KR20220147135A - 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 칼날, 그리고 커틀러리 - Google Patents

Abstract

소정의 성분 조성으로 하고, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 합계의 체적률을 10 ％ 이하로 한 스테인리스 강판이다.

Description

스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 칼날, 그리고 커틀러리

본 발명은, 식칼이나 가위, 의료용 메스 등의 칼날, 식탁용의 나이프나 포크, 스푼 등의 커틀러리, 및 핀셋 등의 정밀 공구에 사용하여 바람직한 높은 경도와 양호한 표면 품질을 갖는 스테인리스 강판에 관한 것이다.

식칼이나 가위, 의료용 메스 등의 칼날, 및 핀셋 등의 정밀 공구의 소재에는, 스테인리스 강판이 사용되는 경우가 있다.

예를 들어, 식칼의 경우, 스테인리스 강판을 프레스 가공 등에 의해 소정 형상으로 블랭킹 또는 단조 가공한다. 이어서, 소정 형상으로 가공한 스테인리스 강판에, ??칭 처리, 또는 ??칭 처리 및 템퍼링 처리를 실시하여 경질화시킨다. 그리고, 경질화시킨 스테인리스 강판에, 날 세움 연마 (날끝이 되는 부분을 연마에 의해 박육화하는 처리) 등을 실시하여, 최종 제품 (식칼) 으로 한다.

상기한 칼날 및 정밀 공구 등의 용도에 사용되는 스테인리스강으로는, 예를 들어, 13 mass％ Cr - 0.3 mass％ C 강 (JIS G 4304 및 JIS G 4305 에서 규정되는 SUS420J2) 등을 들 수 있다.

그런데, 칼날 및 정밀 공구에서는, 날끝의 마모에 의한 날카로움의 저하나 녹의 발생을 최대한 억제하여, 연마 등의 메인터넌스 빈도를 저감시키는 것도 요구된다.

최근, 이 요구가 특히 높아지고 있으며, 충분한 내식성을 확보한 데다가, 날카로움이 높고, 또한 날끝의 마모에 의한 날카로움의 저하를 장기에 걸쳐 억제할 수 있는, 고경도의 고급 칼날에 대한 시장 요구가 높아지고 있다.

이와 같은 고경도의 고급 칼날에 사용되는 스테인리스강으로서, 예를 들어, 유럽 통일 규격 : EN1.4116 에 준거하는 14 mass％ Cr - 0.5 mass％ C 강을 들 수 있다. 이 유럽 통일 규격 : EN1.4116 에 준거하는 14 mass％ Cr - 0.5 mass％ C 강은, 13 mass％ Cr - 0.3 mass％ C 강에 비해 C 량을 증가시켜 경도를 높인 강이다.

또, 특허문헌 1 에는,

「C : 0.88 mass％ 이상 1.2 mass％ 이하, Cr : 12.5 mass％ 이상 16.50 mass％ 이하, Si : 0.05 mass％ 이상 0.20 mass％ 이하, N : 0.001 mass％ 이상 0.02 mass％ 이하, Mn : 1.0 mass％ 이하, Cu : 1.0 mass％ 이하, P : 0.03 mass％ 이하, S : 0.010 mass％ 이하, 및 Ni : 1.0 mass％ 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 스테인리스 띠강.」

이 개시되어 있다.

일본 특허 제5010819호

그러나, 유럽 통일 규격 : EN1.4116 에 준거하는 14 mass％ Cr - 0.5 mass％ C 강이나 특허문헌 1 에 개시되는 스테인리스 띠강으로부터 얻은 강판에, 연마나 날 세움 가공 등을 실시하면, 압연 방향을 따른 줄무늬 모양이 발생하여 외관의 미려성을 크게 저해하는 경우가 있다.

이와 같은 줄무늬 모양이 발생했을 경우, 연마 공정을 추가하는 등을 하여, 줄무늬 모양을 제거할 필요가 있다. 그러나, 연마 공정의 추가는 제조 비용의 증가를 초래한다. 또, 줄무늬 모양이 현저한 경우에는, 줄무늬 모양이 다 제거되지 않거나, 줄무늬 모양을 제거하기 위해서 필요한 연마량이 많아져 소정의 형상이 얻어지지 않게 되는 경우가 있다. 그 결과, 수율 및 생산성의 대폭적인 저하를 초래한다.

그 때문에, 제품으로서 사용할 때에 높은 경도를 갖고, 또한, 제품으로 가공할 때의 줄무늬 모양의 발생을 억제한 양호한 표면 품질을 갖는, 스테인리스 강판의 개발이 요구되고 있는 것이 현상황이다.

본 발명은 상기의 현상황을 감안하여 개발된 것으로서, 제품으로서 사용할 때에 높은 경도 (이하, 간단히 높은 경도라고도 한다) 를 갖고, 또한, 제품으로 가공할 때의 줄무늬 모양의 발생을 억제한 양호한 표면 품질 (이하, 간단히 양호한 표면 품질이라고도 한다) 을 갖는, 스테인리스 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명은, 상기의 스테인리스 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은, 상기의 스테인리스 강판을 사용하여 이루어지는 칼날 및 커틀러리를 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 상기 서술한 바와 같이, 본 발명의 스테인리스 강판은, 칼날 및 커틀러리와 같은 제품으로서 사용할 때에 높은 경도가 얻어지는 것을 대상으로 하고 있다. 즉, 본 발명의 스테인리스 강판에는, 경질화시킨 후 (??칭 처리 후) 의 강판 뿐만 아니라, 경질화시키기 전 (??칭 처리 전) 의 제품 소재가 되는 강판이 포함된다.

그런데, 발명자들은 상기의 목적을 달성하기 위하여, 예의 검토를 거듭하였다.

먼저, 발명자들은, 유럽 통일 규격 : EN1.4116 에 준거하는 14 mass％ Cr - 0.5 mass％ C 강에, 연마나 날 세움 가공 (이하, 간단히 연마라고도 한다) 등을 실시했을 경우에, 줄무늬 모양이 발생하는 원인에 대해 검토하였다.

구체적으로는,

·유럽 통일 규격 : EN1.4116 에 준거하는 14 mass％ Cr - 0.5 mass％ C 강의 성분 조성을 갖는 강판 (이하, 간단히 강판 a 라고도 한다), 및

·JIS G 4304 및 JIS G 4305 에서 규정되는 SUS420J2 에 상당하는 13 mass％ Cr - 0.3 mass％ C 강의 성분 조성을 갖는 강판 (이하, 간단히 강판 b 라고도 한다)

을, 각각 종래 공지된 방법에 의해 동일한 조건으로 제조하고, 제조한 강판에, 동일한 조건으로 연마를 실시하였다.

그 결과, 강판 b 에서는 연마를 실시해도 줄무늬 모양이 발생하지 않았다. 한편, 강판 a 에서는, 연마를 실시하면, 줄무늬 모양이 발생하였다.

상기의 결과로부터, 발명자들은 다음과 같이 생각하기에 이르렀다.

즉, 강판 a 와 강판 b 에서는, 성분 조성의 차이에 의해, 동일한 제조 조건으로 제조해도, 석출물의 석출 상태가 크게 상이한 것이 된다. 그리고, 이 석출물의 석출 상태의 차이가 원인으로, 강판 a 에서는 줄무늬 모양이 발생한다.

이 생각에 기초하여, 발명자들은, 강판 a 및 강판 b 의 금속 조직을 관찰하고, 양자를 상세하게 대비하였다.

그 결과, 줄무늬 모양이 발생한 강판 a 에서는, 도 2 와 같이, 금속 조직 중에 조대 (粗大) 한 Cr 계 탄화물이 압연 방향으로 연속해서 존재하고 있고, 이것이 원인이 되어, 줄무늬 모양이 발생하는 것을 지견하였다.

즉, Cr 계 탄화물은, 스테인리스 강판의 모재 (??칭 전후 모두) 보다 경질이다. 그 때문에, 금속 조직에 조대한 Cr 계 탄화물이 존재하고 있으면, 당해 Cr 계 탄화물이 존재하고 있는 부위에서는, 다른 부위에 비해, 연마량이 적어진다. 그 결과, 연마 후에, 국소적으로 볼록부가 생기고, 이들이 줄무늬 모양으로서 현재화된다.

특히, 강판 a (유럽 통일 규격 : EN1.4116 에 준거하는 14 mass％ Cr - 0.5 mass％ C 강) 의 성분 조성에서는, 보다 높은 경도를 얻기 위해서, 강판 b (13 mass％ Cr - 0.3 mass％ C 강) 에 비해 다량의 C 나 Cr 이 포함되어 있다. 그 때문에, 강판 b 에서는 종래 공지된 방법에 의해 제조해도 조대한 Cr 계 탄화물이 다량으로는 생성되지 않지만, 동일한 조건으로 제조한 강판 a 에서는, 조대한 Cr 계 탄화물이 다량으로 생성되어 줄무늬 모양이 발생한다.

그리고, 발명자들은 상기의 지견을 기초로, 더욱 검토를 거듭하여 이하의 지견을 얻었다.

즉, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물이 연마시의 줄무늬 모양의 발생에 깊게 영향을 미치고 있다. 그리고, 이와 같은 조대한 Cr 계 탄화물의 생성을 최대한 억제하고, 특히, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률을 10 ％ 이하로 억제함으로써, 연마시의 줄무늬 모양의 발생이 대폭 억제된다.

