JP2018521215A - マルテンサイトステンレススチール、該スチールからの半製品の製造方法、及び該半製品から製造された切削具 - Google Patents

Abstract

組成が、質量パーセントで０．１０％≦Ｃ≦０．４５％；痕跡量≦Ｍｎ≦１．０％；痕跡量≦Ｓｉ≦１．０％；痕跡量≦Ｓ≦０．０１％；痕跡量≦Ｐ≦０．０４％；１５．０％≦Ｃｒ≦１８.％；痕跡量≦Ｎｉ≦０．５０％；痕跡量≦Ｍｏ≦０．５０％；痕跡量≦Ｃｕ≦０．５０％；痕跡量≦Ｖ≦０．５０％；痕跡量≦Ｎｂ≦０．０３％；痕跡量≦Ｔｉ≦０．０３％；痕跡量≦Ｚｒ≦０．０３％；痕跡量≦Ａｌ≦０．０１０％；痕跡量≦Ｏ≦０．００８０％；痕跡量≦Ｐｂ≦０．０２％；痕跡量≦Ｂｉ≦０．０２％；痕跡量≦Ｓｎ≦０．０２％；０．１０％≦Ｎ≦０．２０％；Ｃ＋Ｎ≧０．２５％；Ｃｒ＋１６Ｎ−５Ｃ≧１６．０％；好ましくは１７Ｃｒ＋５００Ｃ＋５００Ｎ≦５７０％からなり；残部が鉄並びに製造由来の不純物であることを特徴とするマルテンサイトステンレススチール。このマルテンサイトステンレススチールからの半製品の製造方法、及びこの半製品から製造された切削具。

Description

本発明は、マルテンサイトステンレススチールに関する。このスチールは、切削具、特にメス、鋏刃、又はナイフ刃、又は家庭用食品プロセッサ等の刃物類の部品を製造することを主に意図している。

刃物類が意図されるスチールは、高い耐食性、被研磨性能、及び硬度を有することが必要である。

型ＥＮ１．４０２１、ＥＮ１．４０２８及びＥＮ１．４０３４のスチール等の切削具の刃の製造に現在用いられているマルテンサイトステンレススチールは、１４又は１４．５質量％以下のＣｒ含有量、及び可変のＣ含有量、すなわちＥＮ１．４０２１に関して０．１６％〜０．２５％、ＥＮ１．４０２８に関して０．２６〜０．３５％、及びＥＮ１．４０３４に関して２．４３〜０．５０％のＣ含有量を有する。スチールの硬度水準は、主にこのＣ含有量に依存する。

さらに良好な耐食性が探索される場合、０．３６〜０．４２％Ｃ、１３．０〜１４．５％Ｃｒ及び０．６０〜１．００％Ｍｏを含むグレードＥＮ１．４４１９を用いることができる。

製造中に、これらのスチールを、ＡＯＤ又はＶＯＤコンバータ内で典型的には溶融させ、次いでスラブ、ブルーム又はビレットの形態で連続的に注ぎ、次いでコイル、圧延棒又はワイヤロッドを得るように熱間圧延する。それは、次にアニールを経て、平坦な製品に関して冷間圧延を実施すること、又は長い製品に関する熱間圧延半製品を鍛造する前の鋸引きを容易にすることが可能であるほど充分に軟らかい炭化物を含有するフェライト構造を与える。

製品は、次に再結晶化アニールを受ける。再結晶化された炭化物含有フェライトのこの軟化状態において、高温オーステナイト化（典型的には９５０℃〜１１５０℃、次いで主にマルテンサイト構造をもたらす環境温度への急冷）を含む熱処理を受ける前に、製品は切断されてその最終的な形状、例えばナイフ刃の形状を与える。

このマルテンサイト状態において、製品は、炭素含有量が高い場合により高い、高硬度を有するが、非常に脆性でもある。アニール処理（典型的には１００℃〜３００℃）が次いで行われて、過度に硬度を低下させることなく脆性を低減する。刃は、次に砥ぎ及び研磨などの種々の操作を受けて、それに切断品質及び審美的外観を与える。

４つの引用されたグレードは、どれも合理的なコストに関して、良好な耐食性、良好な表面状態及び高い硬度を同時に許容しない。

グレードＥＮ１．４４１９は、良好な耐食性及び高い硬度を有するが、多量のＭｏの添加のためにコストが高い。

グレードＥＮ１．４０３４は、高い硬度を有するが、このグレードの高いＣ含有量に起因する、オーステナイト化中に溶解しない多量の炭化物の存在のために、研磨後に劣った表面外観も有する。特にＣｒの一部が非溶解炭化物に捕捉されることを考慮すると、Ｃｒ含有量がマトリックス中で十分に高くないため、耐食性は不十分である。さらに、刃の切断端は、連続鋳造中の固化の終わりに現れる大きな一次炭化物のへき開に由来する裂け目腐食を受けることが多い。

