KR101353805B1 - 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법 - Google Patents

내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101353805B1
KR101353805B1 KR1020110137465A KR20110137465A KR101353805B1 KR 101353805 B1 KR101353805 B1 KR 101353805B1 KR 1020110137465 A KR1020110137465 A KR 1020110137465A KR 20110137465 A KR20110137465 A KR 20110137465A KR 101353805 B1 KR101353805 B1 KR 101353805B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
temperature
weldability
rolled steel
rolling
Prior art date
Application number
KR1020110137465A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20130070684A (ko
Inventor
이병호
임영록
김종화
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020110137465A priority Critical patent/KR101353805B1/ko
Publication of KR20130070684A publication Critical patent/KR20130070684A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101353805B1 publication Critical patent/KR101353805B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일측면인 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판은 중량%로, C: 0.0005~0.002%, Mn: 0.6~1.0%, Al: 0.03~0.08%, N: 0.002~0.006%, B: 0.001~0.004%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직이 등축정 페라이트 단상이고, 그리고 평균입경이 35㎚ 이하인 MnS 석출물을 포함하고, 결정립도(mm)와 전위밀도(ea/m2)의 곱이 1.8X 1015 (ea·mm/m2) 이상인 것을 특징으로 한다.

본 발명의 다른 일측면인 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법은 중량%로 C: 0.0005~0.002%, Mn: 0.6~1.0%, Al: 0.03~0.08%, N: 0.002~0.006%, B: 0.001~0.004%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 1을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 상기 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75~95%의 압하율로 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 600~750℃의 온도에서 소둔하는 단계 및 상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함한다.
관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100 ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃) 또는 850℃ 중 최소 값(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5* Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2))
관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)

