【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
本発明は刃物用ステンレス鋼を安価で且つ容易
に製造する方法に関するものである。すなわち、
大型鋼塊からの製造では製造が困難であつたり、
品質面での要求を達成し難い刃物用ステンレス鋼
を、安価なステンレス鋼の熱延板あるいは冷延板
に浸炭あるいは必要に応じて拡散処理することに
より製造する方法である。
刃物用ステンレス鋼は、目標成分の溶鋼を鋳型
に鋳造するか、あるいは連続鋳造によりスラブに
鋳造し、分塊、熱間圧延、焼なまし、酸洗、冷間
圧延、焼鈍、酸洗、などの各工程を経て所定の板
厚、形状に仕上げる方法で製造されている。
しかし、従来のこの製造方法によると、高炭素
鋼であるために、造塊材の場合凝固時に巨大な共
晶炭化物が生成され、その後の加熱、分塊工程に
おいて、分塊割れを起こしたり、或いは鋼塊押湯
部へ共晶炭化物が偏在するために分塊歩留が著し
く低下する、などの欠点を有している。また、連
鋳スラブの場合の共晶炭化物の大きさは造塊の場
合ほど巨大にはならないものゝ、鋳片中央部に比
較的大きな共晶炭化物が偏在し、、熱間圧延工程
での２枚割れとか耳切れを起すなど、トラブルの
原因となる、と同時に後工程で十分微細化できな
いため品質上の欠陥になるなど、大量に生産する
場合製造技術に多くの困難を伴なつている。
これら製造上、品質上の問題を避けるために、
１トン前後の小型インゴツトで造塊することによ
り、大きな共晶炭化物が生成するのを防ぎ、その
後の工程で更に刃物用鋼として適度な大きさの炭
化物とするために多くの加工と熱処理を経て製造
する方法もとられている。しかし、小型造塊から
製造する方法は大型鋼塊や大型連鋳スラブから製
造する方法に比較して経済的にも高価なものとな
るため、より安価で、製造技術上にもそれほどの
困難を伴なわないで、刃物用ステンレス鋼を製造
する方法の出現が望まれていた。
本発明者等は、このような事情の中で、従来の
製造法とは全く異なる着想のもとに研究を重ねた
結果、安価でしかも製造技術の上でも殆んど困難
を伴なわず、しかも小型インゴツトに造塊して製
造された刃物用ステンレス鋼と品質上、何ら遜色
のない刃物用ステンレス鋼を製造することが可能
であることを確かめ本発明を完成した。
刃物用鋼として要求される材質上の主要特性
は、刃欠けの主原因となる10μ以上の大きさの非
金属介在物や炭化物が存在しないこと、また刃物
によつては炭化物が3μ以下の大きさであること、
しかも組織的にみて炭化物の分布状態は１〜3μ
程度のものが均一であること、更に、焼入れ或は
焼入れ焼もどし後の硬さがHvで600〜700が必要
であることなどである。
本発明によれば、クロムを11.0〜20.0％含有す
るステンレス鋼の厚さ3.0mm以下の板材に、850℃
〜1050℃の温度で浸炭処理し、さらに炭素を均一
に拡散させるために脱炭を防止する雰囲気中で拡
散焼鈍することからなる刃物用ステンレス鋼材の
製造方法が提供される。
すなわち、本発明においては、素材の化学成分
及び形状を次のように限定する。
素材としてのステンレス鋼の化学成分はCrを
11.0％以上、20.0％以下を含有するマルテンサイ
ト系或いはフエライト系ステンレス鋼であり、
Cr以外にマルテンサイト系或いはフエライト系
ステンレス鋼の耐食性を向上させるMoを含有す
るステンレス鋼や製造性を改善するために微量添
加された成分をも含む鋼も、この素材の範畴に入
る。また、マルテンサイト系ステンレス鋼とは、
例えばSUS410，SUS410S，SUS420J2及びこれ
に類する該当鋼を意味し、大型鋼塊或いは大型連
鋳スラブで容易に製造可能なマルテンサイト系鋼
を意味する。すなわち、素材としては、例えば６
トン前後の大型鋼塊或いは大型連鋳スラブから、
前述したような製造技術上に困難を伴なわないで
製造されたステンレス鋼を用いる。従つて、素材
中の炭素量は、製造性に支障を与えない程度の量
が含有されていれば良く、特には規定しない。
次に素材としての形態は熱延鋼帯、鋼板、冷延
鋼帯、鋼板、或いはこれらのものから所定の形状
に加工されたものであり、板厚は3.0mm以下に限
定する。板厚を3.0mm以下に限定する理由は、3.0
mm以上の場合でも本発明の方法を適用することは
可能であるが、板厚3.0mm以上の厚さになると本
発明の主眼である以下に述べる浸炭処理の能率が
低下して事実上のメリツトを得がたいということ
による。なお浸炭対象の材料が熱延鋼帯、鋼板で
あるか冷延鋼帯、鋼板であるかは、品質面からの
規制ではなく、化学成分からくる材料の変形抵抗
及び製造設備での能力によつて選択されるもの
で、いずれの場合も板厚として3.0mm以下であれ
ば本発明の目的は達成される。3.0mm以下の板厚
は目的とする刃物の板厚に応じて任意に選定す
る。
このように限定した化学成分、形状を有するス
テンレス鋼材にまず浸炭処理を行なう。浸炭方法
は、ガス浸炭、真空ガス浸炭、イオン浸炭、固体
浸炭など種々の名称で呼ばれる方法を全て包含す
る。
また、浸炭条件は850℃以上、1050℃以下とす
る。850℃より低い温度では浸炭能率が極めて低
いため、これ以上とする。1050℃より高い温度で
は浸炭能率は良いが、素材そのものの結晶粒度が
大きくなりすぎるとか、変形が大きくなるとかの
弊害をもたらすのでこれ以下とする。こゝでいう
浸炭方法と浸炭条件は後述の実施例にも示すよう
に、要は素材の形状と浸炭能率によつて選択され
るべきものである。
次に、浸炭処理した材料は表面に近い位置ほど
炭素濃度が高く、表面から離れた内部での炭素濃
度は低い状態にある。しかし更に拡散焼鈍を行な
うことによつて炭素を材料全体にわたつて均一に
することができる。このとき、焼鈍中に表面から
の脱炭を防ぐために、不活性ガス中、或いは少な
くとも窒素ガスのような非酸化性ガス中で行なう
必要がある。また、拡散焼鈍の条件は浸炭後の材
料形状、板厚、浸炭量により異なるので、個々の
場合に応じて選択すべきである。
このようにして製造し浸炭拡散したステンレス
鋼帯、鋼板及び所望の形状にしたステンレス鋼材
は、先にも述べた刃物用ステンレス鋼として要求
される主要特性、すなわち小さな炭化物が材料全
体にわたつて均一に分布していること、また焼入
れ焼もどし後の硬さも十分であることが判明し、
本発明を完成した。
以下、実施例に従つて本発明を説明する。
実施例 １
Ｃ：0.07％、Cr：12.87％、Si：0.26％、Mn：
0.56％残部Feと不可避的に混入する不純物とから
なる厚さ１mmのステンレス鋼板にCOガス50％、
Arガス50％の雰囲気中で、900℃で３時間の浸炭