Ｃ含有量の少ないグレードＥＮ１．４０２１及び１．４０２８は、より低い硬度を有するが、過度に低いＣｒ含有量のために、十分な耐食性を有さない。

本発明は、上述の問題を解決することを目的とする。特に、良好な耐食性、良好な研磨性能及び高い硬度を有してなお、可能な限りコスト効果のある切削具用のマルテンサイトステンレススチールを提案することを探求する。

そのために、本発明は、組成が、質量パーセントで：
‐０．１０％≦Ｃ≦０．４５％；好ましくは０．２０％≦Ｃ≦０．３８％；より良好には０．２０％≦Ｃ≦０．３５％；最適には０．３０％≦Ｃ≦０．３５％；
‐痕跡量≦Ｍｎ≦１．０％；好ましくは痕跡量≦Ｍｎ≦０．６％；
‐痕跡量≦Ｓｉ≦１．０％；
‐痕跡量≦Ｓ≦０．０１％；好ましくは痕跡量≦Ｓ≦０．００５％；
‐痕跡量≦Ｐ≦０．０４％；
‐１５．０％≦Ｃｒ≦１８．０％；好ましくは１５．０％≦Ｃｒ≦１７．０％；より良好には１５．２％≦Ｃｒ≦１７．０％；最適には１５．５％≦Ｃｒ≦１６．０％；
‐痕跡量≦Ｎｉ≦０．５０％；
‐痕跡量≦Ｍｏ≦０．５０％；好ましくは痕跡量≦Ｍｏ≦０．０１％；より良好には痕跡量≦Ｍｏ≦０．０５％；
‐痕跡量≦Ｃｕ≦０．５０％；好ましくは痕跡量≦Ｃｕ≦０．３％；
‐痕跡量≦Ｖ≦０．５０％；好ましくは痕跡量≦Ｖ≦０．２％；
‐痕跡量≦Ｎｂ≦０．０３％；
‐痕跡量≦Ｔｉ≦０．０３％；
‐痕跡量≦Ｚｒ≦０．０３％；
‐痕跡量≦Ａｌ≦０．０１０％；
‐痕跡量≦Ｏ≦０．００８０％；
‐痕跡量≦Ｐｂ≦０．０２％；
‐痕跡量≦Ｂｉ≦０．０２％；
‐痕跡量≦Ｓｎ≦０．０２％；
‐０．１０％≦Ｎ≦０．２０％；好ましくは０．１５％≦Ｎ≦０．２０％；
‐Ｃ＋Ｎ≧０．２５％；好ましくはＣ＋Ｎ≧０．３０％；より良好にはＣ＋Ｎ≧０．４５％；
‐Ｃｒ＋１６Ｎ−５Ｃ≧１６．０％；
‐好ましくは１７Ｃｒ＋５００Ｃ＋５００Ｎ≦５７０％からなり；
残部は鉄及び溶融由来の不純物であることを特徴とするマルテンサイトステンレススチールに関する。

その微細構造は、好ましくは少なくとも７５％のマルテンサイトを含む。本発明は：
‐半製品を前記組成を有するスチールから溶融させ、鋳造し；
‐前記半製品を１０００℃以上の温度に加熱し；
‐それを熱間圧延してシート、棒又はワイヤロッドを得；
‐前記シート、棒又はワイヤロッドを７００〜９００℃の温度にてアニールし；かつ、
‐前記シート、棒又はワイヤロッドに成形操作を実施する
ことを特徴とするマルテンサイトステンレススチールから製造される半製品の製造方法にも関する。

前記半製品はシートであることができ、前記成形操作は冷間圧延であることができる。

前記半製品は棒又はワイヤロッドであることができ、前記成形操作は鍛造であることができる。

前記成形された半製品は、そのＣｒ含有量が１５〜１７％である場合には、次に９５０〜１１５０℃でオーステナイト化されることができ、次いで少なくとも１５℃／秒の速度にて２０℃以下の温度に冷却されることができ、次いで１００〜３００℃の温度にてアニールを受ける。

前記成形された半製品は、次に９５０〜１１５０℃でオーステナイト化されることができ、次いで少なくとも１５℃／秒の速度にて２０℃以下の温度に冷却されることができ、次いで−２２０〜−５０℃の温度にて低温処理を受け、次いで１００〜３００℃の温度にてアニールを受ける。