또, 발명자들은 더욱 검토를 거듭하여 이하의 지견을 얻었다.

즉, 상기의 조대한 Cr 계 탄화물은, 주조시에 슬래브 단면의 주상정 (柱狀晶) 과 등축정의 경계 근방에 있어서 주조 방향을 따라 생성된 것이다. 또, 주조시에 생성된 조대한 Cr 계 탄질물은, 종래 공지된 일반적인 제조 조건에서는, 주조 공정 이후의 열간 압연, 열연판 어닐링, 냉간 압연 및 냉연판 어닐링 공정을 거친 후에도, 여전히 압연 방향 (주조 방향과 동일 방향이다) 에 잔존한다.

그래서, 발명자들은 상기의 지견을 기초로, 높은 경도를 얻으면서, 조대한 Cr 계 탄화물의 생성을 방지하는 방법에 대해 검토를 거듭하였다.

그 결과, 이하의 지견을 얻었다.

(1) 성분 조성을 적정하게 조정하고, 특히, C 함유량 및 Cr 함유량을 각각 0.45 ∼ 0.60 질량％, 및 13.0 ％ 이상 16.0 ％ 미만의 범위로 조정하고,

(2) 그 후에, 강 슬래브의 가열, 열간 압연 및 열연판 어닐링 조건을 적정하게 제어하고,

구체적으로는,

(a) 강 슬래브를 1200 ∼ 1350 ℃ 에서 30 분 이상 유지하고, 또한,

(b) 열간 압연에 있어서의 압연 패스 중, 종료 온도 : 1050 ℃ 이상이고, 또한, 압하율 : 20 ％ 이상의 압연 패스수를 3 패스 이상으로 하고,

(c) 또, 열연 강판의 권취 온도를 600 ℃ 이상으로 하는

것이 중요하다. 이로써, C 함유량 및 Cr 함유량을 일정량 이상 함유시키는 경우에도, 조대한 Cr 계 탄화물의 생성을 억제하여, 연마시의 줄무늬 모양의 발생을 유효하게 방지할 수 있다.

또한, 상기와 같이 제조 조건을 제어함으로써, 조대한 Cr 계 탄화물의 생성이 억제되는 이유에 대해, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

즉, 상기 (2) (a) 와 같이, 강 슬래브를 1200 ∼ 1350 ℃ 에서 30 분 이상 유지함으로써, 주조 공정에서 생성된 조대한 Cr 계 탄화물의 오스테나이트상으로의 고용 (Cr 계 탄화물이 Cr 원자, C 원자 등으로 분해되어 오스테나이트상 중에 원자 상태로 도입되는 것) 이 촉진된다.

또, 이 상태에서, 상기 (2) (b) 와 같이, 열간 압연에 있어서의 압연 패스를, 높은 온도로, 또한, 높은 압하율로 실시함으로써, Cr 계 탄화물의 오스테나이트상으로의 고용이 더욱 촉진된다. 또한, 압연 변형이 강 슬래브의 판두께 중앙부까지 효과적으로 부여된다. 이로써, 강 슬래브의 주상정과 등축정의 경계부 근방에 있어서 주조 방향을 따라 생성된 조대한 Cr 계 탄화물이 해소된다. 또, 원소의 전위상 확산 (격자 결함인 전위를 통한 원자 이동) 이 촉진된다. 이로써, Cr 계 탄화물의 오스테나이트상으로의 고용이 한층 촉진된다. 또한, 오스테나이트상의 동적 재결정 및/또는 정적 재결정을 촉진함으로써, 오스테나이트상의 결정립이 미세화된다. 이로써, 상기 (2) (c) 에 있어서의 열연 강판의 권취시에, 오스테나이트상의 입계로부터 석출되는 Cr 계 탄화물의 석출 사이트가 증가하여, 재석출되는 Cr 계 탄화물도 미세화된다. 또한, 재결정이란, 변형을 갖는 결정립 내 또는 결정립계로부터, 변형을 거의 포함하지 않는 결정립이 생성되는 현상이다.

상기의 상승 효과에 의해, C 함유량 및 Cr 함유량을 일정량 함유시키는 경우에도, 조대한 Cr 계 탄화물의 생성을 억제하여, 연마시의 줄무늬 모양의 발생을 방지하는 것이 가능해진다.

본 발명은 상기의 지견에 기초하여, 더욱 검토를 가하여 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로,

C : 0.45 ∼ 0.60 ％,

Si : 0.05 ∼ 1.00 ％,

Mn : 0.05 ∼ 1.00 ％,

P : 0.05 ％ 이하,

S : 0.020 ％ 이하,

Cr : 13.0 ％ 이상 16.0 ％ 미만,

Ni : 0.10 ∼ 1.00 ％ 및

N : 0.010 ∼ 0.200 ％

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 합계의 체적률이 10 ％ 이하인, 스테인리스 강판.

2. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,

Mo : 0.05 ∼ 1.00 ％,

Cu : 0.05 ∼ 1.00 ％ 및

Co : 0.05 ∼ 0.50 ％

중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 에 기재된 스테인리스 강판.

3. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,

Al : 0.001 ∼ 0.100 ％,

Ti : 0.01 ∼ 0.10 ％,

Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％,

V : 0.05 ∼ 0.50 ％,

Zr : 0.01 ∼ 0.10 ％,

Mg : 0.0002 ∼ 0.0050 ％,

B : 0.0002 ∼ 0.0050 ％,

Ca : 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 및

REM : 0.01 ∼ 0.10 ％

중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 또는 2 에 기재된 스테인리스 강판.

4. 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 스테인리스 강판을 제조하기 위한 방법으로서,

상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1200 ∼ 1350 ℃ 에서 30 분 이상 유지하는, 제 1 공정과,

상기 강 슬래브에, 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 권취하는, 제 2 공정과,

상기 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시하여, 열연 어닐링 강판으로 하는, 제 3 공정을 구비하고,

상기 제 2 공정의 열간 압연에 있어서의 압연 패스 중, 종료 온도 : 1050 ℃ 이상이고, 또한, 압하율 : 20 ％ 이상의 압연 패스수가 3 패스 이상이고, 또, 상기 열연 강판의 권취 온도가 600 ℃ 이상이고,

상기 제 3 공정의 열연판 어닐링에 있어서의 유지 온도가 750 ∼ 900 ℃, 유지 시간이 10 분 이상인,

스테인리스 강판의 제조 방법.

5. 상기 열연 어닐링 강판에, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는, 제 4 공정을 구비하는, 상기 4 에 기재된 스테인리스 강판의 제조 방법.

6. 상기 냉연 강판에, 냉연판 어닐링을 실시하여 냉연 어닐링 강판으로 하는, 제 5 공정을 구비하고,

상기 냉연판 어닐링에 있어서의 유지 온도가 700 ∼ 850 ℃, 유지 시간이 5 초 이상인, 상기 5 에 기재된 스테인리스 강판의 제조 방법.

7. 상기 열연 어닐링 강판, 상기 냉연 강판, 또는 상기 냉연 어닐링 강판에, ??칭 처리를 실시하는, 제 6 공정을 구비하고,

상기 ??칭 처리에 있어서의 유지 온도가 950 ∼ 1200 ℃, 유지 시간이 5 초 ∼ 30 분, 유지 후의 평균 냉각 속도가 1 ℃/초 이상인, 상기 4 ∼ 6 중 어느 하나에 기재된 스테인리스 강판의 제조 방법.

8. 상기 ??칭 처리를 실시한 강판에, 템퍼링 처리를 실시하는, 제 7 공정을 구비하고,

상기 템퍼링 처리에 있어서의 유지 온도가 100 ∼ 800 ℃, 유지 시간이 5 분 이상인, 상기 7 에 기재된 스테인리스 강판의 제조 방법.

9. 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 스테인리스 강판을 사용하여 이루어지는, 칼날.

10. 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 스테인리스 강판을 사용하여 이루어지는, 커틀러리.

본 발명에 의하면, 높은 경도를 갖고, 또한, 양호한 표면 품질을 갖는 스테인리스 강판을 얻을 수 있다.

도 1 은, 발명예인 No.1 의 광학 현미경 조직 사진이다.
도 2 는, 비교예인 No.30 의 광학 현미경 조직 사진이다.
도 3 은, 표면 품질의 평가에 있어서, 시험편에 절삭 가공을 실시했을 때의 상태를 나타내는 모식도이다.

본 발명을 이하의 실시형태에 기초하여 설명한다.

먼저, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 단위는 모두 「질량％」 이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 간단히 「％」 로 나타낸다.

C : 0.45 ∼ 0.60 ％

C 는, ??칭 처리에 의해 얻어지는 마텐자이트상을 경질화시키는 효과가 있다. 여기서, C 함유량이 0.45 ％ 미만에서는, ??칭 처리 후의 경도가 부족하여, 고급 칼날에 요구되는 날카로움이 충분히 얻어지지 않는다. 한편, C 함유량이 0.60 ％ 를 초과하면, 제조 조건을 적정하게 제어해도, 조대한 탄화물의 발생을 충분히 억제할 수 없어, 양호한 표면 품질이 얻어지지 않는다. 또, ??칭 처리시에 ??칭 균열이 발생하기 쉬워져, 칼날을 안정적으로 제조하는 것이 곤란해진다.

