(57)【要約】【課題】製品形状に加工後の熱処理において、所望の硬さを安定して得ることができる刃物用鋼を提供する。【解決手段】Ｃ：０．２０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１２．０〜１４．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５〜０．０７０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、冷延焼鈍後の鋼板中における直径０．１μｍ以上の炭化物の密度が１００μｍ２当たり５０〜１３０個、その炭化物の平均径が０．３〜１．０μｍであることを特徴とする刃物用鋼。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．２０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１２．０〜１４．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５〜０．０７０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、冷延焼鈍後の鋼板中における直径０．１μｍ以上の炭化物の密度が１００μｍ２当たり５０〜１３０個、その炭化物の平均径が０．３〜１．０μｍであることを特徴とする刃物用鋼。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｍｏ：０．０５〜５．０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．０５〜５．０ｍａｓｓ％のうちのいずれか１種または２種を含むことを特徴とする請求項１に記載の刃物用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、かみそりの刃や包丁等の素材として用いられる、高い硬さと優れた耐食性が要求される刃物用鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
高い硬度と優れた耐食性が要求されるかみそりの刃や包丁等の素材には、Ｃが１．０ｍａｓｓ％以下でＣｒを１３ｍａｓｓ％前後含むマルテンサイト系ステンレス鋼が多く用いられている（例えば、特許文献１，２参照）。このマルテンサイト系ステンレス鋼は、所定の製品形状に加工した後、オーステナイト域への加熱−焼入れ−サブゼロ処理−焼戻しという一連の熱処理を施すことで、要求される硬さを有する組織を得ている。しかし、その硬さは、マルテンサイト中に固溶しているＣ量に大きく支配されるため、焼入れ前の炭化物の分布状態によっては、要求される硬さの組織を得ることができない場合がある。
【０００３】
この問題に対する対策として、特許文献３には、Ｃ：０．４５ｍａｓｓ％超え０．５５ｍａｓｓ％未満、Ｓｉ：０．４〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１２〜１４ｍａｓｓ％およびＭｏ：１．０〜１．６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、かつ焼鈍された場合に１００平方ミクロン当たりの炭化物密度が１００〜１５０個である高耐食性のかみそり刃用鋼が開示されている。
【０００４】
しかし、炭化物の密度だけで焼入れ等の熱処理前の炭化物の状態を規定した場合には、炭化物の大きさによって、オーステナイト化した際の炭化物の溶解量が大きく変化する。例えば、炭化物が大きい場合には、炭化物が分解してオーステナイト中に固溶するＣ量が減少するため、焼入れで生成するマルテンサイトの硬さが低下する。一方、炭化物が小さい場合には、炭化物が容易に溶解してオーステナイト中に固溶するＣ量が過剰となるため、オーステナイトが安定化して、焼入れ後に残留オーステナイトが多く存在するようになる。そのため、形状安定性の面から、サブゼロ処理を施すことが必須となり、製造コストの増大を招く。また、安定化したオーステナイトはサブゼロ処理によってもマルテンサイトに変態しないことがあり、硬さが不足する原因となることもある。
したがって、熱処理後に要求される硬さを得るためには、冷延焼鈍板中の炭化物の密度と共に、炭化物の大きさを制御する必要がある。
【特許文献１】特開平１１−２９３４０５号公報
【特許文献２】特開２００５−１６１０１１号公報
【特許文献３】特開平０５−１１７８０５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上述したように、刃物用鋼は焼鈍された状態、即ち、焼入れ、焼戻し等の熱処理前の状態において、炭化物の分布密度と大きさが適正な範囲に制御されていなければならない。炭化物の分布密度、大きさが適正でなければ、熱処理後に要求される硬さが得られなかったり、熱処理条件の好適範囲が非常に狭くなったりするため、安定して製造することができない。
【０００６】
そこで、本発明の目的は、製品形状に加工後の熱処理において、所望の硬さを安定して得ることができる刃物用鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
発明者らは、従来技術が抱える上述した問題点を解決するために、冷延焼鈍板中の炭化物の分布状態におよぼす鋼成分の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、ＣおよびＮの量を適正な範囲に制御することにより、冷延焼鈍後における炭化物の分布状態を適正化でき、ひいては、製品形状に加工後における熱処理条件の好適範囲が拡がり、サブゼロ処理を省略しても、安定して要求硬さを得ることができることを見出し、本発明を完成させた。
【０００８】