本発明は、前記方法により調製された半製品から製造されたことを特徴とする切削具にも関する。

切削具は、ナイフ刃、食品プロセッサ刃、メス又は鋏刃等の刃物類であることができる。

理解されるように、本発明は、高い含有量でコスト高の元素を含まないが、明確に定義された範囲内にある比較的多量の窒素を含有する特定の組成を有するマルテンサイトステンレススチールの切削具を製造するための使用からなる。特に、Ｃｒ、Ｃ及びＮ含有量のバランスも必要である。

本発明の他の特徴及び利点は、本発明によるスチールのオーステナイト化、急冷及びアニール後のマルテンサイト量に基づいて、１ｋｇの荷重下でのスチールのビッカース（Ｖｉｃｋｅｒｓ）硬度の進展を示す添付の図１を参照して例として与えられ、なされる以下の記載を読んだ際に明らかとなるであろう。

（原文記載なし）

本発明によるスチールの化学的組成に関して、以下の支持が提出される。優先であると考えられる種々の元素の含有量範囲は互いに独立であること、及び同時に可能であるＣ、Ｎ及びＣｒの個々の含有量が、本発明にしたがうそれらの間に存在しなければならない関係を遵守することができる限り、続く記載において定義された範囲の任意の組み合わせを、本発明の文脈において考慮することができることは明確でなければならない。

Ｃは、オーステナイト化、急冷及びアニール後のマルテンサイト状態において硬度を増大させる。しかし、それはまた、固化中に刃の研磨又は砥ぎ中にはぎ取られる可能性があるＭ₇Ｃ₃一次炭化物を析出させやすく、それは、製品の表面外観を劣化させる。それが研磨前に見出された位置は、裂け目腐食の座にもなる場合がある。過剰なＣ含有量は、オーステナイト化温度に依存して、アニール後に十分なマルテンサイトフラクションを得ることをもはや可能にしないオーステナイトマトリックス中の過度に高いＣ含有量、又はオーステナイトマトリックス中のＣｒを激減させる未溶解のＭ₂₃Ｃ₆炭化物の持続性ももたらす。それは、したがって耐食性を低減し、研磨性能に悪影響を及ぼす。

Ｃ含有量は、したがって十分な硬度を得るのに少なくとも０．１０％、かつ、良好な耐食性、及び研磨後の満足な表面外観を得るのに０．４５％以下である必要がある。しかし、この方法が、Ｍ₇Ｃ₃一次炭化物析出物を回避するように、固化中に、スチールの十分な均一性を保証しない危険を冒す場合に関して、用いられる鋳造及び固化の方法に応じて、最大Ｃ含有量をもう少し制限することが有用であることがわかる場合がある。この場合において、Ｃ含有量を０．３８％、好ましくは０．２０％≦Ｃ≦０．３８％；より良好には０．２０％≦Ｃ≦０．３５％；最適には０．３０％≦Ｃ≦０．３５％に制限するのがよい。

後述において見られるように、特に、最適な範囲により、許容可能な割合内に炭化物形成を制限しつつ、高い硬度を回避することが可能となり、より一般的な範囲に対する最大Ｃ含有量の減少に起因する硬度の可能な損失は、そのために存在する十分な窒素により補填されることができる。

さらに、Ｃ含有量は、後に説明されるように、それをＮ含有量、並びにＮ及びＣｒ含有量と結びつける式を満足させる必要がある。

Ｍｎは、それがオーステナイト構造を安定化させるため、いわゆるガンマ生成元素である。過剰なＭｎ含有量は、オーステナイト化及び急冷処理後の不十分なマルテンサイト量をもたらし、それは低下した硬度をもたらす。この理由に関して、Ｍｎ含有量は、溶融由来の痕跡量〜１．０％である必要がある。好ましくは、その含有量は、０．６％に制限されて、最適に低いＭｓ温度を得ることを助ける。

Ｓｉは、スチール製造プロセス中の有用な元素である。それは高度に還元性であり、したがってＡＯＤ又はＶＯＤコンバータ中の脱炭相に続くスチールの還元相においてＣｒ酸化物の還元を可能にする。しかし、最終的なスチール中のＳｉ含有量は、この元素が熱間圧延中、又は鍛造中に熱変形する可能性を制限する高温硬化効果を有するため、痕跡量〜１．０％である必要がある。好ましくはその含有量は０．６％に制限されて、最適に低いＭｓ温度を得ることを助ける。

Ｓ及びＰは、高温延性を低下させる不純物である。Ｐは、粒界にて容易に分離し、そのへき開を容易にする。さらに、Ｓは、この種類の腐食に関する開始位置として働くＭｎを含む化合物を形成することにより、ピッティングにより生じる腐食に対する耐性を低減する。そのために、Ｓ及びＰ含有量は、それぞれ痕跡量〜それぞれ０．０１質量％及び０．０４質量％である必要がある。好ましくは、Ｓ含有量は、十分な耐食性をいっそう良好に確実にするために、０．００５％を超えない。

