(57)【要約】【課題】 大型炭化物を微細化または消失させた高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】  好ましくは、Ｃ：0.3〜1.2％、Cr：10〜20％を含有する組成の高炭素ステンレス鋼鋳片に、均熱処理温度をＴ（℃）とし、かつ均熱処理時間を、ｔ＞δ２／（４ＤCr）（ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、δ：鋳片厚み中央部の偏析部のうち、Cr濃度が代表Cr濃度の１／ｋe以上である偏析粒の最大粒径（cm）、ｋe：Crのγ相と液相との平衡分配係数（＝0.85）、ＤCr：Ｔ（℃）におけるγ相中のCrの拡散係数（cm２／ｓ））を満足する時間ｔ（ｓ）とする均熱処理を施して、炭化物を微細化する。このような高炭素ステンレス鋼鋳片に、熱間圧延を施し熱延鋼板とする。【選択図】  図２
2005082838.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
高炭素ステンレス鋼鋳片に、均熱処理温度をＴ（℃）とし、かつ均熱処理時間を、下記（１）式を満足する時間ｔ（ｓ）とする均熱処理を施すことを特徴とする高炭素ステンレス鋼鋳片の処理方法。
記
ｔ＞δ２／（４ＤCr）            ………（１）
ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、
δ：鋳片厚み中央部の偏析部のうち、Cr濃度が代表Cr濃度の１／ｋe以上である偏析粒の最大粒径（cm）、
ｋe：Crのγ相と液相との平衡分配係数（＝0.85）、
ＤCr：Ｔ（℃）におけるγ相中のCrの拡散係数（cm２／ｓ）
【請求項２】
前記高炭素ステンレス鋼鋳片が、mass％で、Ｃ：0.3〜1.2％、Cr：10〜20％を含有する組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高炭素ステンレス鋼鋳片の処理方法。
【請求項３】
高炭素ステンレス鋼鋳片に、熱間圧延を施して高炭素ステンレス熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延に先立ち、前記高炭素ステンレス鋼鋳片に、均熱処理温度をＴ（℃）とし、かつ均熱処理時間を、下記（１）式を満足する時間ｔ（ｓ）とする均熱処理を施すことを特徴とする高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法。
記
ｔ＞δ２／（４ＤCr）            ………（１）
ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、
δ：鋳片厚み中央部の偏析部のうち、Cr濃度が代表Cr濃度の１／ｋe以上である偏析粒の最大粒径（cm）、
ｋe：Crのγ相と液相との平衡分配係数（＝0.85）、
ＤCr：Ｔ（℃）におけるγ相中のCrの拡散係数（cm２／ｓ）
【請求項４】
前記高炭素ステンレス鋼鋳片が、mass％で、Ｃ：0.3〜1.2％、Cr：10〜20％を含有する組成を有することを特徴とする請求項３に記載の高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記高炭素ステンレス鋼鋳片を、鋳造厚みが180mm以上の連続鋳造製高炭素ステンレス鋼スラブとし、前記（１）式に代えて下記（２）式を用いることを特徴とする請求項３または４に記載の高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法。
記
ｔ＞ 32126 exp｛0.0124（Tｓ−Ｔ）｝{（Tｌ−Ｔｓ）／76}1.4      ………（２）
ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、
Ｔｌ：鋼の代表成分における液相温度(℃)
Ｔｓ：鋼の代表成分における固相温度（℃）、
Ｔ：均熱処理温度（℃） 
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、剃刀などの刃物用、あるいは軸受などの耐摩耗部材用の素材として好適な、高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法に係り、鋳造時の合金元素、とくにCrの偏析に起因する大型炭化物の低減に関する。
【背景技術】