処理後、Arガス中で900℃で３時間の拡散焼鈍を
した。第１図はこのステンレス鋼板の浸炭後の炭
化物の分布状態を、第２図に拡散焼鈍後の炭化物
の分布状態を示す。浸炭後では、表層部に濃縮し
ていた炭化物が、拡散焼鈍により均一に分布して
いることがわかる。炭化物の大きさも、大きいも
ので約3μで、平均粒径は約0.6μと小さなものであ
る。尚、炭素含有量は0.75％であつた。
実施例 ２
Ｃ：0.09％、Cr：17.32％、Si：0.52％、Mn：
0.82％、残部Feと不可避的に混入する不純物とか
ら成る板厚２mmのステンレス鋼板を、CH4：2.5
％、Ar：37.5％、H2：60％の混合ガス雰囲気中
で、950℃、３時間のイオン浸炭し、さらに該材
料をArガス中900℃、３時間の拡散焼鈍しかつ焼
入れ焼もどしした。焼入れは1050℃で１分加熱
し、空冷した。焼もどしは、350℃で、30分加熱
し空冷した。
第３図において、曲線は前記のイオン浸炭を
施した状態のステンレス鋼板の断面におけるマイ
クロヴイツカース硬度により硬度分布を示す。曲
線は該浸炭ステンレス鋼板を拡散焼鈍処理し、
かつ焼入れ焼もどししたものの断面における硬度
分布を示す。曲線は参考までに浸炭前の素材の
硬度分布を示すものである。
この結果は、刃物用ステンレス鋼に要求される
焼入れ焼もどし後の硬さとして充分なものであ
る。
実施例 ３
Ｃ：0.34％、Si：0.46％、Mn：0.63％、Cr：
13.14％、残部は、Feおよび不可避的に混入する
不純物から成る厚さ0.8mmのステンレス鋼板を、
930℃で５時間、C3H8ガスと用いて浸炭処理し、
さらにArガス中900℃、１時間拡散焼鈍した。浸
炭段階および拡散焼鈍段階の断面硬さ分布および
焼入れ後のマイクロヴイツカース硬度により硬さ
分布を第４図に曲線およびで示す。（曲線
は素材の断面硬さ分布を示す。）拡散焼鈍により、
均一な硬さが得られることが分かる。
実施例 ４
Ｃ：0.28％、Si：0.54％、Mn：0.33％、Cr：
16.5％、残部はFeおよび不可避的に混入する不純
物からなる厚さ2.5mmのステンレス鋼板を、実施
例２で用いた雰囲気中で900℃、３時間のイオン
浸炭処理し、さらに850℃で３時間、Arガス中で
拡散焼鈍し、かつ実施例２と同じ焼入れ、焼もど
し処理した。その各々の段階の前記同様の断面硬
さ分布を第５図に曲線およびで示す。（曲線
は素材の断面硬さ分布を示す。）中炭素鋼にお
いても本発明の方法により刃物用ステンレス鋼を
製造できることが分かる。
本発明は、製造容易なステンレス鋼を素材とし
て浸炭処理する方法であるから、最終的に含有さ
れるべき炭素量を浸炭条件により容易に制御する
ことができるという利点を有する。
通常の造塊、或いは連続頂鋳造スラブから製造
する場合、製造技術上のトラブルは別としても、
凝固時に巨大な共晶炭化物が生成するため、その
後の工程でこの炭化物を固溶消失させたり、分解
させたりの工程を通すにもかゝわらず、大きな炭
化物の残存はまぬがれない。しかし、本発明方法
では炭化物が成長する機会が非常に少ないため
に、必然的に小さな炭化物のみが存在し、最終的
に望まれる刃物用ステンレス鋼の主要特性を満足
させることができる。
第１表は、従来の方法で製造したときの炭化物
の大きさ分布と本発明により製造したときの炭化
物の大きさ分布と本発明により製造したときの炭
化物の大きさ分布を比較したものである。従来法
に比較し、本発明法による炭化物は、格段に小さ
いことがわかる。
The present invention relates to a method for manufacturing stainless steel for cutlery at low cost and easily. That is,
Manufacturing from large steel ingots is difficult,
This is a method for producing stainless steel for cutlery, which is difficult to meet quality requirements, by carburizing or, if necessary, performing diffusion treatment on an inexpensive hot-rolled or cold-rolled stainless steel plate. Stainless steel for cutlery is produced by casting molten steel with the target composition into a mold or by continuous casting into a slab, followed by blooming, hot rolling, annealing, pickling, cold rolling, annealing, pickling, etc. It is manufactured using a method that completes the board to a predetermined thickness and shape through each process. However, according to this conventional manufacturing method, since it is a high carbon steel, huge eutectic carbides are generated in the agglomerated material during solidification, which may cause blooming cracks during the subsequent heating and blooming process. Alternatively, there are drawbacks such as the uneven distribution of eutectic carbides in the steel ingot feeder portion, which significantly reduces the blooming yield. In addition, the size of the eutectic carbides in the case of continuous casting slabs is not as large as in the case of ingots, but relatively large eutectic carbides are unevenly distributed in the center of the slab, and 2. When producing in large quantities, there are many difficulties in manufacturing technology, such as causing problems such as sheet cracking and edge breakage, and quality defects due to the inability to make them fine enough in subsequent processes. In order to avoid these manufacturing and quality problems,