Description

내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법{SOFT TEMPERED BLACK PLATE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT ANTIAGING PROPERTY AND WELDABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 캔용 강판 등의 소재로 사용되는 석도원판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
식음료용 관으로 사용되는 석도원판에는 내시효성 및 용접성이 요구된다. 내시효성이란, 캔용 강판의 가공 중 새로이 생성되는 전위가 강 중의 고용원소와 고착되어 변형 중 응력 고점(peak stress)을 형성하고 전위와 고용원소의 고착이 풀리면서 급격한 응력의 하락-상승-하락이 반복되는 현상에 대한 저항성을 일컫는다. 일반적으로 시효 현상이 발생하면 일축 인장 시험 시 항복점 이후 응력-변형율 곡선의 경향이 시효현상이 일어나지 않는 재료와 확연히 다르며, 이러한 현상을 불연속 항복 거동 이라고 부른다.
일반적으로 극저탄소계 석도 원판의 경우 위와 같은 내시효 특성을 만족하기 위해 가공 시 전위와의 고착을 형성하는 강 중 고용원소들을 제거하는 방법을 사용하는데, 특히 가장 널리 사용되고 있는 방법이 IF강 (Interstitial Free Steel)으로 제조하여 사용하는 것이다. IF강이란, 극저탄소계 석도원판에 탄질화물을 쉽게 형성할 수 있는 Ti, Nb 등의 탄질화물 석출원소 (Scavenger)를 첨가하여 강 중 고용되어 움직이는 고용원소가 거의 없는 상태의 강종을 의미한다. 이러한 강종의 경우 일축 인장 시험 시 연속 항복 거동을 보이며, 시효가 발생하지 않기 때문에 앞에서 언급한 바 있는 가공 중의 플류팅 결함등이 발생하지 않게 된다.
이와 같은 기술은 특허문헌 1과 같이, 극저탄소계(3ppm<C<100ppm)의 강종에 티탄(Ti)을 첨가하여 내시효성을 확보하였으나, 소둔온도가 높아 소둔시 히트버클, 찍힘 결함 발생 등의 문제점이 있다. 또한, 특허문헌 2에서는 극저탄소계 강종에 니오븀(Nb)을 첨가하고 MnS, Nb(C,S) 등의 제어를 통해 내시효성을 확보하는 강종을 개발하였으나, 역시 소둔 온도가 높아 각종 결함이 발생하는 문제가 있다.
일본 공개특허공보 1993-287443호 일본 공개특허공보 1999-152543호
본 발명은 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면인 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판은 중량%로, C: 0.0005~0.002%, Mn: 0.6~1.0%, Al: 0.03~0.08%, N: 0.002~0.006%, B: 0.001~0.004%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직이 등축정 페라이트 단상이고, 그리고 평균입경이 35㎚ 이하인 MnS 석출물을 포함하고, 결정립도(mm)와 전위밀도(ea/m2)의 곱이 1.8X 1015 (ea·mm/m2) 이상인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 다른 일측면인 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법은 중량%로 C: 0.0005~0.002%, Mn: 0.6~1.0%, Al: 0.03~0.08%, N: 0.002~0.006%, B: 0.001~0.004%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 1을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 상기 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75~95%의 압하율로 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 600~750℃의 온도에서 소둔하는 단계 및 상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함한다.
관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100 ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃) 또는 850℃ 중 최소 값(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5* Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2))
관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 의하면, 강판의 미세조직이 등축정 페라이트이고, 35㎚ 이하의 MnS 석출물을 갖는 강판의 제조를 통해 T3수준의 경도치를 갖고, 고용원소의 적극적인 제어로 인하여, 항복점 연신 현상이 발생하지 않아 가공성 및 생산성이 향상된 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 제공할 수 있다. 또한, 용접을 행할 경우, 용접부의 결정립도와 모재부의 결정립도의 비가 2 이하를 갖는 용접성이 우수한 연질 석도원판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 석도 원판의 광학현미경 사진이다.
도 2의 (a) 및 (b)는 각각 발명재 1 및 비교재 7의 광학현미경 사진이다.