【０００２】
高炭素ステンレス鋼は、一般に、焼入れ硬さが高く耐摩耗性に優れることから、剃刀、高級刃物、ナイフ、カッターなどの各種刃物および軸受、カム、ローラ等の各種耐摩耗部材の素材として使用されている。これら高炭素ステンレス鋼を、造塊法、連続鋳造法といった冷却速度の遅い、一般的な鋳造方法で鋳片に鋳造すると、凝固過程で数μm〜数十μmの巨大な一次炭化物（CrmCn）が生成しやすい。この巨大な一次炭化物は、熱間圧延や焼入れ処理時の加熱によって固溶させることは困難であり、一部未固溶のまま粗大炭化物として残存し、炭化物の微細分布や、炭化物の均一分布を阻害している。このような粗大炭化物が焼入れ処理後の素材中に残存すると、製品への加工段階で表面模様が現出したり、あるいは、刃物類では使用中に刃こぼれが生じたり、あるいは耐摩耗部材では使用中に接触面で剥離が生じるなどの一因となる。
【０００３】
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.15〜1.2％、Cr：15〜20％を含有する溶鋼を、液相線から固相線の温度範囲を50℃／ｓ以上の冷却速度で鋳造し、しかるのちに球状化焼鈍する均一微細な炭化物組織を有する高炭素含有ステンレス鋼の製造方法が提案されている。
【０００４】
また、特許文献２には、Ｃ：0.15〜1.2％、Cr：15〜20％、Ｎ：0.01〜0.30％を含有する溶鋼を、液相線から固相線の温度範囲を50℃／ｓ以上の冷却速度で鋳造し、その後固相線〜500℃の温度範囲を２℃／ｓ以上で冷却したのち、酸洗し、冷間圧延を行い、さらに700〜850℃の温度範囲で10min以上保定する均一微細な炭化物組織を有し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帯の製造方法が提案されている。
【０００５】
また、特許文献３には、造塊法を用いて、断面寸法の最小辺幅が200mm以下となるように鋳込んでインゴットを作製するＣ：0.6〜1.0％、Cr：10〜14％を含有するステンレス鋼の製造方法が提案されている。
【０００６】
また、特許文献４には、特定条件を満足する温度、時間のもとで加熱処理する共晶炭化物の少ないマルテンサイト系ステンレス鋼の鋼片を得る方法が提案されている。
【特許文献１】特開平5−209252号公報
【特許文献２】特開平６−65639号公報
【特許文献３】特開平10−30107号公報
【特許文献４】特公平１−14967号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１、特許文献２に記載された技術では、凝固過程で、液相線から固相線の温度範囲を50℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する必要がある。しかし、ストリップキャスター等の特殊な装置を用いたとしても、溶鋼の液相線から固相線の温度範囲の冷却速度を上記したような速度に調整すること自体が多大の困難を伴ううえ、凝固過程におけるこのような急冷は鋳片の表面割れを助長する危険性があり、鋳片の品質安定性の観点からも問題がある。
【０００８】
また、特許文献３に記載された技術では、薄型のインゴットを用いることになるが、いわゆる造塊法による鋳造であるため冷却速度が遅く、生産性が低くなるという問題があった。
【０００９】
また、高炭素ステンレス鋼は液相線と固相線の間の温度範囲、いわゆる固液共存温度域が広いため、造塊法に比べて冷却速度を大きくできる連続鋳造法を用いて鋳片としたとしても、溶鋼組成や鋳造法によっては、さらにスラブ厚が180 mm以上の場合には鋳片に中心偏析やＶ偏析が発生しやすく、大型炭化物を晶出しやすくなる。このような大型炭化物は、特許文献４に記載された技術におけるように、1200〜1300℃の高温で10〜22ｈの均熱処理を行った程度では微細化せず、逆にさらに粗大化する傾向があり、また、熱間圧延や焼入れ処理等の加熱時においても微細化せず、逆に凝集粗大化する。したがって、連続鋳造法で製造された鋳片（スラブ）を用いて製造される高炭素ステンレス熱延鋼板では、炭化物を微細化することができず品質上大きな問題となっていた。
【００１０】