그 때문에, C 함유량은 0.45 ∼ 0.60 ％ 의 범위로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.55 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하이다.

Si : 0.05 ∼ 1.00 ％

Si 는, 강의 용제시에 탈산제로서 작용한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Si 함유량은 0.05 ％ 이상으로 한다. 그러나, Si 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, ??칭 처리 전에 강판이 과도하게 경질화되어, 칼날 등의 소정 형상으로 성형할 때의 가공성이 충분히 얻어지지 않게 된다.

그 때문에, Si 함유량은 0.05 ∼ 1.00 ％ 의 범위로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.20 ％ 이상이다. 또, Si 함유량은, 바람직하게는 0.60 ％ 이하이다.

Mn : 0.05 ∼ 1.00 ％

Mn 은, 오스테나이트상의 생성을 촉진함과 함께, ??칭성을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Mn 함유량은 0.05 ％ 이상으로 한다. 그러나, Mn 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 내식성의 저하를 초래한다.

그 때문에, Mn 함유량은 0.05 ∼ 1.00 ％ 의 범위로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.40 ％ 이상이다. 또, Mn 함유량은, 바람직하게는 0.80 ％ 이하이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는, 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소이다. 그 때문에, P 는, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다.

따라서, P 함유량은 0.05 ％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.04 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다.

또한, P 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 단, 과도한 탈 P 는 비용의 증가를 초래하므로, P 함유량은 0.005 ％ 이상이 바람직하다.

S : 0.020 ％ 이하

S 는, MnS 등의 황화물계 개재물로서 강 중에 존재하여, 연성이나 내식성 등을 저하시키는 원소이다. 그 때문에, S 는, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다.

따라서, S 함유량은 0.020 ％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다.

또한, S 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 단, 과도한 탈 S 는 비용의 증가를 초래하므로, S 함유량은 0.0005 ％ 이상이 바람직하다.

Cr : 13.0 ％ 이상 16.0 ％ 미만

Cr 은, 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Cr 함유량은 13.0 ％ 이상으로 한다. 그러나, Cr 함유량이 16.0 ％ 이상이 되면, ??칭 처리의 가열·유지시에 생성되는 오스테나이트량이 감소한다. 그 때문에, ??칭 처리 후에 얻어지는 마텐자이트상이 감소하여, 충분한 경도가 얻어지지 않는다. 따라서, Cr 함유량은 13.0 ％ 이상 16.0 ％ 미만의 범위로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 14.0 ％ 이상이다. 또, Cr 함유량은 바람직하게는 15.5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 15.0 ％ 이하이다.

Ni : 0.10 ∼ 1.00 ％

Ni 는, 내식성을 향상시킴과 함께, ??칭 후의 인성을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Ni 함유량은 0.10 ％ 이상으로 한다. 그러나, Ni 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화된다. 또, 고용 Ni 량의 증가에 의해, ??칭 처리 전에 강판이 과도하게 경질화되어, 칼날 등의 소정 형상으로 성형할 때의 가공성이 충분히 얻어지지 않게 된다.

그 때문에, Ni 함유량은 0.10 ∼ 1.00 ％ 의 범위로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.15 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이상이다. 또, Ni 함유량은, 바람직하게는 0.80 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.60 ％ 이하이다.

N : 0.010 ∼ 0.200 ％

N 은, C 와 동일하게, ??칭 처리에 의해 얻어지는 마텐자이트상을 경질화시키는 효과가 있다. 또, N 은, ??칭 처리 후의 내식성을 향상시키는 효과도 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, N 함유량은 0.010 ％ 이상으로 한다. 그러나, N 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 주조시에 기포가 발생하여, 표면 결함의 발생을 유인한다.

그 때문에, N 함유량은 0.010 ∼ 0.200 ％ 의 범위로 한다. N 함유량은 바람직하게는 0.015 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이상이다. 또, N 함유량은 바람직하게는 0.150 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.100 ％ 이하이다.

이상, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 기본 성분 조성에 대해 설명했지만, 추가로,

Mo : 0.05 ∼ 1.00 ％, Cu : 0.05 ∼ 1.00 ％ 및 Co : 0.05 ∼ 0.50 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상,

그리고/또는,

Al : 0.001 ∼ 0.100 ％, Ti : 0.01 ∼ 0.10 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, V : 0.05 ∼ 0.50 ％, Zr : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mg : 0.0002 ∼ 0.0050 ％, B : 0.0002 ∼ 0.0050 ％, Ca : 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 및 REM : 0.01 ∼ 0.10 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상,

을 함유시킬 수 있다.

Mo : 0.05 ∼ 1.00 ％

Mo 는, 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Mo 함유량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Mo 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, ??칭 처리의 가열·유지시에 생성되는 오스테나이트량이 감소하여, ??칭 처리 후에 충분한 경도가 얻어지지 않게 된다.

그 때문에, Mo 를 함유시키는 경우, Mo 함유량은 0.05 ∼ 1.00 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.50 ％ 이상이다. 또, Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.80 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.65 ％ 이하이다.

Cu : 0.05 ∼ 1.00 ％

Cu 는, ??칭 처리 후의 강판에 있어서, 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Cu 함유량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 내식성의 저하를 초래한다.

그 때문에, Cu 를 함유시키는 경우, Cu 함유량은 0.05 ∼ 1.00 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 또, Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

Co : 0.05 ∼ 0.50 ％

Co 는, 인성을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Co 함유량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Co 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, ??칭 처리 전에, 강판을 칼날 등의 소정 형상으로 성형할 때의 가공성이 충분히 얻어지지 않게 된다.

그 때문에, Co 를 함유시키는 경우, Co 함유량은 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 또, Co 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

Al : 0.001 ∼ 0.100 ％

Al 은, Si 와 동일하게, 탈산제로서 작용한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Al 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Al 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, ??칭성이 저하된다.

그 때문에, Al 을 함유시키는 경우, Al 함유량은 0.001 ∼ 0.100 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Al 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다.

Ti : 0.01 ∼ 0.10 ％

Ti 는, Cr 과 동일하게, C 및 N 과의 친화력이 높고, 강 중에 있어서 탄화물을 형성하는 원소이다. 또, Ti 는, 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 효과가 있다. 그 때문에, 템퍼링을 실시했을 때의 연질화를 억제하면서, 인성을 향상시키는 것이 가능해진다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Ti 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ti 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 또, 오히려 인성이 저하된다.

그 때문에, Ti 를 함유시키는 경우, Ti 함유량은 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 또, Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％

Nb 는, Ti 와 동일하게, C 및 N 과의 친화력이 높고, 강 중에 있어서 탄화물을 형성하는 원소이다. 또, Nb 는, 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 효과가 있다. 그 때문에, 템퍼링을 실시했을 때의 연질화를 억제하면서, 인성을 향상시키는 것이 가능해진다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Nb 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 또, 금속간 화합물의 석출에서 기인한 인성의 저하가 발생하는 경우가 있다.

그 때문에, Nb 를 함유시키는 경우, Nb 함유량은 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 또, Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

V : 0.05 ∼ 0.50 ％

V 는, Ti 나 Nb 와 동일하게, C 및 N 과의 친화력이 높고, 강 중에 있어서 탄화물을 형성하는 원소이다. 또, V 는, 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 효과가 있다. 그 때문에, 템퍼링을 실시했을 때의 연질화를 억제하면서, 인성을 향상시키는 것이 가능해진다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, V 함유량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, V 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 또, 금속간 화합물의 석출에서 기인한 인성의 저하가 발생하는 경우가 있다.

그 때문에, V 를 함유시키는 경우, V 함유량은 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 또, V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

Zr : 0.01 ∼ 0.10 ％

Zr 은, Ti 나 Nb 와 동일하게, C 및 N 과의 친화력이 높고, 강 중에 있어서 탄화물을 형성하는 원소이다. 또, Zr 은, 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 효과가 있다. 그 때문에, 템퍼링을 실시했을 때의 연질화를 억제하면서, 인성을 향상시키는 것이 가능해진다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Zr 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Zr 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 또, 금속간 화합물의 석출에서 기인한 인성의 저하가 발생하는 경우가 있다.

그 때문에, Zr 을 함유시키는 경우, Zr 함유량은 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 또, Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Mg : 0.0002 ∼ 0.0050 ％

Mg 는, 슬래브의 등축정률을 향상시켜, 가공성이나 인성을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Mg 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Mg 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면, 강판의 표면 성상이 악화되는 경우가 있다.

그 때문에, Mg 를 함유시키는 경우, Mg 함유량은 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 또, Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

B : 0.0002 ∼ 0.0050 ％

B 는, 주조 및 열간 압연시의 열간 가공성을 향상시키는 효과가 있다. 또, B 는, 페라이트상 및 오스테나이트상의 입계에 편석하여 입계 강도를 상승시킨다. 이로써, 주조 및 열간 압연시의 균열의 발생을 억제한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, B 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, B 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면, ??칭 처리 전에, 강판을 칼날 등의 소정 형상으로 성형할 때의 가공성이 충분히 얻어지지 않게 된다. 또, 인성의 저하를 초래한다.

