发点 蚀（pitting)的氯引起的腐蚀的改进效果。另外，Mo具有降低淬火临界冷却速度的显着效 果。因此，可改进淬火硬化性和淬火深度，并且还可增加耐回火软化性（tempersoftening resistance)。然而如果过度添加Mo,可降低马氏体转变点，在淬火期间可生成过量的残留 奥氏体，结果，可劣化淬火硬度。为了防止这种情况，Mo的上限为1.0%。
[0031] 镍（Ni)的含量为1. 0质量％以下。Ni为具有增加耐腐蚀性的效果的元素。本发 明中，通过添加Cr可赋予优良的耐腐蚀性。因此，对于耐腐蚀性添加Ni不总是必要的，即 可不添加Ni(0% )。然而，由于Ni具有增加韧性的效果，所以如果意欲确保刀具用钢的刀 刃的韧性，可添加高达1. 0%的Ni。
[0032]根据本实施方案的刀具用钢由上述元素以及余量为Fe和不可避免的杂质构成。 不可避免的杂质典型地包括如P、S、Cu、Al、Ti、N和0等元素，且这些元素的含量分别在下 述范围内。如果这些元素的含量在下述范围内，则不抑制上述元素的效果。
[0033]P彡 0.03 质量％，S彡 0.005 质量％，Cu彡 0.5 质量％，A1 彡 0· 1 质量％，Ti彡 0· 1 质量％，N彡0.05质量％，和0彡0.05质量％。
[0034]接下来，将描述获得上述碳化物的根据本发明的方法。关于材料，将具有由0. 55 质量％至〇. 80质量％的(：、1.0质量％以下的Si、1.0质量％以下的Mn、12. 0质量％至14. 0 质量％的〇、1. 0质量％以下的Mo、l. 0质量％以下的Ni、和余量的Fe及不可避免的杂质组 成的金属组成的热乳材料用作冷乳用材料。将冷乳用材料在500°C至700°C的温度范围内 进行分批退火3小时至30小时以获得分批退火材料（分批退火步骤）。分批退火步骤之 后，将已加热至金属组成的Acl转变点以上的分批退火材料进行连续退火5分钟至30分钟 以获得连续退火材料（连续退火步骤）。连续退火步骤之后，将连续退火材料冷乳（冷乳步 骤）。连续退火步骤和冷乳步骤分别进行一次以上。需要说明的是，具有该金属组成的刀具 用钢的Acl转变点约为800°C。以下将描述该方法的步骤。
[0035] 分批退火步骤中，在500°C至700°C的温度下将冷乳用材料分批退火3小时至30 小时以获得分批退火材料。因为在分批退火中，升温速度和降温速度可容易控制，而且在期 望温度下的保持时间可缩短或延长，所以进行分批退火作为该方法的第一步骤。通过使用 分批退火的上述特征，进行分批退火以容易调整工序开始时的碳化物密度。通过采用分批 退火，可增加可由分批加工处理的冷乳用材料的长带卷个数，从而可改进生产性。为了改进 生产性，通过分批加工进行的分批退火来处理八个以上的带卷状冷乳用材料是有利的，尽 管其效果可能根据带卷状冷乳用材料各自的长度而变化。优选地，可通过分批退火加工十 个以上的带卷。这是可将八个以上的冷乳用材料退火的分批退火作为适用于冷乳用材料的 第一退火的原因。
[0036] 为了使细小的碳化物析出在晶界附近，分批退火的退火温度在500°C至700°C的 温度范围内。如果退火温度为500°C以下，碳化物的析出量可变得不足，因此即使通过尽可 能地调整后续连续退火的条件仍变得难以增加碳化物密度或难以均匀分散碳化物。此外， 由于后续连续退火的退火时间无法缩短，所以无法改进生产性。与此相反，如果退火温度为 700°C以上，碳化物可析出在晶粒内，因此，在后续连续退火期间碳化物可过度生长，结果， 无法获得高密度的碳化物形态。为了防止这种现象，分批退火的温度为在500°C至700°C的 范围内的温度。分批退火温度的优选下限为520°C，更优选530°C。分批退火的优选上限为 650°C，更优选 620°C。
[0037] 分批退火的退火时间为3小时至30小时。如果分批退火的时间小于3小时，碳化 物在晶界的析出效果可能不足。因为如果分批退火的时间大于30小时，以碳化物在晶界析 出的形态并不能获得明显差别，所以分批退火的时间的上限为30小时。分批退火时间的优 选下限为5小时，更优选10小时。分批退火时间的优选上限为24小时，更优选20小时。为 了通过上述分批退火和在转变点Acl以上的连续退火尽可能地增加碳化物密度，分批退火 的退火时间可为从10小时变化至15小时的相对短的时间。本发明中提供的分批退火的温 度范围和退火时间例如可适用于一阶段退火或可通过多阶段加热模式来退火。