Ｃｒは、耐食性に関して必須の元素である。しかし、その含有量は、高い含有量が、環境温度未満に温度Ｍｆ（マルテンサイト転移の終わりの温度）を低下させる危険があるため、制限される必要がある。これは、オーステナイト化及び環境温度への急冷後に、過度に不完全なマルテンサイト転移及び不十分な硬度をもたらす。これらの種々の理由に関して、Ｃｒ含有量は、１５．０質量％〜１８．０質量％である必要がある。しかし、マルテンサイト転移の始まりの過度に高い温度Ｍｓを有さないように、したがってマルテンサイトスチールに望ましくない硬度、したがって引張強度Ｒｍを制限する過度に多い残留オーステナイトが残らないように、スチールの低温処理が行われない場合に特に、Ｃｒ含有量を１５．０〜１７．０％、より良好には１５．２〜１７．０％、いっそう良好には１５．５〜１６．０％に制限するのがよい。必要な場合には、最大Ｃｒ含有量の低下により生じた低下した耐食性を、他の場所で規定された制限内の高いＮ含有量により補填することができる。

しかし、液体金属中のＮの溶解度は、Ｃｒ含有量が低下した際に低下し、その結果１５％Ｃｒ未満では、液体金属中に、スチールの固化温度において十分に溶解したＮを保持できなくなり、このことは、固化中にＮ₂気泡の形成をもたらし、耐食性に関して、ＮがＣｒの低下を補填することはできなくなる。Ｎの溶解度に関するこのＣｒの下限は、固化時の溶鋼静圧が低下した際にも増大する。Ｎ₂気泡の形成の任意の危険性から保護するために用いられる鋳造方法及び鋳造条件の種類に応じて、最小Ｃｒ含有量を１５．０％から１５．２％又は１５．５％に増大させることが好ましい場合がある。

以下で説明されるように、Ｃｒ含有量は、それをＮ及びＣ含有量と結びつける式も満足させる必要がある。

元素Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ及びＶは高価であり、温度Ｍｆも低下させる。これらの元素の各含有量を、したがって痕跡量〜０．５０質量％、好ましくはＭｏに関して０．１０％以下に制限する必要がある。したがって、原料の溶融後にいずれかを加えることは必要ではない。最適に低い温度Ｍｓを得るのを助けるように、Ｍｏ含有量が０．０５％を超えないことがいっそう望ましい。同じ理由に関して、Ｃｕ含有量が０．３％を超えず、Ｖ含有量が０．２％を超えないことが好ましい。

Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｒは、いわゆる「安定化」元素であり、それは、それが高温にてＮ及びＣの存在下でＣｒの炭化物及び窒化物より安定な炭化物及び窒化物を形成することを意味する。しかし、これらの元素は、そのそれぞれの炭化物及び窒化物が、製造プロセス中に形成されたら、オーステナイト化中にもはや容易に溶解することができず、オーステナイト中のＣ及びＮの含有量、したがって急冷後のマルテンサイトの対応する硬度を制限するため、望ましくない。これらの元素の各々の含有量は、したがって痕跡量〜０．０３％である必要がある。

Ａｌ含有量は、溶解温度が過度に高く、オーステナイトのＮ含有量、したがって急冷後のマルテンサイトの硬度を減少させるＡｌ窒化物の形成を回避するように、同様に痕跡量〜０．０１０％である必要がある。

Ｏ含有量は、スチール及びその組成物の製造方法由来である。それは、製品の表面外観が満足ではないような、ピッティングによる腐食を開始しやすい箇所を構成し、また、研磨中にへき開する可能性のある過度に多くの、及び／又は過度に大きい酸化物介在物の形成を回避するように、痕跡量〜０．００８０％（８０ｐｐｍ）最大である必要がある。Ｏ含有量は、スチールの機械的特性にも影響を与え、任意選択的に、従来的に、最終製品の使用者の要求に応じて超えないことができる、８０ｐｐｍより低い制限を設定することも可能である場合がある。

Ｐｂ、Ｂｉ及びＳｎ含有量を、溶融由来の痕跡量に制限することができ、各々は、高温転移を過度に困難にしないように、０．０２％を超えてはならない。

明確に定義された量に関してＮ含有量を制御することは、本発明の必須の側面である。Ｃのように、それは、それが固体溶液中にある場合に、固化中の析出物の形成という欠点を有することなく、マルテンサイトの硬度を増大させることを可能にする。過度に多い析出物の形成を回避するように過度に高いＣ含有量を有することを望まない場合、Ｎの添加により硬度の損失を補填することが可能となる。窒化物は、炭化物より低温にて形成し、それによりオーステナイト化中に溶液に入れることがより容易になる。固体溶液中のＮの存在は、耐食性も改善する。

