性を高める元素である。Ｍｎ量が少なすぎると鋼の焼入れ性が低下し、特に鋼の肉厚中心部においては焼きが入らない可能性もあるため、下限を０．１％とする。一方で、Ｍｎの過度の含有は熱間加工性を低下させるため、上限を１．５％とする。好ましい上限は１．２％であり、より好ましい上限は１．０％である。
　Ｃｒ：７．５～１１．０％
　Ｃｒは、鋼に強固な不動態膜を形成し、優れた耐食性を得るために重要な元素である。この耐食性を発揮させるために、少なくとも７．５％のＣｒが鋼に含有されていることが必要である。好ましいＣｒの下限は８．０％であり、より好ましいＣｒの下限は８．５％であり、さらに好ましいＣｒの下限は９．０％である。一方で過大なＣｒ量はマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）の低下を招き、残留オーステナイトの増大による硬度低下の要因となる。高硬度と良好な耐食性とを両立させるためにも、Ｃｒの上限は１１．０％とする。好ましいＣｒの上限は１０．５％であり、より好ましいＣｒの上限は１０．２％である。
　Ｍｏ＋Ｗ／２：０．５～３．０％
　ＭｏとＷは同様の効果があり、原子量の関係から（Ｍｏ＋Ｗ／２）で規定する。そして、ＭｏおよびＷは単独または複合で含有することができる。ＭｏおよびＷは不動態を安定化させる効果が高く、塩化物溶液中における孔食電位を貴にして耐食性の向上に有効な元素である。また、低温焼もどしにおける軟化を抑制する元素でもあり、これらの効果を得るためには、少なくとも０．５％は必要である。一方で、Ｍｏ、Ｗの過剰添加は、熱間加工時の加工性を著しく下げるため、上限を３．０％とする。好ましい（Ｍｏ＋Ｗ／２）量の下限は０．８％であり、好ましい（Ｍｏ＋Ｗ／２）量の上限は２．０％である。
　好ましくは、Ｎｂ＋Ｖ：０．５％以下
　ＮｂとＶは同様の効果があり、単独または複合で含有することができる。Ｎｂは炭素との親和性が高く、熱的に安定な炭化物を形成する。この炭化物は熱的に非常に安定なので、高温のオーステナイトには溶け込まずに残留し、炭化物のピン止めによってオーステナイトの粗大化を抑制する。また、Ｖも同様に熱的に安定な炭化物を微細に分散させ、オーステナイトの粗大化を抑制するとともに、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、ＮｂおよびＶを含む炭化物は熱的に安定なので、高温のオーステナイトには溶け込まずに残留するため、マルテンサイトに固溶する炭素量を減少させ、硬度の低下を招く傾向にある。また含有量が多いと冷間加工性低下によるクラックが発生する可能性も高まる。このため、本実施形態におけるＶおよびＮｂは、含有する場合でも、（Ｖ＋Ｎｂ）量の上限は０．５％とする。好ましい（Ｖ＋Ｎｂ）量の上限は０．４％であり、より好ましい（Ｖ＋Ｎｂ）量の上限は０．３％である。
　好ましくは、Ｎｉ＋Ｃｕ：０．５％以下
　ＮｉとＣｕは、硫酸のような非酸化性の酸に対する耐食性を向上させるのに有効な元素であり、単独または複合で含有することができる。しかし、Ｍｓ点の低下を招き、残留オーステナイトの増大による硬度低下の要因ともなる。そのため、含有する場合でも、（Ｎｉ＋Ｃｕ）量の上限を０．５％とする。好ましい（Ｎｉ＋Ｃｕ）量の上限は０．４％であり、より好ましい（Ｎｉ＋Ｃｕ）量の上限は０．３％である。
　本発明に係る刃物用鋼は、以下の元素を含有することができる。
　Ｃｏ：０．５％以下
　Ｃｏはマルテンサイト中に固溶し、焼戻し軟化抵抗を高める元素である。一方で剃刀材等の人体に接触する可能性のある用途については、金属アレルギーの原因となる可能性もあるため、０．５％以下の範囲で本実施形態の鋼に含有させてもよい。
　Ｎはマルテンサイト組織中に固溶し、耐食性を向上させる元素であるが、Ｍｓ点の低下を招き、残留オーステナイトを増大による硬度低下の要因ともなる。そのため０．１％以下の範囲で本実施形態の鋼に含有させてもよい。好ましい上限は、０．０７％であり、より好ましい上限は０．０５％である。
　本実施形態では上記以外の成分はＦｅ及び不可避的不純物とする。不可避的不純物元素としては、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ及びＯが挙げられるが、本発明の効果を阻害しない下記に示す範囲内であれば、含有されていてもよい。
　Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ≦０．１％、及びＯ≦０．０５％。
　続いて本発明のマルテンサイト系刃物用鋼について、実施形態を説明する。
　上述した成分組成を有する刃物用鋼に焼入れ、サブゼロ処理、および焼戻しを行うことによって、非常に高硬度なマルテンサイト系刃物用鋼を得ることができる。本実施形態のマルテンサイト系刃物用鋼の硬度は、室温（常温）で測定した値で、７００ＨＶ以上である。好ましくは７２０ＨＶ以上であり、より好ましくは７３５ＨＶ以上であり、さらに好ましくは７７０ＨＶ以上であり、特に好ましくは８００ＨＶ以上である。上限は特に限定しないが、製造制約上９５０ＨＶ程度とすることができる。なお、焼入れ前の刃物用鋼は、上述した成分組成を有する熱間圧延材にバッチ焼鈍や連続焼鈍等の焼鈍を行い、焼鈍後の冷間圧延用素材に、１回以上の冷間加工（例えば、冷間圧延など）を施すことで作製することが可能である。
　本実施形態のマルテンサイト系刃物用鋼は、炭化物を含むところ、断面組織における炭化物面積率が８．０％以下であることが好ましい。炭化物面積率を上記の範囲内とすることで、優れた耐食性を得ることができる。より好ましい炭化物面積率の上限は６．０％であり、さらに好ましくは４．０％であり、よりさらに好ましくは、２．０％であり、特に好ましくは１．０％であり、最も好ましくは０．８％である。また、上述したように粗大な炭化物は刃物強度の低下を招くため、断面組織における炭化物の円相当径（面積円相当径である。）の平均は０．２～０．８μｍであることが好ましい。より好ましい円相当径の平均の上限は０．６μｍであり、さらに好ましい円相当径の平均の上限は０．５μｍである。