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、鋳造段階で生成した大型炭化物が微細化または消失した熱延鋼板を、簡便でかつ確実、しかも安価に製造することが可能な、高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明で言う「鋼板」には鋼帯をも含むものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋳造時に生成した大型炭化物の熱処理中の形状変化について鋭意検討した。その結果、鋳造時に生成した大型炭化物は、当初は熱処理時間の経過とともに成長し続けるが、ある時間経過したのちには成長が停止し、ついには製品において問題とならない程度の大きさにまで減少し、さらに熱処理を続けるとついには消失することを見出した。さらに、本発明者らは、この減少が、偏析が著しく、スラブ厚が大きい場合には、特許文献４に記載されたように、炭素の拡散律速によるものではなくCrの拡散により支配されていることも見い出した。
【００１２】
本発明者らが行った基礎的な実験結果を図１に示す。図１は、鋼Ａ（mass％で0.45％Ｃ−0.39％Si−0.50％Mn−0.017％Ｐ−0.0030％Ｓ−14.35％Cr−0.53％Mo−0.117％Ｖ−0.49％Ni−0.0359％Ｎ、残部鉄よりなる組成のステンレス鋼）、および鋼Ｂ（mass％で0.66％Ｃ−0.29％Si−0.66％Mn−0.015％Ｐ−0.0014％Ｓ−13.06％Cr−0.028％Ｖ−0.13％Ni−0.0286％Ｎ、残部鉄よりなる組成のステンレス鋼）の２種の連続鋳造製高炭素ステンレス鋼スラブ（厚み：200mm）を用いて、1220℃で300ｈまでの均熱処理を施し、各均熱処理時間を経たスラブについて、厚み中央部に観察される偏析部内の炭化物粒径を測定し、炭化物最大粒径と均熱処理時間の関係で図示したものである。
【００１３】
図１から、偏析部内の大型炭化物は、70ｈ程度までは均熱処理時間の経過とともに成長し粒径が増大し続けるが、それ以降は、製品において問題とならない２〜３μm程度以下の粒径に減少し、ついには消失することがわかる。
【００１４】
本発明者らは、この炭化物の消失現象の機構についてさらに考究した。その結果、Cr含有量が高い、高炭素ステンレス鋼では、この現象は炭素の拡散ではなく、主にCrの拡散により律速された現象であることを突き止めた。そして、高炭素ステンレス鋼の連続鋳造製スラブに生成した大型炭化物の消失は、均熱処理温度Ｔ（℃）におけるCrの拡散係数ＤCr（cm2／ｓ）、およびスラブ厚み中央部の偏析部における、Crが偏析した偏析粒のうちの最大粒径δ（cm）に依存すると考え、大型炭化物を消失させるためには、均熱処理温度Ｔ（℃）で、かつ次（１）式
ｔ＞δ２／（４ＤCr）            ………（１）
を満足する均熱処理時間ｔ（ｓ）で、均熱処理することが必要であることを見出した。ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、δ：鋳片厚み中央部の偏析部のうち、Cr濃度が代表（溶鋼）Cr濃度の１／ｋe以上である偏析粒の最大粒径（cm）、ｋe：Crのγ相と液相との平衡分配係数（＝0.85）、ＤCr：Ｔ（℃）におけるγ相中のCrの拡散係数（cm２／ｓ）、である。なお、ＤCr  は、次式
ＤCr  ＝Ｄ０  exp｛−Ｑ／（Ｒ（Ｔ＋273））｝、
ここで、Ｄ０：定数（＝−0.0853Cr＋1.706）（cm２／ｓ）、
Ｑ：Crの拡散の活性化エネルギー（＝−406.5Cr＋59487）（cal/mol）、
Ｒ：気体定数（＝1.986cal/mol/K）、
Ｔ：均熱処理温度（℃）
Cr：鋼中のCr（クロム）濃度（mass％）
で定義される。
【００１５】
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
・  高炭素ステンレス鋼鋳片に、均熱処理温度をＴ（℃）とし、かつ均熱処理時間を、次（１）式
ｔ＞δ２／（４ＤCr）            ………（１）
（ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、δ：鋳片厚み中央部の偏析部のうち、Cr濃度が代表Cr濃度の１／ｋe以上である偏析粒の最大粒径（cm）、ｋe：Crのγ相と液相との平衡分配係数（＝0.85）、ＤCr：Ｔ（℃）におけるγ相中のCrの拡散係数（cm２／ｓ））
を満足する時間ｔ（ｓ）とする均熱処理を施すことを特徴とする高炭素ステンレス鋼鋳片の処理方法。