그 때문에, B 를 함유시키는 경우, B 함유량은 0.0002 ∼ 0.0050 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 또, B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

Ca : 0.0003 ∼ 0.0030 ％

Ca 는, 제련 그리고 연속 주조시에 생성되는 개재물을 미세화하는 효과가 있고, 특히 연속 주조에 있어서의 노즐의 폐색을 방지하는 데에 유효하다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Ca 함유량은 0.0003 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 함유량이 0.0030 ％ 를 초과하면, CaS 의 생성에 의해 내식성이 저하되는 경우가 있다.

그 때문에, Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0007 ％ 이상이다. 또, Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.

REM : 0.01 ∼ 0.10 ％

REM (Rare Earth Metals : 희토류 금속) 은, 열간 연성을 향상시키는 효과가 있다. 또, REM 은, 열간 압연시의 강판 단면부의 균열이나 피부 거칠어짐을 억제하는 효과도 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, REM 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, REM 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 또, REM 은, 고가의 원소이기도 하다.

그 때문에, REM 을 함유하는 경우, REM 함유량은 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

상기 이외의 성분의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 금속 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 금속 조직은, ??칭 처리의 전후에서, 주체가 되는 조직이 변화한다.

예를 들어, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판을 제품으로 가공하는 경우, 먼저, 강판이 경질화되어 있지 않은 단계에서, 강판에 프레스 가공 등에 의해 소정 형상으로 블랭킹 또는 단조 가공한다. 이어서, 소정 형상으로 가공한 강판에, ??칭 처리, 또는 ??칭 및 템퍼링 처리를 실시하여 경질화시킨다. 즉, ??칭 처리의 전후에서, 주체가 되는 조직을 변화시키는, 구체적으로는, 페라이트상으로부터 마텐자이트상으로 변화시킨다.

단, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물은, ??칭 처리의 전후에서도 그다지 변하지 않고, 거의 유지된다.

따라서, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 금속 조직에서는, ??칭 처리 전후를 불문하고, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률을 10 ％ 이하로 하는 것이 매우 중요해진다.

입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률 : 10 ％ 이하

Cr 계 탄화물은, 스테인리스 강판의 모재 (??칭 전후 모두) 보다 경질이다. 그 때문에, 금속 조직에 조대한 Cr 계 탄화물, 특히, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물이 다량으로 존재하고 있는 상태에서 연마나 날 세움 가공 등을 실시하면, 당해 Cr 계 탄화물이 존재하고 있는 부위에서는, 다른 부위에 비해, 연마량이 적어진다. 그 결과, 연마 후에, 국소적으로 볼록부가 생기고, 이들이 줄무늬 모양으로서 현재화된다.

그 때문에, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률은, 10 ％ 이하로 한다. 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률은, 바람직하게는 5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2 ％ 이하이다. 또한, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률은 0 ％ 이어도 된다.

또한, 입경 2.0 ㎛ 미만의 Cr 계 탄화물에 대해서는, 연마시에 육안으로 식별할 수 있을 정도의 요철을 발생시킬 수 없어, 줄무늬 모양의 발생에는 관여하지 않는다. 그 때문에, 입경 2.0 ㎛ 미만의 Cr 계 탄화물의 체적률은, 특별히 한정되지 않는다.

또, 여기서 말하는 Cr 계 탄화물은, 주로 Cr₂₃C₆ 이다. 또, Cr 탄화물에 있어서의 일부의 Cr 이, Fe 나 Mn, Ti, Nb, V, Zr 등의 원소로 치환된 것이나, 일부의 C 가 N 으로 치환된 것도, 여기서 말하는 Cr 계 탄화물에 포함하는 것으로 한다.

또, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판에 있어서의 Cr 계 탄화물 이외의 조직은, 페라이트상과 마텐자이트상의 합계의 체적률이 95 ％ 이상, 보다 바람직하게는 98 ％ 이상인 금속 조직이 된다. 페라이트상과 마텐자이트상의 합계의 체적률은 100 ％ 이어도 된다. 페라이트상, 마텐자이트상 및 상기한 Cr 계 탄화물 이외의 잔부 조직으로는, 잔류 오스테나이트상이나 그 밖의 석출물 (입경 : 2.0 ㎛ 미만의 Cr 계 탄화물도 포함한다), 개재물 (예를 들어, Al 이나 Si 등의 산화물 및 Mn 등의 황화물등) 을 들 수 있다. 잔부 조직의 체적률은, 바람직하게는 5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2 ％ 이하이다. 잔부 조직의 체적률은 0 ％ 이어도 된다.

또한, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판에는, ??칭 처리 전후의 양방의 강판이 포함되고, 예를 들어, 열연 강판, 열연 어닐링 강판, 냉연 강판 및 냉연 어닐링 강판, 그리고, 이들 강판에, ??칭 처리 및/또는 템퍼링 처리를 실시한 강판 (후술하는 ??칭 처리 강판 및 템퍼링 처리 강판) 등이 포함된다.

또한, 열연 강판, 열연 어닐링 강판, 냉연 강판 및 냉연 어닐링 강판의 단계에서는, Cr 계 탄화물 이외의 조직은, 페라이트상 주체의 조직이 된다.

구체적으로는, 페라이트상이 체적률로 80 ％ 이상, 바람직하게는 90 ％ 이상, 보다 바람직하게는 95 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 98 ％ 이상인 금속 조직이 된다. 페라이트상의 체적률이 100 ％ 이어도 된다. 페라이트상 및 상기한 Cr 계 탄화물 이외의 잔부 조직으로는, 마텐자이트상이나 잔류 오스테나이트상, 그 밖의 석출물 (입경 : 2.0 ㎛ 미만의 Cr 계 탄화물도 포함한다), 개재물 (예를 들어, Al 이나 Si 등의 산화물 및 Mn 등의 황화물 등) 을 들 수 있다. 잔부 조직의 체적률은, 바람직하게는 20 ％ 이하, 보다 바람직하게는 10 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 5 ％ 이하, 보다 더욱 바람직하게는 2 ％ 이하이다. 잔부 조직의 체적률은 0 ％ 이어도 된다.

또한, 열연 강판에는, 열연 상태의 강판에 더하여, 열연 상태의 강판에 산세 등의 산화 스케일의 제거 처리를 실시하여 얻은 강판이 포함된다. 또, 열연 어닐링 강판에는, 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시하여 얻은 강판에 더하여, 그 열연판 어닐링을 실시하여 얻은 강판에 추가로 산세 등의 산화 스케일의 제거 처리를 실시하여 얻은 강판이 포함된다. 냉연 강판에는, 냉연 상태의 강판에 더하여, 냉연 상태의 강판에 산세 등의 산화 스케일의 제거 처리를 실시하여 얻은 강판이 포함된다.

또한, 열연 강판, 열연 어닐링 강판, 냉연 강판 및 냉연 어닐링 강판에 ??칭 처리를 실시한 강판 (이하, ??칭 처리 강판이라고도 한다) 에서는, Cr 계 탄화물 이외의 조직은, 마텐자이트상 주체의 조직이 된다.

구체적으로는, 마텐자이트상이 체적률로 80 ％ 이상, 바람직하게는 90 ％ 이상, 보다 바람직하게는 95 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 98 ％ 이상인 금속 조직이 된다. 마텐자이트상의 체적률이 100 ％ 이어도 된다. 마텐자이트상 및 상기한 Cr 계 탄화물 이외의 잔부 조직으로는, 페라이트상이나 잔류 오스테나이트상, 그 밖의 석출물 (입경 : 2.0 ㎛ 미만의 Cr 계 탄화물도 포함한다), 개재물 (예를 들어, Al 이나 Si 등의 산화물 및 Mn 등의 황화물 등) 을 들 수 있다. 잔부 조직의 체적률은, 바람직하게는 20 ％ 이하, 보다 바람직하게는 10 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 5 ％ 이하, 보다 더욱 바람직하게는 2 ％ 이하이다. 잔부 조직의 체적률은 0 ％ 이어도 된다.

또한, ??칭 처리에 의해 경질화되므로, ??칭 처리 강판에서는, 로크웰 경도가 HRC55 이상이 된다.

또한, ??칭 처리 강판에 템퍼링 처리를 실시한 강판 (이하, 템퍼링 처리 강판이라고도 한다) 에서는, Cr 계 탄화물 이외의 조직은, ??칭 처리 후에 비해 전위 밀도 그리고 고용 C, N 이 감소한 마텐자이트상 (템퍼드 마텐자이트상이라고 호칭되는 경우가 있다) 주체의 조직이 되어, 템퍼링 처리 전의 마텐자이트 분율이 거의 유지된다.

구체적으로는, 마텐자이트상이 체적률로 80 ％ 이상, 바람직하게는 90 ％ 이상, 보다 바람직하게는 95 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 98 ％ 이상인 금속 조직이 된다. 또, 페라이트상이 체적률로 20 ％ 이하, 바람직하게는 10 ％ 이하, 보다 바람직하게는 5 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 2 ％ 이하인 금속 조직이 된다. 페라이트상, 마텐자이트상 및 상기한 Cr 계 탄화물 이외의 잔부 조직으로는, 잔류 오스테나이트상이나 그 밖의 석출물 (입경 : 2.0 ㎛ 미만의 Cr 계 탄화물도 포함한다), 개재물 (예를 들어, Al 이나 Si 등의 산화물 및 Mn 등의 황화물 등) 을 들 수 있다. 잔부 조직의 체적률은, 바람직하게는 5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2 ％ 이하이다.