　なお、本実施形態における炭化物面積率および円相当径の平均は、マルテンサイト系刃物用鋼の加工方向（圧延加工の延伸方向）に対して平行な断面組織において、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）で撮影した視野面積が５００μｍ２以上の視野における炭化物を観察し、それを画像解析することで算出することができる。なお、画像解析で対象とする炭化物は、円相当径が０．１μｍ以上のものに限定し、それ未満のものは対象としていない。また、炭化物の同定は走査型電子顕微鏡に付属するＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）による元素マッピングで確認することができる。上述したような特徴を有するマルテンサイト系刃物用鋼に加工を施すことで、切れ味が良く、耐食性に優れた刃物を得ることが可能である。
　続いて本発明のマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法について述べる。本発明では、上述の成分範囲からなる刃物用鋼に、焼入れおよびサブゼロ処理、ならびに焼戻しを行う。焼入れ温度は１０５０～１２５０℃、サブゼロ処理時の処理温度は－５０℃以下、焼戻し時の焼戻し温度は１００～４００℃である。本成分系においては、焼入れ温度が１０５０℃未満の場合、炭化物はオーステナイトに十分に固溶しないため、硬さが低くなる。また、焼入れ温度が１２５０℃を超える場合は過剰に固溶した炭素によって、焼入れ後もしくはサブゼロ処理において焼き割れがおこる。このため、焼入れ温度は１０５０～１２５０℃とした。焼入れ温度の好ましい下限は１１００℃であり、より好ましい下限は１１５０℃である。また焼入れ温度の好ましい上限は１２３０℃であり、より好ましい上限は１２１０℃である
　焼入れ工程後に行うサブゼロ処理時の温度は、－５０℃以下とする。この温度に調整することによって、本発明の特徴である高硬度特性を得やすくなる。特に下限は設定しないが、液体窒素で処理することを想定して、例えば下限を－１９６℃としてもよい。本実施形態のサブゼロ処理では、－７５℃のドライアイスとアルコールの混合液を使用しているが、液化炭酸ガスや液体窒素を用いてもよい。また、電気式の冷凍設備を用いてもよく、炭酸ガスなどの気体を用いてもよい。
　本実施形態の製造方法では、サブゼロ処理工程の後に、焼戻しを行う。焼戻し温度は１００～４００℃に設定することで、７００ＨＶ以上のマルテンサイト系刃物用鋼を得ることができる。本成分系においては、焼戻し温度が１００℃未満の場合、靭性が過剰に低くなる傾向にある。一方、焼戻し温度が４００℃を超える場合では、マルテンサイト組織から炭化物が多量に析出し、硬度低下を招く。好ましい焼戻し温度の上限は、３５０℃である。また、さらに高硬度のマルテンサイト系刃物用鋼を得る場合は、焼戻し温度を１００℃～１６０℃に設定することが好ましい。より好ましい焼戻し温度の上限は、１５０℃である。これにより炭化物の析出をより抑制することができ、８００ＨＶ以上といった高硬度のマルテンサイト系刃物用鋼を得ることができる。
　表１に示す成分組成（残部Ｆｅおよび不可避的不純物）を有する厚み２．０ｍｍの熱間圧延材をバッチ式焼鈍炉で焼鈍し、その後冷間圧延と焼鈍とを繰り返して、０．１ｍｍの厚さに仕上げ、本発明例１～１６、および比較例１～１３を準備した。
　続いて、熱処理後の硬度と、耐食性について調査した。硬度に関しては、本発明例および比較例の試料をＡｒ雰囲気中で１１００～１２００℃に加熱後、急冷する焼入れ処理を行った後、－７５℃で１５分のサブゼロ処理を行い、１５０℃および３５０℃の温度で焼き戻した。硬度は焼入れ時、１５０℃焼戻し時、３５０℃焼戻し時の三種類を測定した。耐食性については、上記３５０℃にて焼戻した試料に、３５℃、５％中性食塩水を用いた塩水噴霧試験（ＪＩＳ－Ｚ－２３７１：２０１５に基づく）を行い、１ｈ後の発錆の状態を発サビ面積率にて評価した。本実施例では、錆の面積率１％未満は○（発サビ無）、１％以上は×（発サビ有）と判定した。表２にそれぞれの硬さを示す。また代表例として本発明例１の塩水噴霧試験結果を図３に、比較例１の塩水噴霧試験結果を図４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の結果より、本発明例１～１６では、焼入れ硬さは８００ＨＶ以上、３５０℃焼戻し硬さが７００ＨＶ以上、１５０℃焼戻し硬さが８００ＨＶ以上、発サビ面積率が１％以下と、硬さおよび耐食性ともに良好であった。一方で、比較例１、５では、耐食性も低く、焼入れ硬さおよび焼戻し硬さも本発明例より低い結果となった。比較例２、４、６、７いずれも発サビ面積率が高く、耐食性が低いことを確認した。比較例３、１１～１３では、発サビ面積率は１％未満であり、耐食性は高いものの、３５０℃焼戻し硬さがそれぞれ７００ＨＶ未満と低い値であった。これにより、本発明例は従来例に比べ、高い硬さと優れた耐食性を同時に得られることが確認された。なお、Ｖ＋Ｎｂが０．６％以上である比較例８～１０に関しては、冷間圧延工程の早期から試料端面や試料内部に複数のクラックが入ったため、評価を中止した。
　続いて、作製した本発明例１、１５、１６、および比較例１から観察用試料を採取し、炭化物の円相当径の平均と炭化物面積率を測定した。面積率および円相当径は、マルテンサイト系刃物用鋼の圧延加工の延伸方向に対して平行な断面組織において、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）で撮影した視野面積が５００μｍ2以上の視野における円相当径が０．１μｍ以上の炭化物を、画像解析装置を用いて測定した。本発明例１の顕微鏡写真を図１に、比較例１の顕微鏡写真を図２に、測定結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　測定の結果、本発明例の炭化物の円相当径の平均は０．４～０．５μｍであり、炭化物面積率は５．５％以下であった。一方で比較例１の炭化物の円相当径の平均は０．５μｍと本発明例と同等水準であったが、炭化物面積率は８．５％と、本発明の試料よりも大きくなっていることを確認した。