본 발명자들은 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판을 도출해내기 위하여 연구를 행한 결과, 고가의 합금원소의 첨가를 줄이면서 강재의 성분계 및 제조공정을 최적화 함으로써, 35㎚ 이하의 석출물의 크기 및 등축정 페라이트 단상 조직을 갖으며, 항복점 연신 현상이 발생하지 않는 내시효성 및 용접성이 우수한 캔용 강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일측면인 연질 석도원판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면인 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판은 중량%로, C: 0.0005~0.002%, Mn: 0.6~1.0%, Al: 0.03~0.08%, N: 0.002~0.006%, B: 0.001~0.004%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직이 등축정 페라이트 단상이고, 그리고 평균입경이 35㎚ 이하인 MnS 석출물을 포함한다.
이하, 각 성분 또는 조건을 한정한 이유에 대하여 설명한다.
탄소(C): 0.0005~0.002 중량%
C는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 고용 원소로 강중에 존재할 경우 시효를 일으키는 원소이다. C의 함량이 0.0005 중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 목표강도를 구현하기 어렵고, 강도를 상승시키기 위하여 Mo, Ni 등과 같은 고가의 합금원소를 다량 첨가하여야 하기 때문에 경제적이지 못하다. 반면에 C의 함량이 0.002 중량%를 초과하는 경우에는 강 중 고용원소의 량이 증가하여 내시효성을 저하시킨다. 따라서, 상기 C는 0.0005~0.002중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.6~1.0 중량%
상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 강의 강도 향상 및 열간 가공성을 향상시킨다. Mn의 함량이 0.6 중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 목표 조질도를 구현하기 어렵다. 반면에, Mn의 함량이 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 제조공정에서 슬라브 주조시 중심편석이 발달되어 연성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.6~1.0 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.03~0.08 중량%
상기 Al은 용강의 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 강중 고용원소와 결합되어 시효특성을 개선하는 효과가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.03 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, Al의 함량이 0.08 중량%를 초과하는 경우에는 강중 개재물의 양을 증가시켜 표면결함을 유발하고 가공성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Al은 0.03~0.08중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.002~0.006 중량%
상기 N은 강 내부에 고용 상태로 존재하면서 재질 강화에 유효한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.002 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, N의 함량이 0.006 중량%를 초과하는 경우에는 고용원소의 과다로 시효의 원인이 되어 경화가 일어나 성형성을 악화시킬 수 있다. 따라서, 상기, N는 0.002~0.006 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.001~0.004 중량%
상기 B은 입계에 석출되는 석출물이 용접시 입계가 성장하는 것을 억제 및 강 중 시효를 발생시키는 질소를 제어하여 내시효성을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 보론은 0.001 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, B의 함량이 0.004 중량%를 초과하는 경우에는 보론의 입계편석이 발생하여 이로 인한 입계 취화를 일으키는 문제가 있다. 따라서, 상기 B은 0.001~0.004 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
인(P): 0.01~0.03 중량%
상기 P은 강의 강도 및 내식성을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 인은 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, P의 함량이 0.03 중량%를 초과하는 경우에는 주조시 중심 편석 및 가공성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 P는 0.01~0.03 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
황(S): 0.001~0.02 중량%