여기서, 템퍼링 처리는, ??칭 처리에 의해 경질화된 강판의 경도 및 내구성을 조정하기 위해서 실시되는 것이고, 템퍼링 처리 전의 ??칭 처리 강판에 비하면, 템퍼링 처리 강판에서는 경도가 저하된다. 구체적으로는, 템퍼링 처리 강판에서는, 로크웰 경도가 HRC40 ∼ 50 이 된다.

또, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률은 이하와 같이 하여 측정한다.

즉, 공시재가 되는 강판의 판폭 중앙부로부터 조직 관찰용의 시험편을 채취한다. 이어서, 시험편의 압연 방향 단면을 경면 연마 후, 피크르산 염산 수용액을 사용하여 에칭을 실시하고, 배율 : 500 배의 광학 현미경 사진을 10 시야 촬영한다. 얻어진 조직 사진 중의 Cr 계 탄화물의 면적을 화상 해석에 의해 측정하고, 원 상당 직경이 2.0 ㎛ 이상이 되는 Cr 계 탄화물을 특정한다. 그리고, 특정한 원 상당 직경이 2.0 ㎛ 이상이 되는 Cr 계 탄화물의 합계의 면적률을 산출하고, 그 산출한 값을, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률로 한다.

여기서, 상기의 화상 해석에서는, 조직 사진의 디지털 데이터에 대해, 화상 해석 장치를 사용하여, 콘트라스트차에 의해 모상 (페라이트상 또는 마텐자이트상) 의 입계와 석출물의 경계를 자동 검출시킨다 (입계 및 경계는 선상의 검은 콘트라스트를 나타내고, 결정립은 비교적 밝은 콘트라스트를 나타낸다). 다음으로, 모상과 석출물의 경계선에 둘러싸여진 영역을 석출물로 하고, 각 석출물의 영역의 면적을 자동 측정한다. 그 후, 후술하는 방법에 의해 Cr 계 탄화물과 동정한 석출물에 대해, 면적이 3.14 ㎛² 이상 (즉, 원 상당 직경이 2.0 ㎛ 이상) 이 되는 것만을 특정한다. 그리고, 특정한 석출물의 합계의 면적을 산출한다.

그리고, (원 상당 직경 : 2.0 ㎛ 이상의 석출물 (Cr 계 탄화물) 의 합계의 면적) ÷ (조직 사진의 전체 면적) ×100 [％] 을 구하고, 구한 값을 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 체적률로 한다.

또, 상기의 조직 사진 중의 석출물이 Cr 계 탄화물인 것의 동정은, 이하와 같이 하여 실시한다.

즉, 상기의 조직 사진을 촬영한 동일한 시야에 있어서, SEM-EDS (Scanning Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy) 를 사용한 점분석을 실시하고, 관찰되는 석출물의 주성분을 측정한다.

구체적으로는, 석출물에 있어서의 Cr 및 Fe 의 합계의 함유량이 60 질량％ 이상이고, 또한, 석출물에 있어서의 Fe 및 Cr 의 합계의 함유량에 대한, 석출물에 있어서의 Cr 함유량의 비 ([Cr 함유량 (질량％)]/([Fe 함유량 (질량％)] + [Cr 함유량 (질량％)]) 가 0.4 이상이 되는 경우, 당해 석출물을 Cr 계 탄화물로 동정한다.

또한, 페라이트상 및 마텐자이트상의 체적률은, 이하와 같이 하여 구한다.

즉, 상기의 조직 사진에 있어서, 조직 형상과 에칭 강도로부터 마텐자이트상과 페라이트상을 구별한다 (또한, 마텐자이트상은 페라이트상보다 보다 깊게 에칭된다. 그 때문에, 마텐자이트상은, 페라이트상보다 콘트라스트가 어둡다.). 이어서, 화상 처리에 의해, 시야마다 페라이트상 및 마텐자이트상의 체적률을 각각 산출한다. 이어서, 시야마다 얻어진 페라이트상 및 마텐자이트상의 체적률의 산술 평균값을 산출하고, 그 값을 페라이트상 및 마텐자이트상의 체적률로 한다.

또한, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 두께는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 식칼이나 면도기, 의료용 칼날 등에 적용하는 관점에서, 0.1 ∼ 5.0 ㎜ 로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 두께는, 보다 바람직하게는 0.5 ㎜ 이상, 더욱 바람직하게는 1.0 ㎜ 이상이다. 또, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 두께는, 보다 바람직하게는 4.0 ㎜ 이하, 더욱 바람직하게는 2.5 ㎜ 이하이다.

다음으로, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 스테인리스 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

즉, 전로 또는 전기로 등의 용해로에서 용강을 용제한다. 이어서, 그 용강에, 취과 정련 또는 진공 정련에 의한 2 차 정련을 실시하여, 상기의 성분 조성으로 조정한다. 이어서, 그 용강을, 연속 주조법 또는 조괴 - 분괴 압연법 등에 의해, 강 소재 (강 슬래브) 로 한다.

·제 1 공정 (강 슬래브 가열 공정)

그리고, 제 1 공정으로서, 상기의 강 슬래브를 1200 ∼ 1350 ℃ 에서 30 분 이상 유지한다.

강 슬래브를 1200 ∼ 1350 ℃ 에서 30 분 이상 유지

열간 압연 전에 실시하는 강 슬래브의 가열에서는, 주조시에 강 슬래브 단면의 주상정과 등축정의 경계부 근방의 주조 방향을 따라 생성된 조대한 Cr 계 탄화물을, 최대한, 오스테나이트상에 고용시킬 필요가 있다.

여기서, 강 슬래브의 유지 온도 (이하, 슬래브 가열 온도라고도 한다) 가, 1200 ℃ 미만에서는, 오스테나이트상으로의 Cr 계 탄화물의 고용이 충분히 촉진되지 않는다. 그 때문에, 조대한 Cr 계 탄화물의 생성이 충분히 억제되지 않아, 양호한 표면 품질이 얻어지지 않는다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1350 ℃ 를 초과하면, 강 슬래브의 금속 조직이 오스테나이트상과 델타 페라이트상의 2 상 조직, 또는 델타 페라이트의 단상 조직이 되어, 오스테나이트상으로의 Cr 계 탄화물의 고용이 충분히 촉진되지 않는다. 그 때문에, 조대한 Cr 계 탄화물의 생성이 충분히 억제되지 않아, 양호한 표면 품질이 얻어지지 않는다.

따라서, 슬래브 가열 온도는 1200 ∼ 1350 ℃ 의 범위로 한다. 슬래브 가열 온도는, 바람직하게는 1300 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 1250 ℃ 이하이다.

또, 1200 ∼ 1350 ℃ 에서의 유지 시간이 30 분 미만인 경우, 역시 오스테나이트상으로의 Cr 계 탄화물의 고용이 불충분해진다. 그 때문에, 조대한 Cr 계 탄화물의 생성이 충분히 억제되지 않아, 양호한 표면 품질이 얻어지지 않는다.

따라서, 1200 ∼ 1350 ℃ 에서의 유지 시간은 30 분 이상으로 한다.

또한, 당해 유지 시간이 24 시간을 초과하면, 강 슬래브의 가열 중에 생성되는 산화 스케일이 두꺼워져, 표면 결함이 발생하기 쉬워진다. 또, 생산성도 저하된다. 그 때문에, 당해 유지 시간은 24 시간 이하로 하는 것이 바람직하다. 당해 유지 시간은, 보다 바람직하게는 12 시간 이하, 더욱 바람직하게는 3 시간 이하이다.

·제 2 공정 : 열간 압연 공정

이어서, 제 2 공정으로서, 그 강 슬래브에, 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 권취한다.

이 때, 열간 압연에 있어서의 압연 패스 중, 종료 온도 : 1050 ℃ 이상이고, 또한, 압하율 : 20 ％ 이상이 되는 압연 패스수를 3 패스 이상으로 하고, 또, 열연 강판의 권취 온도를 600 ℃ 이상으로 하는 것이 중요하다.

열간 압연에 있어서의 압연 패스 중, 종료 온도 : 1050 ℃ 이상이고, 또한, 압하율 : 20 ％ 이상이 되는 압연 패스수 : 3 패스 이상

열간 압연에서는, Cr 계 탄화물의 오스테나이트상으로의 고용을 더욱 촉진하여, 강 슬래브 가열 후에 잔류하는 조대한 Cr 계 탄화물을 해소한다. 또, 오스테나이트상의 동적 재결정 및/또는 정적 재결정의 촉진에 의해, 오스테나이트상의 결정립이 미세화된다. 이로써, 그 후의 열연 강판의 권취시에, 오스테나이트상의 입계로부터 석출되는 Cr 계 탄화물의 석출 사이트가 증가하고, 재석출되는 Cr 계 탄화물도 미세화된다.

특히, 1050 ℃ 이상의 온도에서 압연을 실시함으로써, 오스테나이트상의 동적 재결정 및/또는 정적 재결정이 유효하게 촉진된다. 또, 압연 패스마다의 압하율을 20 ％ 이상으로 함으로써, 압연 변형이 강 슬래브의 판두께 중앙부까지 효과적으로 부여된다. 이로써, 강 슬래브의 주상정과 등축정의 경계부 근방에 있어서 주조 방향을 따라 생성된 조대한 Cr 계 탄화물이 보다 유효하게 해소된다.