 

Claims (8)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．４５～１．００％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：７．５～１１．０％、ＭｏおよびＷを単独または複合で（Ｍｏ＋Ｗ／２）：０．５～３．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成からなる刃物用鋼。
  2. 　質量％で、さらに、ＶおよびＮｂを単独または複合で（Ｖ＋Ｎｂ）：０．５％以下を含有する、請求項１に記載の刃物用鋼。
  3. 　質量％で、さらに、ＮｉおよびＣｕを単独または複合で（Ｎｉ＋Ｃｕ）：０．５％以下を含有する、請求項１または２に記載の刃物用鋼。
  4. 　請求項１ないし３のいずれかに記載の刃物用鋼の成分組成を有し、硬度が７００ＨＶ以上である、マルテンサイト系刃物用鋼。
  5. 　断面組織における炭化物面積率が８．０％以下、炭化物の円相当径の平均が０．２～０．８μｍである、請求項４に記載のマルテンサイト系刃物用鋼。
  6. 　請求項４または５に記載のマルテンサイト系刃物用鋼を用いた、刃物。
  7. 　請求項１ないし３のいずれかに記載の刃物用鋼に、焼入れ、サブゼロ処理、焼戻しを行い、
    　前記焼入れ時の焼入れ温度を１０５０～１２５０℃、
    　前記サブセロ処理時の処理温度を－５０℃以下、
    　前記焼戻し時の焼戻し温度を１００～４００℃とし、
    　７００ＨＶ以上の硬度を有するマルテンサイト系刃物用鋼を得る、マルテンサイト系刃物用鋼の製造方法。
  8. 　前記焼戻し温度を１００～１６０℃とし、
    　８００ＨＶ以上の硬度を有するマルテンサイト系刃物用鋼を得る、請求項７に記載のマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法。