しかし、過剰なＮ含有量は、もはや固化中のその溶解を完了させず、Ｎ₂気泡の形成をもたらし、スチールの固化中に金属の内部状態に悪影響を及ぼすブローホール（穴）を形成する。

これらの種々の理由に関して、Ｎ含有量は０．１０質量％〜０．２０質量％、好ましくは０．１５〜０．２０質量％である必要がある。

Ｎ含有量は、それをＣｒ及びＣ含有量と結びつける式も満足させる必要がある。

実際に、マルテンサイトの硬度は、そのＣ及びＮ含有量に依存する。本発明者らは、これらの２種の元素の硬化効果がより小さく、したがってマルテンサイトの硬度が、全体のＣ＋Ｎ含有量に依存することを示した。以下の式：
Ｃ＋Ｎ≧０．２５％、好ましくはＣ＋Ｎ≧０．３０％
にしたがう場合、急冷及びアニール後の硬度が十分であることを本発明者らは確立した。

本発明の１つのいっそう好ましい実施態様において、以下の式：
Ｃ＋Ｎ≧０．４５％
に従う場合、さらに高い硬度が急冷及びアニール後に得られる。

３種の元素は、耐食性に影響を及ぼす。Ｃｒ及びＮは有益であるが、産業的実施において、処理継続時間及び温度を制限する生産性及びコストの理由に関して、Ｃｒ炭化物の全てがオーステナイト化中に溶解することは概して可能ではないため、Ｃは負の効果を有する。未溶解のＣｒ炭化物は、オーステナイトマトリックスのＣｒ含有量を低減し、したがって腐食含有量を低減する。

Ｃｒ、Ｎ及びＣの異なる質量含有量を有するマルテンサイトスチールの耐食性の研究から、本発明者らは、非常に良好な耐食性を確実にすることを可能にする、これらの種々の元素を結びつける式を見出した。
Ｃｒ＋１６Ｎ−５Ｃ≧１６．０％
好ましいが、必須ではない条件は：
１７Ｃｒ＋５００Ｃ＋５００Ｎ≦５７０％
である。

その遵守が、選択されたＣ、Ｎ及びＣｒ含有量の上限を同時に満足させることにより可能となるものに対して、約６０℃のＭｓの低下を表すため、この条件により、温度Ｍｓが過度に高くないことを確実にすることが可能となる。

本発明によるスチールを、１００℃／秒超の冷却速度で２０℃にて水中で急冷する前に、異なる温度におけるオーステナイト化試験に供し、次いで溶解した炭化物の割合、その結果のオーステナイト中、次いで急冷後のマルテンサイト中の炭化物量変化させるために、２００℃にてアニールした。マルテンサイト量及びビッカース硬度は、表１の例Ｉ４の組成を有するスチールに関して、マルテンサイト量の関数として硬度の進展を追うために測定された。その結果を図１に示す。

図１は、マルテンサイトが炭素富化により硬化するため、硬度が、マルテンサイト量の低下と共に増大し始めることを示す。硬度は最大に到達し、次いでマルテンサイト量が過度に低くなる際に減少する。７５％未満のマルテンサイトでは、マルテンサイトの硬化は、もはやより低い硬度を有する残留オーステナイトの存在に関連する軟化を相殺しない。この理由に関して、鋳造スチールからの切削具の製造に適合された本発明の１つの好ましい実施態様において、オーステナイト化、２０℃以下への少なくとも１５℃／秒の速度における急冷、それに次ぐ１００〜３００℃、典型的には２００℃の温度におけるアニール後のスチールのマルテンサイト量は７５％以上である。

１００％に到達することができる高いマルテンサイト量の獲得を、２０℃以下への急冷後に低温処理が行われる場合、すなわち急冷が、１００〜３００℃のアニールを実施する前に、−２２０〜−５０℃の非常に低温にて媒体中、典型的には−１９６℃の液体窒素中又は−８０℃の二酸化炭素スノー中で行われる場合に、より良好に確実にすることができる。

マルテンサイト含有量が１００％に到達しない場合、残っている微細構造は典型的には本質的に残留オーステナイトで構成される。また、フェライトもある場合がある。

非制限的な例として、以下の結果は、本発明により付与された有利な特性を示す。

種々の試験されたスチールサンプルの組成は表１に示され、質量パーセントで表される。下線が引かれた値は、本発明にしたがわないものである。本発明者らは、各サンプルに関してＣ＋Ｎ、Ｃｒ＋１６Ｎ−５Ｃ、及び１７Ｃｒ＋５００Ｃ＋５００Ｎの値も報告した。