그 때문에, 열간 압연에 있어서의 압연 패스 중, 종료 온도 : 1050 ℃ 이상이고, 또한, 압하율 : 20 ％ 이상이 되는 압연 패스수 (이하, 소정 조건을 만족하는 압연 패스라고도 한다) 를 3 패스 이상으로 할 필요가 있다.

또한, 소정 조건을 만족하는 압연 패스수의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도하게 증가하면 압연 온도의 유지에 다대한 입열 (入熱) 이 필요하여 제조 비용의 증가를 초래하고, 따라서, 소정 조건을 만족하는 압연 패스수는, 10 패스 이하로 하는 것이 바람직하다.

또, 열간 압연에 있어서의 압연 패스마다의 압하율의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 압연 패스마다의 압하율이 과도하게 커지면, 압연 하중이 증가하여 압연이 곤란해진다. 그 때문에, 압연 패스마다의 압하율은 60 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기서, 압연 패스마다의 압하율이란, ([당해 압연 패스 개시시의 피압연재의 판두께 (㎜)] - [당해 압연 패스 종료시의 피압연재의 판두께 (㎜)])/[당해 압연 패스 개시시의 피압연재의 판두께 (㎜)] × 100 으로서 구한 것이다.

또한, 열간 압연의 압연 패스수 (총수) 는, 8 ∼ 20 패스로 하는 것이 바람직하다. 또, 열간 압연은, 조압연과 마무리 압연에 의해 구성되는 것이 일반적이다. 이 경우, 조압연의 압연 패스수는 3 ∼ 10 패스, 마무리 압연의 압연 패스수는 5 ∼ 10 패스로 하는 것이 바람직하다. 또, 압연 종료 온도는 900 ∼ 1100 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, 열간 압연에 있어서의 총압하율은, 85.0 ∼ 99.8 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도 : 600 ℃ 이상

열간 압연의 마무리 압연 후에, 열연 강판을 권취한다. 이 때, 오스테나이트상을 페라이트상으로 변태시켜, 열연 강판의 금속 조직을 페라이트상 주체의 조직으로 한다. 권취 온도가 600 ℃ 미만인 경우, 오스테나이트상이 마텐자이트상으로 변태되어, 강판의 경질화를 초래한다. 또, 강판의 평탄도가 악화되어, 이후의 공정의 실시가 곤란해지는 경우가 있다. 또한, 강판에 ??칭 균열이 발생하는 경우가 있다.

그 때문에, 권취 온도는 600 ℃ 이상으로 한다. 권취 온도는, 바람직하게는 650 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 700 ℃ 이상, 더욱 바람직하게는 750 ℃ 이상이다. 권취 온도의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 850 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 850 ℃ 초과가 되면, 권취 온도가 오스테나이트상과 페라이트상의 2 상 온도역이 된다. 그 때문에, 오스테나이트상의 안정성이 높아져, 오스테나이트상으로부터 페라이트상으로의 변태의 지체가 발생한다. 이로써, (권취한 강판의) 대기 방랭 후이고 또한 열연판 어닐링 전에, 오스테나이트상이 경질인 마텐자이트상으로 변태되는 경우가 있다. 그 결과, 열연 강판의 현저한 경질화나 형상 불량이 발생하는 경우가 있기 때문에, 바람직하지 않다.

·제 3 공정 : 열연판 어닐링 공정

이어서, 제 3 공정으로서, 상기와 같이 하여 얻은 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시하여, 열연 어닐링 강판으로 한다.

이 열연판 어닐링에서는, 유지 온도를 750 ∼ 900 ℃, 유지 시간을 10 분 이상으로 한다.

열연판 어닐링의 유지 온도 : 750 ∼ 900 ℃

열연판 어닐링은, 칼날 등의 소정 형상으로의 가공시의 균열 (이하, 가공 균열이라고도 한다) 을 억제하는 것을 목적으로 하여 실시된다. 그리고, 이 열연판 어닐링에서는, 재결정에 의해, 열간 압연에 의해 형성된 압연 가공 조직 (변형을 받은 결정립으로 이루어지는 금속 조직) 을, 변형을 거의 포함하지 않는 페라이트상의 결정립으로 치환한다.

단, 열연판 어닐링의 유지 온도 (이하, 열연판 어닐링 온도라고도 한다) 가 750 ℃ 미만이 되면, 열간 압연시에 형성된 압연 가공 조직이 잔존하게 된다. 이로써, 열연 어닐링 강판의 연성이 저하되어, 가공 균열이 발생하기 쉬워진다. 또, 열연판 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 결정립이 조대화되어, 인성이 저하된다. 이로써, 가공 균열이 발생하기 쉬워진다.

그 때문에, 열연판 어닐링 온도는 750 ∼ 900 ℃ 의 범위로 한다. 열연판 어닐링 온도는, 바람직하게는 800 ℃ 이상이다. 또, 열연판 어닐링 온도는, 바람직하게는 875 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 850 ℃ 이하이다.

또한, 열연판 어닐링 온도는, 유지 중, 일정해도 되고, 또, 상기의 온도 범위 내에 있으면, 유지 중, 항상 일정하지 않아도 된다. 이하에서 설명하는 냉연판 어닐링 온도나 ??칭 온도, 템퍼링 온도에 대해서도 동일하다.

열연판 어닐링의 유지 시간 : 10 분 이상

열연판 어닐링의 유지 시간이 10 분 미만인 경우, 강판 내의 재질을 충분히 균일화할 수 없다. 그 때문에, 열연판 어닐링의 유지 시간은 10 분 이상으로 한다. 열연판 어닐링의 유지 시간은, 바람직하게는 3 시간 이상, 보다 바람직하게는 6 시간 이상이다. 또한, 열연판 어닐링의 유지 시간이 96 시간 초과인 경우, 산화 스케일이 두꺼워지고, 그 후의 탈스케일 처리가 곤란해지는 경우가 있다. 그 때문에, 열연판 어닐링의 유지 시간은 96 시간 이하가 바람직하다. 또, 열연판 어닐링의 유지 시간은, 바람직하게는 24 시간 이하, 보다 바람직하게는 12 시간 이하이다.

또, 열연판 어닐링 후, 임의로, 제 4 공정으로서 냉간 압연, 또한, 제 5 공정으로서 냉연판 어닐링을 실시해도 된다.

제 4 공정 : 냉간 압연 공정

제 4 공정에서는, 열연판 어닐링 후에 얻어지는 열연 어닐링 강판에, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다.

냉간 압연의 수법에 특별히 한정은 없고, 예를 들어, 탠덤 밀이나 클러스터 밀을 사용할 수 있다. 또, 냉간 압연에 있어서의 압하율에 대해서도 특별히 한정은 없지만, 냉연판 어닐링 후의 성형성이나 강판의 형상 교정의 관점에서, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 50 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 과도한 압연 하중을 피하는 관점에서, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 95 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

제 5 공정 : 냉연판 어닐링 공정

제 5 공정 (냉연판 어닐링 공정) 에서는, 냉간 압연 후에 얻어지는 냉연 강판에, 유지 온도 : 700 ∼ 850 ℃, 유지 시간 : 5 초 이상의 냉연판 어닐링을 실시하여 냉연 어닐링 강판으로 한다.

냉연판 어닐링은, 냉간 압연에 의해 형성된 압연 가공 조직을 재결정에 의해 제거하는 것을 주목적으로 하여 실시한다.

여기서, 냉연판 어닐링의 유지 온도 (이하, 냉연판 어닐링 온도라고도 한다) 가 700 ℃ 미만인 경우, 냉간 압연에 의해 형성된 압연 가공 조직이 잔존하여, 냉연판 어닐링 후에 얻어지는 냉연 어닐링 강판의 가공성이 저하된다. 한편, 냉연판 어닐링의 유지에 있어서의 유지 온도가 850 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트상이 생성되고, 유지 후의 냉각시에, 오스테나이트상이 마텐자이트상으로 변태된다. 그 때문에, 냉연판 어닐링 후에 얻어지는 냉연 어닐링 강판의 경질화 및 연성의 저하를 초래하고, 결과적으로, 가공 균열을 초래한다.

그 때문에, 냉연판 어닐링을 실시하는 경우, 냉연판 어닐링 온도는 700 ∼ 850 ℃ 의 범위로 한다. 냉연판 어닐링 온도는, 바람직하게는 720 ℃ 이상이다. 또, 냉연판 어닐링 온도는, 바람직하게는 830 ℃ 이하이다.

또, 냉연판 어닐링의 유지 시간이 5 초 미만인 경우, 냉간 압연에 의해 형성된 압연 가공 조직이 잔존하여, 냉연판 어닐링 후에 얻어지는 냉연 어닐링 강판의 가공성이 저하된다. 그 때문에, 냉연판 어닐링을 실시하는 경우, 냉연판 어닐링의 유지 시간은 5 초 이상으로 한다. 냉연판 어닐링의 유지 시간은, 바람직하게는 15 초 이상이다.