（２）  （１）において、前記高炭素ステンレス鋼鋳片が、mass％で、C：0.3〜1.2％、Cr：10〜20％を含有する組成を有することを特徴とする高炭素ステンレス鋼鋳片の処理方法。
（３）  高炭素ステンレス鋼鋳片に、熱間圧延を施して高炭素ステンレス熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延に先立ち、前記高炭素ステンレス鋼鋳片に、均熱処理温度をＴ（℃）とし、かつ均熱処理時間を、次（１）式
ｔ＞δ２／（４ＤCr）            ………（１）
（ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、δ：鋳片厚み中央部の偏析部のうち、Cr濃度が代表Cr濃度の１／ｋe以上である偏析粒の最大粒径（cm）、ｋe：Crのγ相と液相との平衡分配係数（＝0.85）、ＤCr：Ｔ（℃）におけるγ相中のCrの拡散係数（cm２／ｓ））
を満足する時間ｔ（ｓ）とする均熱処理を施すことを特徴とする高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法。
（４）  （３）において、前記高炭素ステンレス鋼鋳片が、mass％で、Ｃ：0.3〜1.2％、Cr：10〜20％を含有する組成を有することを特徴とする高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法。
（５）  （３）または（４）において、前記高炭素ステンレス鋼鋳片を、鋳片厚みが180mm以上の連続鋳造製高炭素ステンレス鋼スラブとし、前記（１）式に代えて次（２）式
ｔ＞ 32126 exp｛0.0124（Ｔｓ−Ｔ）｝{（Ｔｌ−Ｔｓ）／76}1.4    ………（２）
（ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、Ｔｌ：鋼の代表成分における液相温度（℃）、Ｔｓ：鋼の代表成分における固相温度（℃）、Ｔ：均熱処理温度（℃） ）
を用いることを特徴とする高炭素ステンレス熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、特別な設備を新たに設置する必要もなく、簡便な方法で、高炭素ステンレス鋼鋳片の大型炭化物を微細化または消失させて、Cr系炭化物が微細化または消失した高品質の高炭素ステンレス熱延鋼板を安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、ストリップキャスター法（薄スラブキャスター）や造塊法に比べて生産性が高いスラブ連鋳機を利用して効率良く製造された高炭素ステンレス鋼スラブを素材として利用することができ、生産性が顕著に向上し、製造コストを低減できるという効果もある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明では、高炭素ステンレス鋼鋳片に熱間圧延を施し高炭素ステンレス熱延鋼板とするにあたり、熱間圧延に先立ち、高炭素ステンレス鋼鋳片に適正な均熱処理を施し、炭化物を微細化する。高炭素ステンレス鋼鋳片に施す適正な均熱処理は、均熱処理温度をＴ（℃）とし、かつ均熱処理時間を、次（１）式
ｔ＞δ２／（４ＤCr）            ………（１）
（ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、δ：鋳片厚み中央部の偏析部のうち、Cr濃度が代表Cr濃度の１／ｋe以上である偏析粒の最大粒径（cm）、ｋe：Crのγ相と液相との平衡分配係数（＝0.85）、ＤCr：Ｔ（℃）におけるγ相中のCrの拡散係数（cm２／ｓ））
を満足する時間ｔ（ｓ）とする処理とする。
【００１８】
この（１）式は、前記した図１に示す大型炭化物の形状変化の現象を解析することにより導きだされたものである。図１に示す現象は、つぎのように説明できる。すなわち、均熱処理の当初は、偏析部の濃度とほぼ平衡に達したCr系炭化物粒子が、均熱処理時間の増加とともに、界面エネルギーを駆動力とする溶質原子（Ｃ、Cr等）の拡散でオストワルド成長により、平衡状態まで粗大化し、Cr系炭化物粒子の成長が停止する。この状態においても炭化物粒子の周囲には、Ｃ、Cr等の溶質元素の偏析が存在する。このため、さらに、均熱処理時間が増加すると、炭化物周囲の、偏析部のCr、Cは、マトリックス側（非偏析部側）へ拡散し続けるためさらにその濃度が低下し、炭化物中のCr、Ｃもマトリックス中に溶け出し拡散して炭化物粒径がしだいに減少し、ついにはマトリックスの濃度と温度に平衡する炭化物のみしか存在しなくなり、場合によっては消失する。このように、図１に示された炭化物形状の変化現象は、炭化物を構成する元素、とくに本発明が対象とする高炭素ステンレス鋼ではCr含有量が高く、かつ偏析が著しいため主としてCrの拡散と炭化物粒子径により、律速されていると考えられ、（１）式により鋳片中の大型炭化物（Cr炭化物）の消失に必要な処理時間が決定できることになる。