By agglomerating with small ingots of around 1 ton, we prevent the formation of large eutectic carbides, and in the subsequent process, we go through many processing and heat treatments to make carbides of an appropriate size for knife steel. There are also methods of manufacturing. However, the method of manufacturing from small ingots is economically more expensive than the method of manufacturing from large steel ingots or large continuous cast slabs; It has been desired to develop a method for producing stainless steel for cutlery without the need for the production of stainless steel for cutlery. Under these circumstances, the inventors of the present invention have conducted research based on an idea completely different from conventional manufacturing methods, and as a result, they have developed a method that is inexpensive and has almost no difficulty in terms of manufacturing technology. Moreover, the present invention was completed after confirming that it is possible to produce stainless steel for cutlery that is comparable in quality to stainless steel for cutlery produced by ingot-forming into small ingots. The main material characteristics required for steel for cutlery are the absence of non-metallic inclusions or carbides larger than 10μ, which are the main cause of edge chipping, and depending on the cutlery, the presence of carbides smaller than 3μ. Being sad,
Moreover, from a structural perspective, the distribution of carbides is 1 to 3μ.
The hardness must be uniform, and the hardness after quenching or quenching and tempering must be 600 to 700 Hv. According to the present invention, a plate material of stainless steel containing 11.0 to 20.0% chromium with a thickness of 3.0 mm or less is heated to
A method for manufacturing a stainless steel material for cutlery is provided, which comprises carburizing at a temperature of ~1050°C and further diffusion annealing in an atmosphere that prevents decarburization in order to uniformly diffuse carbon. That is, in the present invention, the chemical composition and shape of the material are limited as follows. The chemical composition of stainless steel as a material is Cr.
Martensitic or ferritic stainless steel containing 11.0% or more and 20.0% or less,
In addition to Cr, stainless steels that contain Mo, which improves the corrosion resistance of martensitic or ferritic stainless steels, and steels that also contain components added in small amounts to improve manufacturability, also fall into this category of materials. Also, what is martensitic stainless steel?
