KR101417293B1

KR101417293B1 - 내시효성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101417293B1
Application number: KR1020120066880A
Authority: KR
Inventors: 이병호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-06-21
Filing date: 2012-06-21
Publication date: 2014-07-08
Also published as: KR20130143373A

Abstract

중량%로, C: 0.0012~0.004%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.62~1.0%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, B: 0.0005~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 결정립도 10~30㎛인 등축상 페라이트 단상이고, 그리고 V(C,N) 탄질화물 및 Fe₃C 탄화물을 포함하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판 및 그의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, 항복점 연신 현상이 억제되고 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 제공할 수 있다.

Description

내시효성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법{SOFT TEMPERED BLACK PLATE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT AGING RESISTANCE AND WELDABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 내시효성이 우수한 연질 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 거동이라고 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 결함 등이 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 850℃ 정도로 높아 각종 결함이 발생하는 문제가 있다.

일본 공개특허공보 1993-287443호 일본 공개특허공보 1999-152543호

본 발명의 일 측면은 내시효성이 우수한 연질 석도원판 및 그 제조방법을 제시하고자 한다.

그러나, 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.0012~0.004%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.62~1.0%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, B: 0.0005~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 결정립도 10~30㎛인 등축상 페라이트 단상이고, 그리고 V(C,N) 탄질화물 및 Fe₃C 탄화물을 포함하는 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판을 제공한다.

본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.0012~0.004%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.62~1.0%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, B: 0.0005~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 1을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 마무리 열간 압연 후 1℃/sec 이상, 30℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계, 냉각 후 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75% 이상 95% 이하의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 600~800℃의 온도에서 소둔하는 단계, 및 상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법을 제공한다.

관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+80℃ ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃)

(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) 또는 850℃ 중 작은 값)

관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)

본 발명의 일 측면에 따르면, 강내에 미세하게 생성되는 MnS와 이를 석출 핵으로 하여 생성되는 Fe₃C 등의 고용원소의 적극적인 제어를 통하여 항복점 연신 현상을 억제하고 가공성 및 생산성이 향상된 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 제공할 수 있다.

본 발명자들은 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 도출해내기 위하여 연구를 행한 결과, 고가의 합금원소의 첨가를 줄이면서 강재의 성분계 및 제조공정을 최적화함으로써, 탄질화물의 크기 및 페라이트 단상 조직을 가지며, 항복점 연신 현상이 발생하지 않는 내시효성이 우수한 캔용 강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일 측면인 연질 석도원판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면인 내시효성 및 용접성이 우수한 연질 석도원판은 중량%로, C: 0.0012~0.004%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.62~1.0%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, B: 0.0005~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 결정립도 10~30㎛인 등축상 페라이트 단상이고, 그리고 V(C,N) 탄질화물 및 Fe₃C 탄화물을 포함한다.

본 발명은 강내에 미세하게 생성되는 MnS 석출물을 핵으로 하는 Fe₃C탄화물을 강내에 석출함으로써 강 중 V(C,N)와 함께 이중 석출의 효과를 가질 수 있어 일반적인 IF강재에 비해 본 강재에서 다루는 C함량의 범위가 넓은 것이 특징이다.

시효 현상이란 강내에 생성된 전위로 고용원소인 탄소, 질소 등이 확산-고착하는 것이 원인이 되어 발생하는 현상이다. 따라서 강중에 고용되어 확산 가능하게 존재하는 탄소, 질소의 함량을 적극적으로 줄이거나, 탄질화물을 형성하여 강중 고용 탄소, 질소가 자유롭게 확산하지 못하도록 하는 것이 대표적인 내시효성 확보 방안으로 알려져 있다. 가장 널리 알려진 내시효성 확보 강종이 IF강재 (interstitial free)로 Ti, Nb 등의 원소를 첨가하여 고용 원소를 제거하는 역할을 한다. 하지만, Ti, Nb 등의 원소를 첨가하면 강의 재결정 온도를 급격히 상승시키는 작용을 하게 되어 연속 소둔 열처리 시 온도를 800℃ 이상으로 유지하지 않으면 재결정이 완료되지 않는 단점이 있다. 본 발명에서는 고용 원소를 탄질화물로 만드는 스캐빈저로서 일부 V(바나듐)을 활용하고, 또한 MnS와 이를 핵으로 석출되는 Fe₃C를 이용하여 고용 C을 전위로 확산하지 못하도록 고착함으로써 재결정 온도를 급격히 상승하지 않으면서도 내시효 특성을 갖는 소재를 제조할 수 있도록 한다.