【００１９】
（１）式の右辺におけるδは、つぎにようにして決定する。鋳片厚み中央部の偏析粒について、Ｘ線マイクロアナライザーにより、各偏析粒のCr濃度を測定し、Cr濃度が代表Cr濃度の１／ｋe以上である偏析粒の粒径をそれぞれ求め、そのうちの最大値を、δとする。δは鋳造条件ごとに予め測定しておき、テーブル化しておくことが好ましい。なお、偏析粒の粒径は、画像解析により求めた各偏析粒の面積から、円相当直径に換算した値とする。また、測定面は、鋳片の鋳造方向に平行する断面とし、測定範囲は、鋳片の厚み中心線を挟んで幅30〜40mm程度、鋳造方向に長さ30〜40mm程度の範囲とすることが好ましい。なお測定面は、バフ研磨面とすることはいうまでもない。また、Ｘ線マイクロアナライザーのビーム径は、偏析粒径とも関係するが、50〜200μm程度とすることが好ましい。ここで、ｋeは、Crのγ相と液相との平衡分配係数であり、具体的には0.85である。なお、本発明でいう「代表Cr濃度」とは、連続鋳造法の場合はタンディッシュ内の溶鋼、造塊法の場合は取鍋内の溶鋼の濃度を用いるものとする。
【００２０】
また、（１）式の右辺におけるＤCr  は、均熱処理温度Ｔ（℃）におけるγ相中のCrの拡散係数（cm２／ｓ）であり、次式
ＤCr  ＝Ｄ０  exp｛−Ｑ／（Ｒ（Ｔ＋273））｝、
ここで、Ｄ０：定数（＝−0.0853Cr＋1.706）（cm２／ｓ）、
Ｑ：Crの拡散の活性化エネルギー  
（＝−406.5Cr＋59487）（cal/mol）、
Ｒ：気体定数（＝1.986cal/mol/K）、
Cr：鋼中のCr（クロム）濃度（mass％）
Ｔ：均熱処理温度（℃）
で定義される。Ｄ０は、鋼種に依存する定数であり、本発明が対象とする高炭素ステンレス鋼では（−0.0853Cr＋1.706）cm２／ｓである。したがって、ＤCr  は、均熱処理温度TとCr濃度によって決定できることになる。
【００２１】
本発明では、均熱処理温度Ｔと（１）式から、（１）式を満足するように均熱処理時間ｔを決定し、高炭素ステンレス鋼鋳片に均熱処理を行う。
【００２２】
均熱処理温度Ｔは操業を乱さない範囲、あるいは炉の最大昇熱温度を考慮して決定されることが好ましい。しかし、均熱時間が100ｈ以上と長すぎるとスラブ表面が脱炭され製品特性に悪影響を与えるため、100ｈ以内となるように均熱処理温度Ｔを決定することが好ましい。なお、均熱処理後の冷却はスラブ破断防止の観点から炉冷とすることが好ましい。
【００２３】
均熱処理時間ｔが（１）式を満足しない場合には、鋳片中に大型炭化物（Cr炭化物）が消失しないで残存し、その後の熱間圧延、焼入れ処理によっても消失せず、素材としての熱延鋼板中に粗大炭化物が残存することになり、製品の品質不良の原因となる。
【００２４】
鋼Ａ（mass％で、0.45％Ｃ−0.39％Si−0.50％Mn−0.017％Ｐ−0.0030％Ｓ−14.35％Cr−0.53％Mo−0.117％Ｖ−0.49％Ni−0.0359％Ｎ、残部鉄よりなる組成のステンレス鋼）、および鋼Ｂ（mass％で、0.66％Ｃ−0.29％Si−0.66％Mn−0.015％Ｐ−0.0014％Ｓ−13.06％Cr−0.028％Ｖ−0.13％Ni−0.0286％Ｎ、残部鉄よりなる組成のステンレス鋼）の２種の連続鋳造製高炭素ステンレス鋼スラブ（厚み：200mm）を用いて、温度、時間を変化して均熱処理を施し、鋳片内の大型炭化物の残存の有無について調査し、均熱処理温度−均熱処理時間の関係で図２に示す。図２中の曲線は、ｔ＝δ２／（４ＤCr）を満足する線で、この線を境界として、（１）式を満足する領域では鋳片内の大型炭化物が消失（粒径２μm未満）し、それ以外の領域では残存（粒径２μm以上）することが明瞭に示されている。（１）式が、大型炭化物の消失のための処理時間を決定するのに有効であることがわかる。
【００２５】