For example, it refers to SUS410, SUS410S, SUS420J2, and similar steels, and refers to martensitic steels that can be easily manufactured with large steel ingots or large continuous cast slabs. In other words, as a material, for example, 6
From large steel ingots or large continuous cast slabs weighing around a ton,
Stainless steel manufactured without any difficulties in manufacturing technology as described above is used. Therefore, the amount of carbon in the material is not particularly specified, as long as it is contained in an amount that does not impede manufacturability. Next, the form of the material is a hot-rolled steel strip, a steel plate, a cold-rolled steel strip, a steel plate, or a material processed into a predetermined shape from these materials, and the plate thickness is limited to 3.0 mm or less. The reason for limiting the plate thickness to 3.0mm or less is 3.0
Although it is possible to apply the method of the present invention even when the plate thickness is 3.0 mm or more, the efficiency of the carburizing treatment described below, which is the main focus of the present invention, decreases and the actual merit is lost. This is because it is difficult to obtain. Note that whether the material to be carburized is a hot-rolled steel strip or steel plate or a cold-rolled steel strip or steel plate is determined not by quality regulations but by the deformation resistance of the material due to its chemical composition and the capacity of the manufacturing equipment. In either case, the object of the present invention can be achieved if the plate thickness is 3.0 mm or less. The plate thickness of 3.0 mm or less is arbitrarily selected depending on the thickness of the intended cutlery. A stainless steel material having such limited chemical composition and shape is first subjected to carburizing treatment. The carburizing method includes all methods called by various names such as gas carburizing, vacuum gas carburizing, ion carburizing, and solid carburizing. In addition, carburizing conditions should be 850℃ or higher and 1050℃ or lower. Since the carburizing efficiency is extremely low at temperatures lower than 850℃, the temperature should be higher than this. Carburizing efficiency is good at temperatures higher than 1050°C, but the grain size of the material itself becomes too large and deformation increases, so the temperature should be lower than this. The carburizing method and carburizing conditions mentioned above should be selected depending on the shape of the material and the carburizing efficiency, as shown in the examples below. Next, in the carburized material, the carbon concentration is higher at a position closer to the surface, and the carbon concentration is lower inside the carburized material, which is farther away from the surface. However, by further performing a diffusion annealing, the carbon can be