     
PCT/JP2020/033402 2019-09-06 2020-09-03 刃物用鋼、マルテンサイト系刃物用鋼、刃物、およびマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法 WO2021045143A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202080062825.XA CN114341384A (zh) 2019-09-06 2020-09-03 刀具用钢、马氏体系刀具用钢、刀具、及马氏体系刀具用钢的制造方法
US17/640,339 US20220340988A1 (en) 2019-09-06 2020-09-03 Steel for knives, steel for martensitic knives, knife, and production method for steel for martensitic knives
JP2021544022A JPWO2021045143A1 (ja) 2019-09-06 2020-09-03
BR112022004010A BR112022004010A2 (pt) 2019-09-06 2020-09-03 Aço para facas, aço para facas de martensita, faca, e método de produção de aço para facas de martensita
EP20860745.7A EP4026926A4 (en) 2019-09-06 2020-09-03 STEEL FOR KNIVES, STEEL FOR MARTENSITIC KNIVES, KNIVES AND PRODUCTION PROCESS FOR STEEL FOR MARTENSITIC KNIVES
KR1020227007011A KR20220041904A (ko) 2019-09-06 2020-09-03 커터용 강, 마텐자이트계 커터용 강, 커터, 및 마텐자이트계 커터용 강의 제조 방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-163378 2019-09-06
JP2019163378 2019-09-06

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021045143A1 true WO2021045143A1 (ja) 2021-03-11

Family

ID=74853274

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/033402 WO2021045143A1 (ja) 2019-09-06 2020-09-03 刃物用鋼、マルテンサイト系刃物用鋼、刃物、およびマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220340988A1 (ja)
EP (1) EP4026926A4 (ja)
JP (1) JPWO2021045143A1 (ja)
KR (1) KR20220041904A (ja)
CN (1) CN114341384A (ja)
BR (1) BR112022004010A2 (ja)
WO (1) WO2021045143A1 (ja)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS53114719A (en) 1977-03-18 1978-10-06 Hitachi Metals Ltd Steel for stainless razor blade with high heatttreated hardness
JPH0539547A (ja) 1991-08-05 1993-02-19 Hitachi Metals Ltd ステンレスかみそり用鋼およびその製造方法
JPH0978199A (ja) * 1995-09-12 1997-03-25 Hitachi Metals Ltd 高硬度、高靭性冷間工具鋼
JPH1060596A (ja) * 1996-08-26 1998-03-03 Sanyo Special Steel Co Ltd 高硬度、高靱性冷間工具鋼
JP2001172748A (ja) * 1999-12-16 2001-06-26 Daido Steel Co Ltd 熱処理により寸法調整した冷間工具およびその製造方法
JP2002212679A (ja) * 2001-01-10 2002-07-31 Daido Steel Co Ltd 刃物及びそれに用いるＦｅ系刃物用合金
JP2002285297A (ja) * 2001-01-22 2002-10-03 Hitachi Metals Ltd 転がり軸受およびその製造方法
JP2011026693A (ja) * 2009-07-03 2011-02-10 Hitachi Metals Ltd 軟化抵抗に優れた高硬度鋼