連続鋳造法で製造された高炭素ステンレス鋼鋳片（スラブ）の場合には、大型炭化物の消失のための均熱処理時間ｔは、（１）式に基づき、δのばらつき、偏析粒の生成し易さの鋼種の依存性を考慮して、（１）式に代えて、より簡便な次（２）式
ｔ＞ 32126 exp｛0.0124（Tｓ−Ｔ）｝{（Ｔｌ−Ｔｓ）／76}1.4  ………（２）
（ここで、ｔ：均熱処理時間（ｓ）、Ｔｌ：鋼の代表成分における液相温度（℃）、Ｔｓ：鋼の代表成分における固相温度（℃）、Ｔ：均熱処理温度（℃） ）
を用いることができる。なお、Ｔｌは、次式
Ｔｌ＝1494−（−21Ｃ＋52Ｃ２＋13Si＋8.3Mn＋34.4Ｐ＋38Ｓ＋3.1Ni＋1.5Cr＋3.3Mo＋9.5Nb＋4.0Ｖ＋72Ｎ） 
Ｔｓは、次式
Ｔｓ＝1515−（132.8Ｃ＋32.2Ｃ２＋40.5Si＋３Mn＋500Ｐ＋700S＋4.3Ni＋２Cr＋7.1Mo＋50Nb＋5.5Ｖ＋186Ｎ）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、S、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ｎ：各元素含有量の代表値（mass％））
で定義される値である。本発明では各元素の含有量は代表値は、連続造塊法の場合にはタンディッシュ内の溶鋼、造塊法の場合には取鍋内の溶鋼での値を用いるものとする。なお、上式の計算に当たっては、含有しない元素については零として計算するものとする。
【００２６】
本発明でいう「高炭素ステンレス鋼」には、一般に、高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の範疇に分類される鋼種が含まれるが、なかでも0.3mass％以上のＣと、10mass％以上のCrを含有し、Cr系炭窒化物を形成する高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼が対応する。本発明に適合する高炭素ステンレス鋼鋳片の好ましい組成としては、mass％で、Ｃ：0.3〜1.2％、Cr：10〜20％を含み、さらにはSi：0.2〜0.8％、Mn：0.2〜0.8％、あるいはさらにMo：１％以下、Ｖ：1%以下、Ni：１％以下のうちの１種以上を含有し、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物である。
【００２７】
つぎに本発明で使用する高炭素ステンレス鋼鋳片の組成限定理由について説明する。以下、組成におけるmass％は単に％と記す。
【００２８】
Ｃ：0.3〜1.2％
Ｃは、強度、硬さを増加させる元素であり、必要な硬さや耐摩耗性を確保するために本発明では0.3％以上含有することが好ましい。一方、1.2％を超えて含有すると、耐食性、靭性が劣化する。このため、Ｃは0.3〜1.2％の範囲に限定することが好ましい。
【００２９】
Cr：10〜20％
Crは、耐食性を向上させる元素であり、良好な耐食性を保持するために本発明では10％以上含有することが好ましい。一方、20％を超えて含有すると、共晶炭化物の晶出量が増大し、炭化物の粗大化が著しくなるとともに、焼入れ硬さの低下を招く。このため、Crは10〜20％の範囲に限定することが好ましい。
【００３０】
Ｃ、Cr以外には、Si：0.2〜0.8％、Mn：0.2〜0.8％を含有することが好ましい。
【００３１】
Si：0.2〜0.8％
Siは、脱酸に有効であり、また強度、硬さを増加させる元素であり、このような効果を得るためには0.2％以上含有することが好ましい。一方、0.8％を超えて含有すると、延性、加工性が低下する。このため、Siは0.2〜0.8％の範囲に限定することが好ましい。
【００３２】
Mn：0.2〜0.8％
Mnは、脱酸に有効であり、また強度、硬さを増加させる元素であり、このような効果を得るためには0.2％以上含有することが好ましい。一方、0.8％を超えて含有すると、焼入れに際し残留オーステナイトが生成し、逆に焼入れ硬さが低下する。このため、Mnは0.2〜0.8％の範囲に限定することが好ましい。
【００３３】
上記した組成に加えてさらに、用途に応じてMo、V、Niのうちの１種以上を含有することができる。
【００３４】
Mo：１％以下
Moは、耐食性を向上させる元素であり、0.3％以上含有することが好ましいが、１％を超えて含有すると、延性、加工性が低下する。このため、Moは１％以下に限定することが好ましい。
【００３５】
Ｖ：１%以下