鋳造後、これらのスチールを１１００℃超の温度に加熱し、３ｍｍの厚さに熱間圧延し、８００℃の温度にてアニールし、次いで酸洗いし、１．５ｍｍの厚さに冷間圧延した。

スチールシートを、次に８００℃の温度にてアニールした。

アニールされたスチールシートを、次に１０５０℃における１５分のオーステナイト化処理に供し、次いで水中で２０℃の温度に急冷した。

シートを２つの部分に切断した後、そのうちの１つを次に、低温処理の効果を評価することができるように、水中での単なる急冷に加えて−８０℃の恒温槽に１０分間沈めた。

２００℃における１時間のアニールを、次に各シートの部分に実施した。

表２は、これらのスチールで行われた試験及び観察の結果を示す。下線が引かれた値は、不十分であると考えられる性能水準に対応する。

内部状態を注入後の未加工の固化状態で評価し、その後の転移操作がそれに損傷を与えないことがわかる。マルテンサイト量を、２０℃における水中での急冷後、及び−８０℃における急冷による低温処理後に測定し、この急冷又はこれらの急冷操作の２つ目に２００℃におけるアニールが続いた。マルテンサイト量が２０℃における水中での急冷後に７５％以上である場合、表２に与えられる他の結果は、２０℃において急冷され、次いで２００℃においてアニールされた状態に関する。マルテンサイト量が２０℃における水中での急冷後に７５％以下である場合、表２に与えられる他の結果は、−８０℃における低温処理（非常に低温に急冷すること、例えば二酸化炭素スノー中で行われる）、それに次ぐ２００℃におけるアニール後の状態に関する。

耐食性を、２３℃かつ６．６のｐＨにおける、ＮａＣｌ０．０２Ｍで構成された環境中のピッティングによる電気化学的腐食試験により評価する。２４個のサンプルで行われた電気化学的試験により、基本ピッティング確率が０．１ｃｍ^-2に等しい電位Ｅ_0.1を決定することが可能となる。耐食性は、ＫＣｌ（３５０ｍＶ／ＥＣＳ）により飽和されたカロメル電極に対して測定される電位Ｅ_0.1が３５０ｍＶ未満である場合、不満足であると考えられる。それは、電位Ｅ_0.1が３５０ｍＶ／ＥＣＳ〜４５０ｍＶ／ＥＣＳである場合に満足であると考えられる。それは、電位Ｅ_0.1が４５０ｍＶ／ＥＣＳ超である場合に非常に満足であると考えられる。

ビッカース硬度は、標準ＥＮ ＩＳＯ６５０７に準拠して、正方形の基部を有するダイアモンドピラミッドチップにより、１ｋｇの荷重下で、鏡面研磨された切れ目での厚さで測定される。得られた硬度の平均を、１０個の刻み込みを実施することにより算出する。硬度は、平均硬度が５００ＨＶ未満である場合、不十分であると考えられる。それは、平均硬度が５００ＨＶ〜５５０ＨＶである場合に満足であると考えられる。それは、平均硬度が５５１〜６００ＨＶである場合に非常に満足であると考えられる。それは、平均硬度が６００ＨＶ超である場合に卓越していると考えられる。

研磨性能を、３０Ｎの力で、逐次的にＳｉＣ１８０、３２０、５００、８００及び１２００紙を用いてサンプルの中央厚さにおける平坦研磨を実施し、次いで２０Ｎの力で粒子サイズ３μｍ、次いで１μｍのダイアモンドペーストを吸収したシートで研磨することにより評価する。表面を、次にｘ１００の倍率で光学顕微鏡により観察する。研磨性能は、欠陥密度（従来「コメットテール」と呼ばれている）が１００／ｃｍ²以上である場合、不十分であると考えられる。研磨性能は、この密度が１０／ｃｍ²〜９９／ｃｍ²である場合、満足であると考えられる。研磨性能は、この密度が１〜９／ｃｍ²である場合、非常に満足であると考えられる。研磨性能は、この密度が１／ｃｍ²未満である場合、卓越していると考えられる。

内部状態を、倍率ｘ２５で光学金属組織学により未加工の固化スチールの切れ目を観察することにより評価する。固化時の窒素気泡の形成を反映する球形の空洞（ブローホール）が観察される場合、内部状態は満足ではなく、表２で値「０」により示される。そうでなければ、内部状態は満足であると考えられ、表２で値「１」により示される。