上記知見に基づき開発された本発明は、Ｃ：０．２０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１２．０〜１４．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５〜０．０７０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、冷延焼鈍後の鋼板中における直径０．１μｍ以上の炭化物の密度が１００μｍ２当たり５０〜１３０個、その炭化物の平均径が０．３〜１．０μｍであることを特徴とする刃物用鋼である。
【０００９】
また、本発明の刃物用鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｏ：０．０５〜５．０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．０５〜５．０ｍａｓｓ％のうちのいずれか１種または２種を含むことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、刃物用鋼において、高い硬さを安定して得ることができるので、製品形状に加工後の熱処理が極めて容易となるので、製品の品質の安定化に大きく寄与することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明に係る刃物用鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．２０〜１．０ｍａｓｓ％
Ｃは、マルテンサイト中に固溶して、鋼の硬さを高める効果があり、本発明においては重要な元素である。その効果は、０．２０ｍａｓｓ％以上で発現する。しかし、過剰に添加すると、耐食性を低下させるので、上限は１．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．９０ｍａｓｓ％以下である。
【００１２】
Ｓｉ：０．１０〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素であり、０．１０ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、過剰な添加は、鋼の脆化を招くため、１．０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．８０ｍａｓｓ％以下である。
【００１３】
Ｍｎ：０．１０〜１．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として、また、鋼の高強度化のために添加される元素であり、０．１０ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、過剰に添加すると、粗大なＭｎＳを形成して成形性や耐食性を低下させるため、上限は１．０ｍａｓｓ％とする。
【００１４】
Ｃｒ：１２．０〜１４．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、耐食性を向上させるための重要な元素であり、本発明が所望とする耐食性を得るためには、１２．０ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。ただし、過剰に添加すると、オーステナイト化する温度域において、炭化物を形成して固溶Ｃ量を減少させ、硬さの低下を招く原因となる。よって、上限を１４．０ｍａｓｓ％とする。
【００１５】
Ｎ：０．００５〜０．０７０ｍａｓｓ％
Ｎは、析出する炭化物の数を増加する効果を有するため、本発明においては、Ｃと並んで、炭化物の分布状態を制御するために重要な元素であり、０．００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎは、Ｃｒと窒化物を形成して、有効Ｃｒ量を減少させる。また、窒化物が多量に存在する場合には、析出する炭化物の密度が増加し過ぎて、炭化物の平均径が小さくなる。よって、Ｎの過剰の含有は好ましくなく、上限を０．０７０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０６０ｍａｓｓ％以下である。
【００１６】
本発明の刃物用鋼は、上記必須成分の他に、ＭｏおよびＷを、以下の範囲で添加することができる。
Ｍｏ：０．０５〜５．０ｍａｓｓ％
Ｍｏは、鋼に固溶して耐食性を高める効果がある元素であり、この効果を得るためには０．０５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、過剰に添加すると、成形性が低下する他、原料コストの増大も招くため、５．００ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．１０〜４．０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００１７】
Ｗ：０．０５〜５．０ｍａｓｓ％
Ｗは、Ｍｏと同様、鋼に固溶して耐食性を高める効果を有する。この効果は０．０５ｍａｓｓ％以上の添加で認められる。しかし、過剰に添加すると、成形性が低下する他、原料コストの増大も招くため、５．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。より好ましくは０．１０〜４．０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００１８】
本発明の鋼は、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。ただし、本発明の効果を害しない範囲であれば、他の特性改善を目的として、上記以外の成分を添加してもよいことは勿論である。
【００１９】
次に、本発明に係る刃物用鋼の炭化物について説明する。
本発明の鋼は、ＣおよびＮの量を、上述した適正範囲に制御することにより、焼鈍後における炭化物の分布状態を、以下に説明するような適正範囲に制御することができるところに特徴がある。これによって、製品形状に加工後に施す熱処理条件の好適範囲が拡がり、サブゼロ処理の省略も可能となる。
直径０．１μｍ以上の炭化物の分布密度：１００μｍ２当たり５０〜１３０個、平均径：０．３〜１．０μｍ