Ｖは、焼入れ後の靭性を向上させる元素であり、0.05％以上含有することが好ましいが、１％を超えて含有すると、延性、加工性が低下する。このため、Ｖは１％以下に限定することが好ましい。
【００３６】
Ni：１％以下
Niは耐食性を向上させるとともに、延性、靭性を向上させる元素であり、必要に応じ含有できる。１％を超える含有は延性、加工性を劣化させる。
【００３７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｐ：0.035％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.05％以下が許容できる。
【００３８】
なお、本発明では、高炭素ステンレス鋼鋳片の製造方法はとくに限定されない。上記した組成の高炭素ステンレス鋼溶鋼を、通常公知の溶製方法で溶製し、造塊−分塊法、連続鋳造法等の通常公知の方法で所定寸法の鋳片とすることができる。
【００３９】
上記した条件で均熱処理を施された鋳片は、ついで再加熱され熱間圧延を施される。本発明では、熱間圧延は、所望の寸法形状の熱延鋼板（鋼帯）とすることができればよく、とくに限定されない。本発明では、公知の高炭素ステンレス鋼の熱間圧延方法がいずれも適用できる。
【実施例】
【００４０】
表１に示す組成（代表成分濃度）の鋳片（厚み：180〜260mm、幅1000〜1200mm）を連続鋳造法で製造した。なお、連続鋳造の際のタンディッシュ内溶鋼過熱度（溶鋼温度−Ｔｌ）は20〜60℃とした。得られた連続鋳造製鋳片に、表２に示す条件の均熱処理を施した。
【００４１】
なお、表２には、（１）式の右辺の値を併記している。得られた連続鋳造製鋳片におけるδは、各鋳片からスラブサンプルを採取して求めた。鋳片厚み中央部の偏析粒について、Ｘ線マイクロアナライザー（ビーム径：100μm）により、各偏析粒のCr濃度を測定し、Cr濃度が代表Cr濃度の１／ｋe（＝1.18）以上である偏析粒の粒径をそれぞれ求め、そのうちの最大値をδとした。偏析粒の粒径は、画像解析により求めた各偏析粒の面積から、円相当直径に換算した値とした。測定範囲は、鋳片の厚み中心線を挟んで幅30mm、鋳造方向に長さ30mmの範囲とした。Crのγ相と液相との平衡分配係数であるｋeは、0.85を使用した。また、ＤCr  は、次式
ＤCr  ＝Ｄ０  exp｛−Ｑ／（Ｒ（Ｔ＋273））｝、
を用いて決定した。ここで、Ｄ０＝−0.0853Cr＋1.706cm２／ｓ、Ｑ＝−406.5Cr＋59487        cal/mol、Ｒ＝1.986cal/mol/Kを用いた。
【００４２】
また、表２には（２）式の右辺の値も併記した。Ｔｌ、Ｔｓは、前記した各式を用いて算出し表１に併記した。
【００４３】
表２に示す条件で均熱処理を施された鋳片について、炭化物の消失の有無を調査した。
【００４４】
得られた鋳片の厚み中央部で厚み中心線を挟んで幅30mm、鋳造方向長さ30mmの範囲について、村上試薬を用いてCr系炭化物を着色腐食し、光学顕微鏡（1000倍）で写真撮影し、炭化物粒径を測定した。各鋳片における炭化物粒径の最大値が２μm未満の場合を炭化物消失とし、それ以上の場合を炭化物残存として評価した。得られた結果を表２に示す。
【００４５】
【表１】
2005082838.tif 000003
【００４６】
【表２】
2005082838.tif 000004
【００４７】
均熱処理時間ｔが（１）式、（２）式を満足する本発明例はいずれも、炭化物が消失しているが、本発明の範囲を外れる場合には、炭化物が残存している。
【００４８】
表２に示す条件で均熱処理を施された鋳片は、ついで熱間圧延を施され熱延鋼帯とした。さらに、これら熱延鋼帯に冷間圧延を施し、1.0mm厚の冷延鋼帯とした。得られた冷延鋼帯の一部を素材としてカミソリ刃を作製し、Cr系炭化物起因の刃先の刃こぼれや、模様欠陥の有無を肉眼で調査した。本発明例はいずれも欠陥の発生は認められなかった。一方、本発明の範囲を外れる比較例では1〜５％の欠陥発生が認められた。
【図面の簡単な説明】
【００４９】
【図１】高炭素ステンレス鋼連続鋳造スラブ中の炭化物粒径と均熱処理時間との関係を示すグラフである。
【図２】大型炭化物の消失に及ぼす均熱処理時間と均熱処理温度の影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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