マルテンサイト量を、オーステナイトの特性線の強度と比べたマルテンサイトの特性線の強度を測定することによるＸ線回折により決定する。試験されたサンプルの全てにおいて、これらは２種の相のみが存在することがわかる。概して、他の相が、本発明によるサンプルにおいてわずかに観察される場合があることは排除されない。本発明の文脈において考慮されるべきなのは、まず第一にマルテンサイト量である。

２０℃における急冷及び２００℃におけるアニール後の７５％以上のマルテンサイト量、又は２０℃におけるアニール、−８０℃における低温処理、及び２００℃におけるアニール後の７５％以上のマルテンサイト量は、満足である。これらの処理のうちの１つにより７５％以上のマルテンサイト量を得ることができない場合、サンプルは不満足であると考えられる。

本発明Ｉ１〜Ｉ６によるスチール、及びスチールＩ８〜Ｉ０は、良好な耐食性、硬度及び研磨性能特性を組み合わせ、良好な内部状態、及び２０℃における急冷後に７５％以上のマルテンサイト量を有する。

本発明によるスチールＩ７は、良好な耐食性、硬度及び研磨性能特性を組み合わせ、良好な内部状態及び７５％以上のマルテンサイト量（ただし、低温処理が−８０℃において行われる条件で）を有する。実際に、２０℃における水中での単なる急冷後に、マルテンサイト量は依然として十分ではなく、それは、本発明による他のサンプルのものより高い量におけるＣｒの存在に関連する。

Ｎの匹敵する量において、硬度が、Ｃが０．１０〜０．２０％であるサンプルＩ１、Ｉ２と、一方でＣが０．２０〜０．３０％であるサンプルＩ３との間、一方で特にＣが０．３０〜０．３５％であるＩ８、Ｉ９、Ｉ１０との間で増大することを理解することができる。

Ｃがさらに高く、Ｎが前記の場合と同じ水準であるＩ１４は、マルテンサイトフラクションが、合計１７Ｃｒ＋５００Ｃ＋５００Ｎの高い値に関連する温度Ｍｆの低下のために、急冷後に減少し始めるため、それより低い硬度を有する（表１参照）。また、Ｎ及び他の必須の元素の匹敵する量においても、Ｃｒの増加により、耐食性を改善することが可能となることを理解することができる（サンプルＩ８及びＩ９参照）。反対に、Ｃｒ含有量の増加は、硬度を低下させる傾向がある（その組成がＣｒに関してのみ大きく異なるサンプルＩ８、Ｉ１０及びＩ１１参照）。１８％Ｃｒを超えると耐食性は増大することができるが、満足なＭｓを保持するのに低下したＣ及びＮ含有量をもたらし、正確な硬度はもはや保証されないであろう。

参照スチールＲ１〜Ｒ３は、十分な耐食性を許容しない不満足であるＣｒ及びＮ含有量、並びにＣ＋Ｎ及び／又はＣｒ＋１６Ｎ−５Ｃの合計を有する。

参照スチールＲ４及びＲ５は、不十分なＣｒ含有量を有する。Ｎの添加による補填なく、スチールＲ４は不満足な耐食性をもたらす不十分なＣｒ＋１６Ｎ−５Ｃの組み合わせも有する。スチールＲ５に関して、Ｎの添加によるＣｒの不足に対する補填は、満足な耐食性を再構築するが、Ｃｒ含有量はもはや液体金属中のＮを完全に溶解させるのに十分ではないため、もはや良好な内部状態を確実にすることを可能にしない。

参照スチールＲ６は、過度に高いＣ含有量及び不十分なＮ含有量を有する。過度に高いＣ含有量は、過剰な炭化物形成のために、十分な研磨性能を有さない。

参照スチールＲ７は、内部状態に損傷を与える過度に高いＮ含有量を有する。参照スチールＲ１４も同様である。参照スチールＲ８は、−８０℃における低温急冷後でさえ、劣った研磨性能及び過度に低いマルテンサイト量をもたらす過剰なＣ含有量を有する。参照スチールＲ９は、−８０℃における低温急冷後でさえ不十分なマルテンサイト量をもたらすはるかに過剰なＣｒを含有する。

参照スチールＲ１０及びＲ１１は、過度に低い硬度をもたらす過度に低いＣ含有量及び不十分なＣ＋Ｎの合計を有する。参照スチールＲ１２及びＲ１３は、各元素の個々の含有量に関して本発明による組成を有するが、その１６．０％未満のＣｒ＋１６Ｎ−５Ｃ含有量は、この合計Ｃｒ＋１６Ｎ−５Ｃに関して１６．０％の値をわずかだけ超えるものを含む、全ての点で本発明にしたがうスチールのもの程度の耐食性を保証するのに不十分である。