made uniform throughout the material. At this time, in order to prevent decarburization from the surface during annealing, it is necessary to perform the annealing in an inert gas or at least a non-oxidizing gas such as nitrogen gas. In addition, the conditions for diffusion annealing vary depending on the shape of the material after carburization, the plate thickness, and the amount of carburization, so they should be selected depending on the individual case. Stainless steel strips, steel plates, and stainless steel materials made into the desired shape manufactured in this way and carburized and diffused have the main properties required for stainless steel for cutlery as mentioned above, that is, small carbides are uniform throughout the material. It was also found that the hardness after quenching and tempering was sufficient.
The invention has been completed. The present invention will be described below with reference to Examples. Example 1 C: 0.07%, Cr: 12.87%, Si: 0.26%, Mn:
50% CO gas was applied to a 1 mm thick stainless steel plate consisting of 0.56% balance Fe and unavoidably mixed impurities.
After carburizing at 900°C for 3 hours in an atmosphere of 50% Ar gas, diffusion annealing was performed at 900°C for 3 hours in Ar gas. FIG. 1 shows the distribution of carbides after carburizing this stainless steel sheet, and FIG. 2 shows the distribution of carbides after diffusion annealing. It can be seen that after carburizing, the carbides that were concentrated in the surface layer were uniformly distributed due to diffusion annealing. The size of the carbide is also small, with the largest being about 3μ and the average particle size being about 0.6μ. Note that the carbon content was 0.75%. Example 2 C: 0.09%, Cr: 17.32%, Si: 0.52%, Mn:
A stainless steel plate with a thickness of 2 mm consisting of 0.82% Fe, the balance Fe, and unavoidably mixed impurities was heated to CH 4 : 2.5.
%, Ar: 37.5%, H 2 : 60% mixed gas atmosphere at 950℃ for 3 hours, and the material was further diffusion annealed in Ar gas at 900℃ for 3 hours and quenched and tempered. . Quenching was performed by heating at 1050°C for 1 minute and cooling in air. The tempering was heated at 350°C for 30 minutes and air cooled. In FIG. 3, the curve shows the hardness distribution based on the micro-Witzker's hardness in the cross section of the stainless steel plate subjected to the ion carburization. The curve is obtained by diffusion annealing the carburized stainless steel plate,
It also shows the hardness distribution in the cross section of the quenched and tempered product. The curve shows the hardness distribution of the material before carburizing for reference. This result is sufficient for the hardness required for stainless steel for cutlery after quenching and tempering. Example 3 C: 0.34%, Si: 0.46%, Mn: 0.63%, Cr:
13.14%, the remainder being Fe and unavoidably mixed impurities.