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3469972A (en) * 1966-01-04 1969-09-30 Sandvikens Jernverks Ab Razor blades and similar thin elongated sharp-edged blades made of a chromium steel
GB1100340A (en) * 1966-09-22 1968-01-24 Sandvikens Jernverks Ab Improvements in or relating to razor blades
JPS5037005B2 (ja) * 1972-04-03 1975-11-29
JPS5611745B2 (ja) * 1973-10-03 1981-03-17
US6053991A (en) * 1998-01-06 2000-04-25 Sanyo Special Steel Co., Ltd. Production of cold working tool steel
US6719854B2 (en) * 2001-01-22 2004-04-13 Hitachi Metals Ltd. Rolling Bearing
KR20090069608A (ko) * 2007-12-26 2009-07-01 주식회사 포스코 냉간 공구강 및 그 제조방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS53114719A (en) 1977-03-18 1978-10-06 Hitachi Metals Ltd Steel for stainless razor blade with high heatttreated hardness
JPH0539547A (ja) 1991-08-05 1993-02-19 Hitachi Metals Ltd ステンレスかみそり用鋼およびその製造方法
JPH0978199A (ja) * 1995-09-12 1997-03-25 Hitachi Metals Ltd 高硬度、高靭性冷間工具鋼
JPH1060596A (ja) * 1996-08-26 1998-03-03 Sanyo Special Steel Co Ltd 高硬度、高靱性冷間工具鋼
JP2001172748A (ja) * 1999-12-16 2001-06-26 Daido Steel Co Ltd 熱処理により寸法調整した冷間工具およびその製造方法
JP2002212679A (ja) * 2001-01-10 2002-07-31 Daido Steel Co Ltd 刃物及びそれに用いるＦｅ系刃物用合金
JP2002285297A (ja) * 2001-01-22 2002-10-03 Hitachi Metals Ltd 転がり軸受およびその製造方法
JP2011026693A (ja) * 2009-07-03 2011-02-10 Hitachi Metals Ltd 軟化抵抗に優れた高硬度鋼

Also Published As

Publication number Publication date
EP4026926A4 (en) 2023-09-27
JPWO2021045143A1 (ja) 2021-03-11
US20220340988A1 (en) 2022-10-27
BR112022004010A2 (pt) 2022-05-24
CN114341384A (zh) 2022-04-12
EP4026926A1 (en) 2022-07-13
KR20220041904A (ko) 2022-04-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP2002256397A (ja) 耐食性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼
KR20190060805A (ko) 침탄용 강판, 및 침탄용 강판의 제조 방법
WO2021090472A1 (ja) 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品
WO2013047237A1 (ja) 刃物用ステンレス鋼およびその製造方法
JP5533712B2 (ja) 表面硬化用熱間加工鋼材
JP5660417B1 (ja) 刃物用鋼の製造方法
JP5660416B1 (ja) 刃物用鋼及びその製造方法
JP5644483B2 (ja) 表面硬化用熱間加工鋼材
US20070137050A1 (en) Razor blades and compositions and processes for the production of razor blades
JP5207743B2 (ja) 耐摩耗性および靭性に優れた刃物用鋼材
JP7110983B2 (ja) 刃物用素材
JP6798508B2 (ja) 刃物用帯鋼
JP6540131B2 (ja) フェライト系耐熱鋼
WO2021045143A1 (ja) 刃物用鋼、マルテンサイト系刃物用鋼、刃物、およびマルテンサイト系刃物用鋼の製造方法
EP4265784A1 (en) Martensitic stainless steel with improved strength and corrosion resistance, and manufacturing method therefor
EP4144882A1 (en) Stainless steel sheet, method for producing same, edged tools and cutlery
JP4952708B2 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法
WO2024057705A1 (ja) ステンレス鋼およびその製造方法、ならびに、ステンレス鋼製品およびその製造方法
JP7464821B2 (ja) 軸受軌道用鋼材、および軸受軌道
Tsay et al. Improved impact toughness of 13Cr martensitic stainless steel hardened by laser
JP7196837B2 (ja) 刃物用鋼帯の製造方法および刃物用鋼帯
JP7380512B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2021149601A1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼板およびマルテンサイト系ステンレス鋼部材
WO2021044889A1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼板およびマルテンサイト系ステンレス鋼部材
JP2005336560A (ja) 精密打抜き部品用高炭素鋼板および精密打抜き部品

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20860745

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021544022

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20227007011

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112022004010

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020860745

Country of ref document: EP

Effective date: 20220406

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112022004010

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20220304