冷間圧延後、仕上焼鈍された状態において、鋼中に存在する炭化物は、その後の熱処理でオーステナイト域に加熱される際に溶解して、固溶Ｃ量を増加させ、焼入れ後の硬さを上昇させる効果を有する。しかし、炭化物の分布密度が非常に小さい場合、あるいは炭化物の平均径が非常に大きい場合には、炭化物の溶解量が少なくなってオーステナイト中の固溶Ｃ量が不足し、所望の硬さを得られなくなる。よって、炭化物の分布密度は１００μｍ２当たり５０個以上、平均径は１．０μｍ以下とする必要がある。一方、炭化物の分布密度が非常に大きい場合、あるいは炭化物の平均径が非常に小さい場合には、炭化物の溶解量が多くなって固溶Ｃ量が過剰となり、焼入れ後の残留オーステナイトの量が増加して、所望の硬さを得られなくなる。したがって、炭化物の分布密度を１００μｍ２当たり１３０個以下、平均径を０．３μｍ以上に制御する必要がある。好ましい炭化物の分布密度は１００μｍ２当たり６０〜１２０個、平均径は０．３〜０．８μｍの範囲である。
【００２０】
ここで上記炭化物は、焼鈍された鋼の断面を、王水等でエッチングして組織を現出させて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影した５０００倍の写真で観察される析出物を指す。これらの析出物の一部には、窒化物、金属間化合物等を含む可能性もあるが、本発明の鋼の成分系から判断して、大部分が炭化物であると考えられるため、母相（フェライト、マルテンサイトなど）以外の析出物を全て炭化物とみなして大きな問題はない。また、測定する炭化物径を０．１μｍ以上としたのは、０．１μｍ未満の炭化物は、ＳＥＭでの５０００倍の観察では精度よく観察することが困難であり、かつオーステナイト化する温度では非常に短時間で溶解すると考えられるので、析出物に含めなくても、本発明の効果に大きな影響を及ぼすことはないからである。
【００２１】
次に、本発明の刃物用鋼の製造方法について簡単に説明する。
本発明の鋼の製造方法は、特に限定されるものではなく、成分組成を上述した範囲に制御する必要があること以外は、通常公知の方法が適用できる。例えば、製鋼工程は、転炉、電気炉等で上述した適正組成範囲に調整した鋼を溶製し、強攪拌・真空酸素脱炭処理（ＳＳ−ＶＯＤ）等により２次精錬を行う方法を好ましく用いることができる。鋳造方法は、生産性の面から連続鋳造が好ましい。鋳造により得られたスラブは、必要により再加熱して熱間圧延し、必要に応じて８００〜１１００℃の温度で熱延板焼鈍を施したのち酸洗し、冷間圧延し、その後、仕上焼鈍し、必要に応じて酸洗する各工程を順次経て、冷延焼鈍板とするのが好ましい。なお、冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延としてもよい。また、冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の工程は繰り返し行ってもよい。
【実施例】
【００２２】
表１に示した成分組成を有する鋼を、真空溶解炉を用いてアルゴン雰囲気中で溶製し、鋳造して鋼塊とし、この鋼塊を１２８０〜１３３０℃に加熱後、熱間圧延し、板厚３ｍｍの熱延板とした。その後、この熱延板を８００〜８５０℃で焼鈍し、表面手入れし、冷間圧延と焼鈍を繰り返して板厚０．１ｍｍの冷延焼鈍板とした。
【００２３】
かくして得られた冷延焼鈍板について、下記の要領で鋼中の炭化物の分布密度と平均径を測定した。また、上記冷延焼鈍板に、表２に示したような焼入れ、サブゼロ処理、焼戻しからなる一連の熱処理を施した後、ビッカース硬さＨｖを測定した。
＜炭化物の分布密度と平均径の測定＞
各冷延焼鈍板からサンプルを採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研摩し、王水等でエッチングして炭化物を現出させてから、走査型電子顕微鏡を用いて、任意の位置で１００μｍ２に相当する面積の５０００倍の組織写真を撮影し、画像解析し、観察される析出物（炭化物）の密度と平均径を測定した。なお、直径０．１μｍ以上の析出物を炭化物とみなした上で、析出物の形状を、観察される析出物の断面積と同面積を有する円形と仮定し、その直径を求めて、その値を炭化物の平均径とした。
＜硬さ測定＞
各種熱処理後の鋼板からサンプルを採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研摩し、ビッカース硬さ（試験荷重：４．９Ｎ）を測定した。測定位置は、板厚中心部とし、０．５ｍｍ以上の間隔で５点測定してその平均値を求めた。硬さの評価は、Ｈｖが６２０以上を適正硬さ（○）、６２０未満を硬さ不適（×）とした。
【００２４】
上記測定の結果を表１および表２中に併記して示した。
表１からわかるように、本発明に適合する成分組成を有する鋼Ａ〜Ｆは、いずれも、仕上焼鈍後（熱処理前）の炭化物の密度が１００μｍ２当たり５０〜１３０個の範囲内にあり、かつ、平均径も０．３〜１．０μｍの範囲内にある。そのため、表２からわかるように、本発明鋼は、熱処理でオーステナイト化した際に適量のＣがオーステナイト中に固溶しているため、焼入れ後の残留オーステナイト量が少なく、サブゼロ処理を省略しても適正な硬度が得られている（試料Ｎｏ．１，２，５〜９参照）。もちろん、サブゼロ処理を行っても、残留オーステナイトが完全にマルテンサイトに変態して、適正な硬さが得られる（試料Ｎｏ．３，４）。これに対して、Ｎ量を本発明範囲より多く含む鋼Ｇは、炭化物が微細になり、オーステナイト域に加熱した際に固溶Ｃが過剰となる結果、焼入れ後の残留オーステナイト量が多くなって、硬さが不足している（試料Ｎｏ．１０）。また、Ｃ量が本発明範囲より少ない鋼Ｈは、マルテンサイト中に固溶しているＣ量が少なくなるため、焼入れ後の硬さが不足している（試料Ｎｏ．１１）。
【００２５】
【表１】
2007224405.tif 000002
【００２６】
【表２】
2007224405.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００２７】
本発明の技術は、本発明鋼と同様の特性が要求される、ばねやガスケットなどの部材用の鋼にも適用することができる。