상기 S은 강중 망간과 결함하여 부식 개시점 역할을 하는 비금속 개재물을 형성하고, 적열취성의 요인이 되는 원소이다. 상기 S의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 MnS 석출물의 함량이 적어 입도 성장 억제 효과가 크게 저하될 수 있다. 반면에, S의 함량이 0.02 중량%를 초과하는 경우에는 MnS 형태로가 아니라 고용 S으로 존재하게 되어 미세한 MnS를 확보하는데 문제가 있으므로, 그 상한을 0.02 중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 S은 0.001~0.02 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 석도원판은 MnS 석출물을 포함하며, 상기 MnS 석출물의 평균크기는 35㎚이하가 바람직하다. 망간과 황은 결합하여 MnS로 석출되는데, 이 MnS석출물은 망간과 황의 첨가량에 따라 석출상태가 달라져 시효지수, 항복강도, 면내이방성 지수에 영향을 미친다. 본 발명의 연구결과에 따르면 MnS석출물의 크기가 시효지수와 항복강도, 면내이방성 지수에 직접적으로 영향을 미치는데, MnS의 평균 크기가 35nm를 초과할 경우 조대하게 되어 그 상대적인 개수 분율이 작아지게된다. 이는 MnS를 석출핵으로 하여 생성되는 Fe3C탄화물의 분율을 작게 만들고 결론적으로 내시효성에 나쁜 영향을 끼치게 될 수 있다. 따라서, MnS 석출물의 평균크기는 35㎚이하가 바람직하다.
또한, 상기 성분계를 만족함으로써, 내시효성 및 용접성이 우수한 석도원판을 제공할 수 있다. 본 발명은 C의 함량이 3ppm<C<100ppm인 극저탄소강에 해당되므로, 미세조직은 페라이트 단상조직으로 이루어진다. 보다 바람직하게는 등축상 페라이트 단상조직으로 이루어져 있다. 그러나, 본 발명의 보다 바람직한 미세조직인 등축상 페라이트 조직은 8~10정도를 갖는 일반 IF계 냉연강판의 등축상 페라이트에 비해 그 결정립도가 20% 이상 조대한 것을 특징으로 한다.
상기 석도원판은 T3 이상의 조질도를 갖는 것이 바람직하다. 조질도가 T3미만인 경우에는 용접 시 용접부 및 용접 열영향부의 조직이 치밀하지 않아 가공시 플퓨팅과 같은 가공결함이 발생한다.
또한, 상기 석도원판은 용접 후 용접부의 결정립도와 모재부의 결정립도의 비가 2 이하인 것이 바람직하다. 상기 용접부의 결정립도와 모재부의 결정립도의 비가 2를 초과하는 경우에는 용접부의 결정립 조대화로 인해 용접부 균열이 발생할 가능성이 크고, 향후 압력관용을 본 발명재를 사용하였을 경우, 용접부에서 파단이 일어날 가능성이 크므로 그 결정립도의 용접부와 모재부의 비를 2 이하로 한정한다.
또한, 결정립도(㎛)와 전위밀도(ea/m2)의 곱이 1.8X 1015 (ea·?m/m2) 이상인 것을 특징으로 한다. 전위 밀도가 클수록, 결정립도가 클수록 비시효현상이 나타나는 것은 강중 고용원소를 효과적으로 구속할 수 있고, 또한 강 내의 고용 원소가 확산할 수 있는 효과적인 통로가 부족하기 때문에, 전위 밀도와 결정립도의 곱을 1.8*1015 (ea·mm/m2) 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 일측면인 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일측면인 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법은 중량%로 C: 0.0005~0.002%, Mn: 0.6~1.0%, Al: 0.03~0.08%, N: 0.002~0.006%, B: 0.001~0.004%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 1을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 상기 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75~95%의 압하율로 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 600~750℃의 온도에서 소둔하는 단계 및 상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함한다.
관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100 ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃) 또는 850℃ 중 최소 값(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5* Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2))
관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)
가열단계
상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연한다. 열간압연은 마무리압연온도를 하기 관계식 1의 조건에서 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연온도가 Cond1의 온도보다 높은 경우에는 오스테나이트역 혹은 페라이트+오스테나이트 이상역에서 열간 압연이 종료되어 열간압연 중 혼립이 발생할 가능성이 높고, 본 발명에서 한정하고 있는 결정립 크기를 미세화할 가능성이 있으므로 cond1 이하의 온도에서 마무리압연을 하는 것이 바람직하다. 또한 열간압연 마무리 온도는 권취온도+100℃ 이상의 온도에서 수행하는 것이 바람직한데, 이는 마무리 압연 후 냉각과정에서의 최소 냉각 속도를 가정하였을 경우 재결정이 100% 완료될 수 있는 권취 온도를 보상하기 위함이다.
관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100 ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃) 또는 850℃ 중 최소 값(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5* Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2))