한편, 냉연판 어닐링의 유지 시간이 24 시간을 초과하면, 결정립이 조대화되어, 가공 균열을 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 냉연판 어닐링의 유지 시간은, 바람직하게는 24 시간 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉연판 어닐링의 유지 시간은, 보다 바람직하게는 15 분 이하이다.

제 6 공정 : ??칭 처리 공정

상기와 같이 하여 얻은 열연 어닐링 강판, 냉연 강판 또는 냉연 어닐링 강판을, 예를 들어, 소정의 형상으로 가공한 후, 추가로, 제 6 공정으로서, 유지 온도 : 950 ∼ 1200 ℃, 유지 시간 : 5 초 ∼ 30 분, 유지 후의 평균 냉각 속도 : 1 ℃/초 이상의 ??칭 처리를 실시하여, ??칭 처리 강판으로 해도 된다.

??칭 처리의 유지 온도 (이하, ??칭 온도라고도 한다) 가 950 ℃ 미만에서는, ??칭 처리에 있어서의 가열 및 유지시에 오스테나이트상이 충분히 생성되지 않아, 충분한 ??칭이 되지 않는다. ??칭 온도가 1200 ℃ 초과에서는, ??칭 처리에 있어서의 가열 및 유지시에 금속 조직 중에 델타 페라이트상이 생성되어 ??칭이 충분히 되지 않는 경우가 있다. 또, 결정립이 현저하게 조대화되어, 냉각시의 ??칭 균열이나 가공 균열이 발생하는 경우가 있다.

그 때문에, ??칭 온도는 950 ∼ 1200 ℃ 의 범위로 한다. ??칭 온도는, 바람직하게는 1000 ℃ 이상이다. 또, ??칭 온도는, 바람직하게는 1150 ℃ 이하이다.

또, ??칭 처리의 유지 시간이 5 초 미만에서는, 가열 및 유지시에 오스테나이트상이 충분히 생성되지 않아, 충분한 ??칭이 되지 않는다. 한편, ??칭 처리에 있어서의 유지 시간이 30 분을 초과하면, 결정립의 조대화가 발생하여, 가공 균열이 발생하는 경우가 있다.

그 때문에, ??칭 처리의 유지 시간은 5 초 ∼ 30 분의 범위로 한다. ??칭 처리에 있어서의 유지 시간은, 바람직하게는 15 초 이상이다. 또, ??칭 처리에 있어서의 유지 시간은, 바람직하게는 300 초 이하, 보다 바람직하게는 120 초 이하이다.

또한, ??칭 처리에 있어서의 유지 후에 냉각시킨다. 이 냉각시의 평균 냉각 속도, 구체적으로는, ??칭 온도로부터 400 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 1 ℃/초 미만인 경우, 가열시에 생성된 오스테나이트상이 마텐자이트상이 아니라, 페라이트상으로 변태되기 때문에, 충분한 ??칭이 되지 않는다.

그 때문에, ??칭 처리에 있어서의 유지 후의 평균 냉각 속도는 1 ℃/초 이상으로 한다. ??칭 처리에 있어서의 유지 후의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 5 ℃/초 이상, 보다 바람직하게는 10 ℃/초 이상이다. ??칭 처리에 있어서의 유지 후의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도한 급랭을 실시하면, 강판 형상의 악화나 ??칭 균열이 발생하는 경우가 있다. 그 때문에, ??칭 처리에 있어서의 유지 후의 평균 냉각 속도는, 1000 ℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 냉각의 수법에 특별히 한정은 없고, 공랭, 가스 분사 냉각, 미스트수 냉각, 롤 냉각, 물 침지, 금형 냉각 등의 여러 가지 방법을 사용할 수 있다.

제 7 공정 : 템퍼링 처리 공정

이어서, 경도 및 내구성을 조정하기 위해, 상기의 ??칭 처리 강판에, 제 7 공정으로서, 추가로, 유지 온도 : 100 ∼ 800 ℃, 유지 시간 : 5 분 이상의 템퍼링 처리를 실시하여, 템퍼링 처리 강판으로 해도 된다.

템퍼링 처리의 유지 온도 (이하, 템퍼링 온도라고도 한다) 가 100 ℃ 미만인 경우, 마텐자이트상 중의 전위의 회복이 현저하게 느려진다. 그 때문에, 템퍼링 처리로 목적으로 하는 연질화 효과를 충분히 얻는 것이 곤란해진다. 한편, 템퍼링 온도가 800 ℃ 를 초과하면, 마텐자이트상이 다시 오스테나이트상으로 변태되고, 유지 후의 냉각시에, 다시 마텐자이트상으로 변태되어 경질화된다. 그 때문에, 템퍼링 처리에서 목적으로 하는 연질화 효과를 충분히 얻는 것이 곤란해진다.

따라서, 템퍼링 온도는, 100 ∼ 800 ℃ 의 범위로 한다. 템퍼링 온도는, 바람직하게는 200 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 400 ℃ 이상이다. 또, 템퍼링 온도는, 바람직하게는 750 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 700 ℃ 이하이다.

또, 템퍼링 처리의 유지 시간 (이하, 템퍼링 시간이라고도 한다) 이 5 분 미만이 되면, 마텐자이트상 중의 전위의 회복이 불충분해진다. 그 때문에, 템퍼링 처리에서 목적으로 하는 연질화 효과를 충분히 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 템퍼링 시간은 5 분 이상으로 한다. 템퍼링 시간은, 바람직하게는 10 분 이상, 보다 바람직하게는 15 분 이상이다.

또한, 경도는 템퍼링 시간이 길어질수록, 저하되는 경향이 있지만, 템퍼링 시간이 60 분을 초과하면, 경도는 거의 일정해진다. 그 때문에, 템퍼링 시간은 60 분 이하로 하는 것이 바람직하다. 템퍼링 시간은, 보다 바람직하게는 50 분 이하, 더욱 바람직하게는 40 분 이하이다.

또한, 상기 이외의 조건에 대해서는, 통상적인 방법에 따르면 된다.

또, 임의로 산세 처리나 숏 블라스트나 표면 연삭 등을, 예를 들어, 열간 압연 공정, 열연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 냉연판 어닐링 공정, ??칭 공정 및 템퍼링 공정 후 등에 실시해도 된다. 또한, 용도에 따라서는, 열간 압연 공정, 열연판 어닐링 공정, 냉연판 어닐링 공정, ??칭 처리 공정, 및 템퍼링 처리 공정 후 등에, 조질 압연을 실시해도 된다.

그리고, 상기와 같이 하여 얻은 강판을 사용하여, 식칼이나 가위, 의료용 메스 등의 칼날, 식탁용의 나이프나 포크, 스푼 등의 커틀러리, 그리고, 핀셋 등의 정밀 공구를 얻을 수 있다.

실시예

표 1 에 나타낸 성분 조성을 갖는 강 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 을, 용량 : 150 ton 의 전로에 의한 정련과 강교반·진공 산소 탈탄 처리 (SS-VOD) 에 의한 정련으로 용제하고, 연속 주조에 의해, 폭 : 1000 ㎜, 두께 : 200 ㎜ 의 강 슬래브로 하였다.

그 강 슬래브를, 표 2 에 기재된 조건으로 유지 후, 표 2 및 3 에 기재된 조건으로 열간 압연 및 열연판 어닐링을 실시하여, 열연 어닐링 강판으로 하였다. 또한, 열간 압연의 (합계의) 패스수는, 모두 14 패스로 하였다. 또, 열간 압연에 있어서의 1 ∼ 5 패스째의 종료 온도는, 6 패스째의 종료 온도보다 높은 온도이기 때문에, 표 2 에서는 기재를 생략하였다. 또한, 열간 압연에 있어서의 9 패스째 이후의 종료 온도도, 표 2 에서는 기재를 생략하였다.

이어서, 일부의 열연 어닐링 강판에 대해, 추가로, 표 3 에 기재된 조건으로, 냉간 압연 및/또는 냉연판 어닐링을 실시하여, 냉연 강판 및/또는 냉연 어닐링 강판을 얻었다.

이렇게 하여 얻어진 열연 어닐링 강판, 냉연 강판 및 냉연 어닐링 강판에 대해, 상기 서술한 방법에 의해 금속 조직의 관찰을 실시하고, 금속 조직을 동정하였다. 결과를 표 4 에 나타낸다. 단, No.35 에서는, 열연 강판의 권취시에, 균열이 생겼기 때문에, 금속 조직의 동정, 및 이 이후의 평가는 실시하지 않았다.

또, 상기와 같이 하여 얻은 열연 어닐링 강판, 냉연 강판 및 냉연 어닐링 강판을, 압연 방향 : 300 ㎜ × 폭 방향 : 50 ㎜ 로 타발 가공하였다. 그리고, 가공 후의 강판에, ??칭 온도 : 1050 ℃, 유지 시간 : 15 분간, 유지 후의 ??칭 온도로부터 400 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 5 ℃/s 의 조건으로, 공랭에 의해, ??칭 처리를 실시하였다.

또한, No.1A 및 3A-1, 3A-2 는, ??칭 처리 후의 No.1 및 3 의 강판에, 추가로, 표 3 에 기재된 조건으로 템퍼링 처리를 실시한 것 (템퍼링 처리 강판) 이다.