本発明によるスチールは、切削具、例えばメス、鋏、ナイフ刃又は食品プロセッサ用丸刃の製造に良好な理由のために用いられる。

Claims (9)

1. 組成が、質量パーセントで：
   ‐０．１０％≦Ｃ≦０．４５％；好ましくは０．２０％≦Ｃ≦０．３８％；より良好には０．２０％≦Ｃ≦０．３５％；最適には０．３０％≦Ｃ≦０．３５％；
   ‐痕跡量≦Ｍｎ≦１．０％；好ましくは痕跡量≦Ｍｎ≦０．６％；
   ‐痕跡量≦Ｓｉ≦１．０％；
   ‐痕跡量≦Ｓ≦０．０１％；好ましくは痕跡量≦Ｓ≦０．００５％；
   ‐痕跡量≦Ｐ≦０．０４％；
   ‐１５．０％≦Ｃｒ≦１８．０％；好ましくは１５．０％≦Ｃｒ≦１７．０％；より良好には１５．２％≦Ｃｒ≦１７．０％；最適には１５．５％≦Ｃｒ≦１６．０％；
   ‐痕跡量≦Ｎｉ≦０．５０％；
   ‐痕跡量≦Ｍｏ≦０．５０％；好ましくは痕跡量≦Ｍｏ≦０．０１％；より良好には痕跡量≦Ｍｏ≦０．０５％；
   ‐痕跡量≦Ｃｕ≦０．５０％；好ましくは痕跡量≦Ｃｕ≦０．３％；
   ‐痕跡量≦Ｖ≦０．５０％；好ましくは痕跡量≦Ｖ≦０．２％；
   ‐痕跡量≦Ｎｂ≦０．０３％；
   ‐痕跡量≦Ｔｉ≦０．０３％；
   ‐痕跡量≦Ｚｒ≦０．０３％；
   ‐痕跡量≦Ａｌ≦０．０１０％；
   ‐痕跡量≦Ｏ≦０．００８０％；
   ‐痕跡量≦Ｐｂ≦０．０２％；
   ‐痕跡量≦Ｂｉ≦０．０２％；
   ‐痕跡量≦Ｓｎ≦０．０２％；
   ‐０．１０％≦Ｎ≦０．２０％；好ましくは０．１５％≦Ｎ≦０．２０％；
   ‐Ｃ＋Ｎ≧０．２５％；好ましくはＣ＋Ｎ≧０．３０％；より良好にはＣ＋Ｎ≧０．４５％；
   ‐Ｃｒ＋１６Ｎ−５Ｃ≧１６．０％；
   ‐好ましくは１７Ｃｒ＋５００Ｃ＋５００Ｎ≦５７０％からなり；
   残部は鉄及び製造由来の不純物であることを特徴とするマルテンサイトステンレススチール。
2. その微細構造が、少なくとも７５％のマルテンサイトを含むことを特徴とする、請求項１に記載のスチール。
3. ‐半製品を請求項１に記載の組成を有するスチールから製造し、注ぎ；
   ‐前記半製品を１０００℃以上の温度に加熱し；
   ‐それを熱間圧延してシート、棒又はワイヤロッドを得；
   ‐前記シート、棒又はワイヤロッドを７００〜９００℃の温度にてアニールし；かつ、
   ‐前記シート、棒又はワイヤロッドに成形操作を実施する
   ことを特徴とするマルテンサイトステンレススチールから製造された半製品の製造方法。
4. 前記半製品がシートであり、前記成形操作が冷間圧延であることを特徴とする、請求項３に記載の方法。
5. 前記半製品が棒又はワイヤロッドであり、前記成形操作が鍛造であることを特徴とする、請求項３に記載の方法。
6. スチールが、請求項２に記載の組成を有すること、前記成形された半製品を、次に９５０〜１１５０℃でオーステナイト化し、次いで少なくとも１５℃／秒の速度にて２０℃以下の温度に冷却し、次いで１００〜３００℃の温度にてアニールに供することを特徴とする、請求項３〜５のいずれか１項に記載の方法。
7. スチールが、請求項１又は２に記載の組成を有すること、前記成形された半製品を、次に９５０〜１１５０℃でオーステナイト化し、次いで少なくとも１５℃／秒の速度にて２０℃以下の温度に冷却し、次いで−２２０〜−５０℃の温度にて低温処理に供し、次いで１００〜３００℃の温度にてアニールすることを特徴とする、請求項３〜５のいずれか１項に記載の方法。
8. 請求項３〜７のいずれか１項に記載の方法により調製された半製品から製造されたことを特徴とする切削具。
9. ナイフ刃、食品プロセッサ刃、メス又は鋏刃等の刃物類であることを特徴とする、請求項８に記載の切削具。

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