냉각단계
상기 온도로 마무리 압연된 다음에는 냉각 과정을 거치는데, 냉각 과정에서 30℃ 이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 냉각 속도가 30℃를 초과하는 경우 하기 권취온도를 보상하지 못해 최종 열연재의 조직이 완전 재결정된 조직으로 바뀌지 않기 때문에 평균 냉각 속도의 상한은 30℃/sec 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
권취단계
상기와 같이 냉간한 다음에는 권취를 행하는데, 권취는 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도(CT)가 FDT(℃)-250℃ 미만인 경우에는 권취구간에서 재결정이 완료되지 않아, 최종 열연 조직이 연신립이 되어 향후 냉간 압연 과정에서 연신된 결정립을 얻게되는 문제가 발생한다. 반면에, 권취온도가 cond1-50℃를 초과하는 경우에는 최종 열연재의 결정립이 이상 결정립 성장으로 인해 불균일한 문제가 발생할 수 있으므로 권취 온도는 하기 관계식(2)를 따르는 것이 바람직하다.
관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)
냉간압연단계
냉간압연은 75~95%의 압하율로 행하는 것이 바람직하다. 냉간압하율이 70% 미만인 경우에는 소둔재결정 핵생성양이 적기 때문에 소둔시 결정립이 너무 크게 성장하여 소둔 재결정립의 조대화로 강도 및 성형성이 저하한다. 반면에, 냉간압하율이 95%를 초과하는 경우에는 냉간 압연판의 압연시 그 압연 하중이 증대되어 판의 파단 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 냉간압연은 75~95%의 냉간압하율으로 한정하는 것이 바람직하다.
소둔단계
연속소둔 온도는 제품의 재질을 결정하는 중요한 역할을 한다. 본 발명에서는 600~750℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 연속소둔 온도가 600℃미만인 경우에는 재결정이 완료되지 못하여 최종 미세조직이 연신된 형태로 존재한다. 반면에, 750℃를 초과하는 경우에는 소둔 과정에서 히트버클 및 찍힘 결함 등의 가공결함이 발생된다. 따라서, 상기 소둔은 600~750℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하다.
조질압연단계
상기 연속소둔을 거친 강판에 조질압연을 행하는 것이 바람직하다. 상기 조질압연을 행함으로써, 생성된 전위가 일부 탄소를 고착하여 내시효성을 향상시키는 효과가 있다. 본 발명에서는 이러한 효과를 나타내기 위해서 1% 이상의 압하율인 것이 바람직하다. 그러나, 압하율이 2%를 초과하는 경우에는 연신율이 하락할 수 있는 문제가 발생한다. 따라서, 상기 조질압연은 1~2%의 압하율로 행하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 조성으로 용해하여 제조한 발명강1 및 2와 비교강1 내지 3을 아래의 표 2와 같은 공정 조건하에서 작업하여 석도원판 발명재1 내지 4와 비교재1 내지 7을 제조하였다.
하기 표 1의 비교강1은 일반적으로 널리 사용되고 있는 Ti첨가형 극저탄소계 석도 원판이며, 비교강 2는 발명강 1의 성분계에 비해 C의 함량이 40ppm 정도 수준으로 많이 존재하는 강재, 비교강 3은 발명강 1 및 2와 유사한 탄소 범위를 갖지만, 그 Mn의 함량이 낮고, Ti, B등을 첨가하지 않은 강재이다.
강종 함유 성분 (중량%)
C Mn P S Al N Ti B
발명강1 0.0012 0.8 0.018 0.007 0.041 0.0020 O 0.002
발명강2 0.0015 0.75 0.012 0.008 0.055 0.0015 O 0.003
비교강1 0.0020 0.3 0.007 0.011 0.038 0.0031 0.025 0
비교강2 0.004 0.5 0.004 0.009 0.044 0.0029 0 0
비교강3 0.0015 0.51 0.018 0.007 0.041 0.002 0 0
강종 강판 재가열온도 마무리압연
온도		 권취온도 소둔온도 SPM 연신율
발명강1 발명재1 1150℃ 780℃ 650℃ 700℃ 1.2%
발명재2 1150℃ 800℃ 650℃ 700℃ 1.8%
비교재1 1250℃ 920℃ 680℃ 700℃ 1.2%
비교재2 1250℃ 900℃ 700℃ 700℃ 1.8%
발명강2 발명재3 1150℃ 780℃ 650℃ 700℃ 1.2%
발명재4 1150℃ 800℃ 650℃ 700℃ 1.8%
비교재3 1250℃ 920℃ 680℃ 700℃ 1.2%
비교재4 1250℃ 900℃ 700℃ 700℃ 1.8%
비교강1 비교재5 1250℃ 920℃ 680℃ 800℃ 1.2%
비교강2 비교재6 1250℃ 920℃ 650℃ 700℃ 1.2%
비교강3 비교재7 1150℃ 780℃ 650℃ 700℃ 1.2%
상기와 같이 제조된 각 석도원판 소재에 대하여 시효 특성을 평가하여 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에 기재된 특성 중 항복점 연신(yield elongation) 현상은 인장시험을 통해 항복점 연신율을 측정하여 연신이 발생된 경우에는 발생으로, 연신이 발생하지 않은 경우에는 미발생으로 표시하였다.
이때 항복점 연신 현상을 측정하기 전에 석도 강판의 제조 공정인 주석 도금을 모사하기 위해서 일반 가열로에서 리플로우(Reflow), 베이킹(Baking) 열처리를 실시하였다. 이때 리플로우 공정은 주석 도금을 위해 석도 원판이 주석 도금욕에 담기는 과정을 모사한 것으로 250℃의 온도에서 5초 동안 유지함을 시뮬레이션 하였으며, 이를 위한 연속소둔 열처리 로를 이용하였다. 베이킹 공정은 주석 도금이 석도 원판에 밀착되게 하기 위한 공정으로 이의 모사를 위해 200℃로 가열된 열처리 로에서 20분간 가열 처리를 실시하였다.