이렇게 하여 얻어진 ??칭 처리 강판 및 템퍼링 처리 강판에 대해, 상기 서술한 방법에 의해 금속 조직의 관찰을 실시하고, 금속 조직을 동정하였다. 결과를 표 4 에 병기한다.

또, 이하의 요령으로, 경도 및 표면 품질의 평가를 실시하였다.

또한, 경도의 평가는, ??칭 처리 강판을 사용하여 실시하였다. 단, 템퍼링 처리를 실시한 No.1A 및 3A-1, 3A-2 에서는, 템퍼링 처리 후의 강판에 대해서도, 경도의 평가를 실시하였다.

또, 표면 품질의 평가는, 최종적으로 얻어진 강판, 요컨대, No.1 ∼ 37 에서는 ??칭 처리 강판을, No.1A 및 3A-1, 3A-2 에서는 템퍼링 처리 강판을 사용하여 실시하였다.

<경도의 평가>

상기와 같이 하여 얻은 강판의 압연면에 있어서, JIS Z 2245 (2016년) 에 준거한 로크웰 경도 시험을 임의의 5 점에서 실시하고, 당해 5 점에서의 로크웰 경도의 평균값을 구하였다. 또한, 강판의 압연면은, 시험 전에, #400 의 내수 에머리 연마지로 표면 연마하였다. 그리고, 이하의 기준에 의해, 경도의 평가를 실시하였다. 평가 결과를 표 4 에 병기한다.

·템퍼링 처리를 실시하지 않는 경우

○ (합격) : 로크웰 경도의 평균값이 HRC55 이상

× (불합격) : 로크웰 경도의 평균값이 HRC55 미만

·템퍼링 처리를 실시하는 경우

○ (합격) : 템퍼링 처리 전의 로크웰 경도의 평균값이 HRC55 이상이고, 또한, 템퍼링 처리 후의 로크웰 경도의 평균값이 HRC40 이상

× (불합격) : 템퍼링 처리 전의 로크웰 경도의 평균값이 HRC55 미만, 또는, 템퍼링 처리 후의 로크웰 경도의 평균값이 HRC40 미만

<표면 품질의 평가>

상기와 같이 하여 얻은 강판으로부터, 압연 방향 : 100 ㎜ × 폭 방향 : 50 ㎜ 의 시험편을 10 장 채취하였다. 이어서, 도 3 에 나타내는 바와 같이, 각 시험편에 대해, 압연 방향 및 폭 방향에 평행한 단면의 하나를, 폭 방향에 대해 3.5°의 각도로 절삭 가공을 실시하였다. 이어서, 절삭면을, #400 → #600 → #800 → #1200 → #2000 의 내수 에머리 페이퍼의 순서로, 습식 크로스 연마 (다음 번수 (番手) 의 연마를 앞 번수의 연마 방향과 직각 방향으로 실시하는 연마) 함으로써, 날 세움 연마면을 형성하였다.

그리고, 당해 날 세움 연마면을 육안으로 관찰하고, 이하의 기준으로, 표면 품질의 평가를 실시하였다. 평가 결과를 표 4 에 병기한다.

○ (합격) : 10 장 모든 시험편에서, 날 세움 연마면에 길이 : 2.0 ㎜ 이상의 줄무늬 모양이 관찰되지 않는다.

× (불합격) : 10 장의 시험편의 적어도 1 개에서, 날 세움 연마면에 길이 : 2.0 ㎜ 이상의 줄무늬 모양이 관찰된다.

표 4 에 나타내는 바와 같이, 발명예에서는 모두, 높은 경도를 갖고, 또한, 양호한 표면 품질이 얻어져 있었다.

한편, 비교예인 No.30, 33 및 34 에서는, 열간 압연에 있어서의 소정 조건을 만족하는 압연 패스수가 3 패스 미만이었기 때문에, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 합계의 체적률이 10 ％ 초과가 되었다. 그 때문에, 양호한 표면 품질이 얻어지지 않았다.

No.31 에서는, 슬래브 가열 온도가 적정 범위를 초과했기 때문에, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 합계의 체적률이 10 ％ 초과가 되었다. 그 때문에, 양호한 표면 품질이 얻어지지 않았다.

No.32 에서는, 슬래브 가열 온도가 적정 범위에 미치지 않았기 때문에, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 합계의 체적률이 10 ％ 초과가 되었다. 그 때문에, 양호한 표면 품질이 얻어지지 않았다.

No.35 에서는, 열간 압연의 권취 온도가 적정 범위에 미치지 않았기 때문에, 열연 강판에 균열이 발생하였다.

No.36 및 37 에서는, C 함유량이 적정 범위에 미치기 않았기 때문에, ??칭 처리 후의 경도가 적정 범위에 미치지 않았다. 또한, No.36 에서는, C 함유량이 적정 범위에 미치지 않았기 때문에, 열간 압연에 있어서의 소정 조건을 만족하는 압연 패스수가 3 패스 미만이지만, 입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 합계의 체적률은 10 ％ 이하가 되었다.

또한, 참고를 위해, 양호한 표면 품질이 얻어져 있던 발명예의 No.1 의 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의 광학 현미경 조직 사진을 도 1 에 나타낸다. 또, 양호한 표면 품질이 얻어지지 않은 비교예의 No.30 의 압연 방향에 평행한 단면의 광학 현미경 조직 사진을 도 2 에 나타낸다.

본 발명의 스테인리스 강판은, 높은 경도와 양호한 표면 품질을 가지므로, 식칼이나 가위, 의료용 메스 등의 칼날, 식탁용의 나이프나 포크, 스푼 등의 커틀러리, 그리고, 핀셋 등의 정밀 공구의 재료에, 바람직하게 사용할 수 있다.

Claims (10)

1. 질량％ 로,
   C : 0.45 ∼ 0.60 ％,
   Si : 0.05 ∼ 1.00 ％,
   Mn : 0.05 ∼ 1.00 ％,
   P : 0.05 ％ 이하,
   S : 0.020 ％ 이하,
   Cr : 13.0 ％ 이상 16.0 ％ 미만,
   Ni : 0.10 ∼ 1.00 ％ 및
   N : 0.010 ∼ 0.200 ％
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
   입경 : 2.0 ㎛ 이상의 Cr 계 탄화물의 합계의 체적률이 10 ％ 이하인, 스테인리스 강판.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
   Mo : 0.05 ∼ 1.00 ％,
   Cu : 0.05 ∼ 1.00 ％ 및
   Co : 0.05 ∼ 0.50 ％
   중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 스테인리스 강판.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
   Al : 0.001 ∼ 0.100 ％,
   Ti : 0.01 ∼ 0.10 ％,
   Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％,
   V : 0.05 ∼ 0.50 ％,
   Zr : 0.01 ∼ 0.10 ％,
   Mg : 0.0002 ∼ 0.0050 ％,
   B : 0.0002 ∼ 0.0050 ％,
   Ca : 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 및
   REM : 0.01 ∼ 0.10 ％
   중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 스테인리스 강판.
4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 스테인리스 강판을 제조하기 위한 방법으로서,
   제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1200 ∼ 1350 ℃ 에서 30 분 이상 유지하는 제 1 공정과,
   상기 강 슬래브에, 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 권취하는 제 2 공정과,
   상기 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시하여, 열연 어닐링 강판으로 하는 제 3 공정을 구비하고,
   상기 제 2 공정의 열간 압연에 있어서의 압연 패스 중, 종료 온도 : 1050 ℃ 이상이고, 또한, 압하율 : 20 ％ 이상의 압연 패스수가 3 패스 이상이고, 또, 상기 열연 강판의 권취 온도가 600 ℃ 이상이고,
   상기 제 3 공정의 열연판 어닐링에 있어서의 유지 온도가 750 ∼ 900 ℃, 유지 시간이 10 분 이상인, 스테인리스 강판의 제조 방법.
5. 제 4 항에 있어서,
   상기 열연 어닐링 강판에, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 제 4 공정을 구비하는, 스테인리스 강판의 제조 방법.
6. 제 5 항에 있어서,
   상기 냉연 강판에, 냉연판 어닐링을 실시하여 냉연 어닐링 강판으로 하는 제 5 공정을 구비하고,
   상기 냉연판 어닐링에 있어서의 유지 온도가 700 ∼ 850 ℃, 유지 시간이 5 초 이상인, 스테인리스 강판의 제조 방법.
7. 제 4 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 열연 어닐링 강판, 상기 냉연 강판, 또는 상기 냉연 어닐링 강판에, ??칭 처리를 실시하는 제 6 공정을 구비하고,
   상기 ??칭 처리에 있어서의 유지 온도가 950 ∼ 1200 ℃, 유지 시간이 5 초 ∼ 30 분, 유지 후의 평균 냉각 속도가 1 ℃/초 이상인, 스테인리스 강판의 제조 방법.
8. 제 7 항에 있어서,
   상기 ??칭 처리를 실시한 강판에, 템퍼링 처리를 실시하는 제 7 공정을 구비하고,
   상기 템퍼링 처리에 있어서의 유지 온도가 100 ∼ 800 ℃, 유지 시간이 5 분 이상인, 스테인리스 강판의 제조 방법.
9. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 스테인리스 강판을 사용하여 이루어지는, 칼날.
10. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 스테인리스 강판을 사용하여 이루어지는, 커틀러리.

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