[0038] 连续退火步骤为通过将在金属材料的转变点Acl以上的分批退火步骤之后获得 的分批退火材料加热而获得连续退火材料并进行连续退火5分钟至30分钟的步骤。通过 进行其中将分批退火材料加热至转变点Acl以上的连续退火，在晶粒内可获得细小且高密 度的碳化物。该步骤中，为了将铁素体结构中的碳化物的数量控制为在100μπι2的区域中 200至1，000个碳化物，优选在比转变点Acl高0°C至100°C的温度范围内进行连续退火。
[0039] 如果在连续退火步骤中将分批退火材料加热至转变点Acl以上的连续退火的时 间小于5分钟，无法改进碳化物密度，因此变得难以获得具有在100μπι2的区域中200至 1，000个碳化物的碳化物密度的刀具用钢。为了防止这种现象，连续退火时间的下限为5分 钟。与此相反，如果在转变点Acl以上的退火时间大于30分钟，由于细小碳化物的分散效 果的饱和可劣化生产性，并且为了防止这种现象，退火时间的上限为30分钟。
[0040] 冷乳步骤为在室温下乳制连续退火材料而不加热连续退火材料的步骤。可通过可 逆式冷乳机进行冷乳。冷乳中将冷乳用材料的厚度调整为期望厚度。如果在冷乳期间冷乳 用材料的硬度过高，由于如果在冷乳步骤期间冷乳材料的通过（passage)次数增加则乳制 率（reductionrate)将不增加，所以根据冷乳材料硬度的增加来确定乳制率，并与后述连 续退火组合进行。
[0041] 如果在分批退火步骤中可在粒界析出碳化物，并且在其中将材料加热至转变点 Acl以上的连续退火步骤中可在晶粒内进一步析出足够量的碳化物，则之后可省略将材料 加热至转变点Acl以上的连续退火步骤。需要说明的是，作为刀具用钢的生产方法，除了上 述步骤以外，可包括在低于刀具用钢的转变点Acl的温度下退火的退火步骤等。该退火步 骤为具有由于对冷乳用材料加工所生成的应变消除效果和将已加工和硬化的冷乳用材料 软化的效果的步骤。如果该退火步骤也为连续退火步骤，生产性将不会受阻。除了上述步 骤以外，可包括其它步骤如将冷乳用材料的刀刃切断的修边步骤（trimming step)。
[0042] 通过采用上述本发明的生产方法，可生产其中在铁素体结构的100 μπι2区域中存 在100至1，000个碳化物的刀具用钢。本发明提供的上述金相组织为进行最后的退火和冷 乳之后获得的金相组织。根据本发明的刀具用钢为马氏体系不锈钢；然而，在退火状态下， 马氏体系不锈钢为其中碳化物分散在铁素体结构的形态。在铁素体结构中，在一些少见的 情况下，可观察到几个百分数的残留奥氏体，因此其中观察到存在小于3%的奥氏体的钢制 品也包括在根据本发明的刀具用钢中。
[0043] 本发明中，通过其中观察金相组织的100μπι2区域的方法并通过使用电子显微镜 来测定碳化物密度。待观察的区域优选100μπι2。这是因为在100μπι2区域中足以测量碳化 物的密度，因为如果在超过100μm2的区域中测量碳化物的密度，则测量结果将不会大幅不 同。通过使用电子显微镜观察并测量碳化物，这是因为如果本发明中在100μm2区域中存在 200至1，000个碳化物，即如果碳化物密度为2个碳化物/μm2至10个碳化物/μm2,由于 碳化物的细小尺寸不使用电子显微镜无法进行精细观察和分析。具体地，对于碳化物的观 察和测量，通过使用电子显微镜观察的图像进行图像分析并根据图像分析的结果通过计算 碳化物的个数进行测量。该测量中，如果电子显微镜的加速电压变得过高，则可能检测出存 在于基质的碳化物。与此相反，如果电子显微镜的加速电压变得过低，可劣化分辨率，因此， 可将加速电压设定为15kv用于观察。优选的是，铁素体结构中碳化物的数量为在100μπι2 区域中500至800个的范围内。
[0044] 实施例
[0045] 参考实施例和常规例更具体地描述本发明，但是无论如何本发明不限于下述实施 例。
[0046] (实施例1)
[0047] 参考专利文献1中描述的实施例确定热乳材料的合金组成和厚度。制备具有 1. 7mm厚度和500m长度的热乳材料。表1示出热乳材料的金属组成。表1所示的金属组成 中，"常规例"为在专利文献1的实施例中描述的钢中具有最高的碳化物密度的No.C钢。 本发明的实施例1欲指具有与No.C钢相同的金属组成的钢。
[0048] [表 1]
[0049] (质量 ％)
[0050]
[0051 ]~根据实施彳列1的A乳材Μ用作4乳用1?斗，并且在560Γ下将 12个冷乳用'料的 带卷进行分批退火13小时。随后，将材料的带卷进给至具有加热区域的连续炉并在850°C 下进行连续退火10分钟。对材料进行金相组