이후 각 공정이 끝난 시료를 이용하여 일축 상온 인장 시험을 실시하였으며, 이때 항복점 연신일 발생된 경우와 발생되지 않은 경우를 하기 표 3에 나타내었다.
한편, 상기와 같이 열처리에 의해서 모사한 발명재 3에 대하여, 미세조직을 관찰하고 그 결과를 도 1에 나타내었다.
도 1에 나타난 바와 같이, 평균 결정립 크기는 20㎛정도이며 등축정의 미세조직을 갖고 있음을 알 수 있다.
강판 경도
(HR30T)		 항복점 연신 현상 연성(%) MnS 체적분율 (ppm) 평균 MnS 직경(nm) 전위밀도
(X1013ea/m2)		 평균결정립도(㎛) 용접 모사 후 결정립도 (㎛)
발명재1 53 미발생 40 2.7 22 10 18 30
발명재2 53 미발생 40 3.2 26 15 20 28
비교재1 54 발생 38 3.1 38 10 8 15
비교재2 55 발생 39 3.2 39 9 7.5 15
발명재3 51 미발생 38 2.9 29 16 22 38
발명재4 52 미발생 41 3.0 30 14 18 35
비교재3 53 발생 40 3.2 50 8 7.8 15
비교재4 54 발생 41 3.0 42 7.5 8 14
비교재5 57 미발생 45 1.8 48 10 9 70
비교재6 50 발생 35 2.9 80 12 9 102
비교재7 53 미발생 48 3.2 30 14 15 180
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 강 성분 등이 본 발명의 범위를 만족하는 발명재1 내지 4는 항복점 연신 현상이 발생하지 않았고 그 경도 또한 T3 조질도를 만족하는 57±3을 충분히 만족하고 있었다. 반면에 같은 혹은 유사한 성분계 임에도 열간압연 구간에서 마무리 온도가 높았던 비교재 1내지 4에서는 항복점 연신 현상이 발생하고 있었다. 티탄을 첨가하여 고용탄소를 없애는 일반적인 석도 원판의 특성을 보이는 비교재 5의 경우 항복점 연신 현상이 발생하지 않았다.
하지만, 같은 경우라도 탄소함량이 높은 비교재 6의 경우에는 항복점 연신 현상이 발생함을 확인할 수 있었다. 이러한 열간 압연 조건에 따른 항복점 연신 현상의 유무는 표 3의 분석에서 그 이유를 찾아볼 수 있었으며, 이를 석출된 MnS의 크기와 분포로 분석하였다. 탄소함량이 낮지만, 망간의 함량이 낮고, B을 첨가하지 않은 비교재 7의 경우는 항복점 연신 현상은 발생하지 않지만, 그 조질도가 53수준으로 발명재에 비해 낮음을 알 수 있었다. 이러한 1~4정도 낮은 조질도는 망간의 함량이 적어 고용강화 효과가 발명강에 비해 낮기 때문으로 분석된다.
발명재 1 내지 4와 비교재 1 내지 7의 경우, 일반적으로 Mn함량과 S함량이 유사한 경우에는 MnS의 체적 분율은 모두 유사한 범위내에 위치하고 있었으나, 평균 MnS의 직경이 페라이트역에서 열간 압연한 경우 작은 것을 확인할 수 있었으며, 발명재의 경우 비교재 1~6 에 비해 보다 미세한 MnS가 다량 분포함을 확인할 수 있었다.
또한 발명재 1 내지 4의 경우, 그 결정립도와 시효 처리 후 최종 조직의 전위 밀도가 내시효성에 중요한 역할을 하는 것을 표3에서 확인할 수 있었다. 발명재 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 전위 밀도가 클수록, 결정립도가 클수록 비시효현상이 나타나는 것은 강중 고용원소를 효과적으로 구속할 수 있고, 또한 강 내의 고용 원소가 확산할 수 있는 효과적인 통로가 부족하기 때문으로 해석된다.
또한, 용접부의 용접 후 조직 치밀도에 미치는 B의 영향을 조사하기 위해 레이저용접 시뮬레이션을 실시하였다. 일반적으로 용접의 경우 급속가열-급속냉각의 패턴을 가지므로, 이를 모사하기 위해 열처리로를 목표 온도인 1100℃까지 가열하여 유지 후 준비된 시험편을 열처리로에 장입, TC 온도계를 시험편에 부착 후 시험편 표면의 온도가 목표 온도에 도달 후 즉시 꺼내 수냉하는 방식으로 작업 후 미세조직을 관찰 하고 그 결과를 도 2에 나타내었다.
도2의 (a)는 발명재 1을 용접 시뮬레이션 한 결과로써, 용접 시뮬레이션 후 평균 결정립도가 시뮬레이션 전에 비해 크게 성장하지 않은 26㎛정도를 보이고 있음을 알 수 있었다. 이는 입계에 석출된 보론 혹은 BN가 입계 성장을 방해하는 역할을 할 수 있다.
그러나, 도 2의 (b)는 비교재 7을 위와 같은 레이저용접 시뮬레이션 한 결과로써, 비교재 7의 경우 보론의 입계 석출이 이뤄지지 않아 용접 시뮬레이션 후의 결정립도가 평균 70㎛정도로 조대한 것을 확인할 수 있었으며, 용접 후 HR30T 경도를 측정한 결과 경도가 평균 29의 낮은 값을 갖는 것을 확인할 수 있었다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.0005~0.002%, Mn: 0.6~1.0%, Al: 0.03~0.08%, N: 0.002~0.006%, B: 0.001~0.004%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직이 등축정 페라이트 단상이고, 그리고 평균입경이 35㎚ 이하인 MnS 석출물을 포함하고, 결정립도(㎛)와 전위밀도(ea/㎡)의 곱이 1.8X 1015(ea·㎛/㎡) 이상이며, 용접 후 용접부의 결정립도와 모재부의 결정립도의 비가 2 이하인 것을 특징으로 하는 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 석도원판은 T3 이상의 조질도를 갖는 것을 특징으로 하는 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판.