Carburizing with C3H8 gas at 930 ℃ for 5 hours,
Further, diffusion annealing was performed at 900°C in Ar gas for 1 hour. The hardness distribution is shown by curves and in FIG. 4 based on the cross-sectional hardness distribution during the carburizing stage and the diffusion annealing stage, and the microvitskas hardness after quenching. (The curve shows the cross-sectional hardness distribution of the material.) By diffusion annealing,
It can be seen that uniform hardness can be obtained. Example 4 C: 0.28%, Si: 0.54%, Mn: 0.33%, Cr:
A stainless steel plate with a thickness of 2.5 mm consisting of 16.5% Fe and unavoidably mixed impurities was subjected to ion carburizing treatment at 900°C for 3 hours in the atmosphere used in Example 2, and then at 850°C for 3 hours. , diffusion annealed in Ar gas, and subjected to the same hardening and tempering treatments as in Example 2. The same cross-sectional hardness distribution as described above at each stage is shown by curves and in FIG. 5. (The curve shows the cross-sectional hardness distribution of the material.) It can be seen that stainless steel for cutlery can be manufactured by the method of the present invention even from medium carbon steel. Since the present invention is a method of carburizing stainless steel, which is easy to manufacture, it has the advantage that the amount of carbon to be ultimately contained can be easily controlled by carburizing conditions. When manufacturing from ordinary ingots or continuous top casting slabs, apart from the problems in manufacturing technology,
Huge eutectic carbides are generated during solidification, and even though the carbides are dissolved in solid solution or decomposed in subsequent steps, large eutectic carbides inevitably remain. However, in the method of the present invention, since there is very little chance of carbide growth, only small carbides are necessarily present, and the main properties of stainless steel for cutlery that are ultimately desired can be satisfied. Table 1 compares the size distribution of carbides produced by the conventional method, the size distribution of carbides produced by the present invention, and the size distribution of carbides produced by the present invention. . It can be seen that the carbide produced by the method of the present invention is much smaller than that produced by the conventional method.
【表】
本発明は第１義的に刃物用ステンレス鋼材の製
造を目的としているが、本発明の製品は耐摩耗性
等が要求される用途材としても十分に使用し得る
性質を備えており、このような用途にも本発明の
応用は可能であり、高い硬さを要求される用途に
も使用し得る。[Table] Although the present invention is primarily intended for the production of stainless steel materials for cutlery, the products of the present invention have sufficient properties to be used as materials for applications that require wear resistance, etc. The present invention can also be applied to such uses, and can also be used in applications that require high hardness.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]
第１図は本発明方法による浸炭後の炭化物分布
を示す100倍の顕微鏡写真である。第２図は第１
図の材料を拡散焼鈍したものの炭化物分布を示
す。同じ倍率の顕微鏡写真である。第３図は本発
明法により製造したステンレス鋼のマイクロヴイ
ツカース硬度により断面硬さ分布を示す図であ
る。曲線は浸炭後の硬さ、は拡散焼鈍、焼入
れ焼もどし後の硬さ、及びは素材ステンレス鋼
の硬さを示す。第４図も本発明法により製造した
ステンレス鋼の断面硬さ分布を示す図である。曲
線は浸炭後、は焼入れ後、は素材ステンレ
ス鋼のそれぞれの硬さを示す。第５図も本発明法
により製造したステンレス鋼の同様の断面硬さ分
布を示す図である。曲線は浸炭後の硬さ、は
拡散焼鈍、焼入れ焼もどし後の硬さ、及びは素
材ステンレス鋼の硬さを示す。
FIG. 1 is a 100x micrograph showing the carbide distribution after carburizing according to the method of the present invention. Figure 2 is the first
This shows the carbide distribution of the material shown in the figure after diffusion annealing. These are micrographs at the same magnification. FIG. 3 is a diagram showing the cross-sectional hardness distribution of stainless steel manufactured by the method of the present invention based on the microvitskas hardness. The curve shows the hardness after carburizing, the hardness after diffusion annealing, quenching and tempering, and the hardness of the stainless steel material. FIG. 4 is also a diagram showing the cross-sectional hardness distribution of stainless steel manufactured by the method of the present invention. The curve shows the hardness after carburizing, the curve shows the hardness after quenching, and the curve shows the hardness of the stainless steel material. FIG. 5 also shows a similar cross-sectional hardness distribution of stainless steel manufactured by the method of the present invention. The curve shows the hardness after carburizing, the hardness after diffusion annealing, quenching and tempering, and the hardness of the stainless steel material.