  3. 삭제
  4. 중량%로 C: 0.0005~0.002%, Mn: 0.6~1.0%, Al: 0.03~0.08%, N: 0.002~0.006%, B: 0.001~0.004%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 1을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75~95%의 압하율로 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 600~750℃의 온도에서 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함하는 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법.

    관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100 ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃) 또는 850℃ 중 최소 값(단, Cond1 = 864.57-95.25*C-43.5* Mn+26.39*Si+21.16*C*Mn-23.1*C*Si-128.65*C(1/2))

    관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 조질압연은 1~2% 압하율로 행하는 것을 특징으로 하는 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법.
KR1020110137465A 2011-12-19 2011-12-19 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법 KR101353805B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020110137465A KR101353805B1 (ko) 2011-12-19 2011-12-19 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020110137465A KR101353805B1 (ko) 2011-12-19 2011-12-19 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20130070684A KR20130070684A (ko) 2013-06-28
KR101353805B1 true KR101353805B1 (ko) 2014-01-22

Family

ID=48865349

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020110137465A KR101353805B1 (ko) 2011-12-19 2011-12-19 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101353805B1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230091460A (ko) * 2021-12-16 2023-06-23 주식회사 포스코 프레스 성형성이 우수한 냉연강판, 아연도금강판, 및 이들의 제조 방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1046243A (ja) * 1996-07-29 1998-02-17 Kawasaki Steel Corp 缶用鋼板の製造方法
JP2002069576A (ja) 2000-09-05 2002-03-08 Kawasaki Steel Corp 切板搬送性に優れた缶用鋼板およびその製造方法
KR100605835B1 (ko) * 1998-11-25 2006-07-31 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 캔용 강철 스트립 및 그의 제조 방법
KR100615380B1 (ko) * 1998-04-08 2006-08-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 캔용 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1046243A (ja) * 1996-07-29 1998-02-17 Kawasaki Steel Corp 缶用鋼板の製造方法
KR100615380B1 (ko) * 1998-04-08 2006-08-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 캔용 강판 및 그 제조방법
KR100605835B1 (ko) * 1998-11-25 2006-07-31 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 캔용 강철 스트립 및 그의 제조 방법
JP2002069576A (ja) 2000-09-05 2002-03-08 Kawasaki Steel Corp 切板搬送性に優れた缶用鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20130070684A (ko) 2013-06-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101674751B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
JP4291860B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP4235247B1 (ja) 製缶用高強度薄鋼板及びその製造方法
US20230227930A1 (en) Ultrahigh-strength dual-phase steel and manufacturing method therefor
US10301700B2 (en) Method for producing a steel component
JP2008540826A (ja) 面内異方性が低い高降伏比冷延鋼板及びその製造方法
JP2013227657A (ja) 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
KR101279052B1 (ko) 내리징성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조방법
KR102469278B1 (ko) 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
JP2017179596A (ja) 高炭素鋼板およびその製造方法
JP5747249B2 (ja) 強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材とその製造方法
JP2019081930A (ja) 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法
JP2019527775A (ja) 成形性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
KR20090070485A (ko) 모재 ｃｔｏｄ특성이 우수한 고강도 고인성 후강판 및 그제조방법
KR102198924B1 (ko) 고엔트로피 합금 및 그 제조방법
KR101518588B1 (ko) 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
JP4265582B2 (ja) 焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
KR20210009606A (ko) 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
KR101353805B1 (ko) 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법
KR20200076797A (ko) 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판, 부재 및 이들의 제조방법
KR101353817B1 (ko) 내시효성이 우수한 연질 석도 원판 및 그 제조방법
KR101353656B1 (ko) 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법
JP2019081931A (ja) 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法
KR101428166B1 (ko) 내시효성이 우수한 경질 석도원판 및 그 제조방법
KR102497433B1 (ko) 강도 및 내식성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170110

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180115

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200115

Year of fee payment: 7