이하, 각 성분 또는 조건을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 본 명세서에 기재된 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않은 경우에는 중량%임에 유의할 필요가 있다.

탄소(C): 0.0012~0.004중량%

C는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 고용 원소로 강중에 존재할 경우 시효를 일으키는 원소이다. C의 함량이 0.0012중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 목표강도를 구현하기 어렵고, 용접시 결정립이 조대화되어 용접성이 저하된다. 반면에 C의 함량이 0.004중량%를 초과하는 경우에는 강 중 고용원소의 양이 증가하여 내시효성을 저하시킨다. 일반적으로 C의 함량이 0.002중량%를 초과하는 경우 고용원소로서 C의 함량이 시효특성에 영향을 미치게 되지만, 본 발명에서는 이러한 고용탄소를 V(C,N)계 탄질화물 및 미세 MnS를 석출핵으로 생성되는 Fe₃C를 이용하여 제거함으로써 C함량의 상한을 40ppm까지 확대할 수 있었다. 따라서, 상기 C는 0.0012~0.004중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.03~0.08중량%

상기 Al은 용강의 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 강중 고용원소와 결합되어 시효특성을 개선하는 효과가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.03중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, Al의 함량이 0.08중량%를 초과하는 경우에는 강중 개재물의 양을 증가시켜 표면결함을 유발하고 가공성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Al은 0.03~0.08중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 0.62~1.0중량%

상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 강의 강도 향상 및 열간 가공성을 향상시킨다. Mn의 함량이 0.62중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 목표의 MnS 함량을 구현하기 어렵다. 반면에, Mn의 함량이 1.0중량%를 초과하는 경우에는 제조공정에서 슬라브 주조시 중심편석이 발달되어 연성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.62~1.0중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.002~0.006중량%

상기 N은 강 내부에 고용 상태로 존재하면서 재질 강화에 유효한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.002중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, N의 함량이 0.006중량%를 초과하는 경우에는 고용원소의 과다로 시효의 원인이 되어 경화가 일어나 성형성을 악화시킬 수 있다. 따라서, 상기, N는 0.002~0.006중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

바나듐(V): 0.005~0.015중량%

상기 V는 입계에 석출되는 석출물이 용접시 입계가 성장하는 것을 억제 및 강 중 시효를 발생시키는 질소 및 탄소를 제어하여 내시효성을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 바나듐은 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 바나듐의 함량이 0.015중량%를 초과하는 경우에는 바나듐의 입계 취화가 발생하여 이로 인하여 강의 재결정 온도를 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 V는 0.005~0.015중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

인(P): 0.01~0.03중량%

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 0.03중량%를 초과하는 경우에는 주조시 중심 편석 및 가공성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 P는 0.01~0.03중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

황(S): 0.001~0.02중량%

상기 S은 강중 망간과 결합하여 부식 개시점 역할을 하는 비금속 개재물을 형성하고, 적열취성의 요인이 되는 원소이다. 상기 S의 함량이 0.001중량% 미만인 경우에는 MnS 석출물의 함량이 적어 입도 성장 억제 효과가 크게 저하될 수 있다. 반면에, S의 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 MnS 형태로가 아니라 고용 S으로 존재하게 되어 미세한 MnS를 확보하는데 문제가 있으므로, 그 상한을 0.02중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 S은 0.001~0.0중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

B: 0.0005~0.02중량%

B은 강중 미세한 석출물 혹은 고용 원소의 형태로 결정립계에 편석하는 특징이 있다. 따라서, B을 강중에 첨가하면 결정립의 피닝(pinning) 효과를 일으키므로 결정립 크기를 제어하는데 효과적인 원소이다. 본 강종에 사용되는 강재의 경우, T3의 조질도를 갖는 강재로 대부분 용접관용으로 사용되므로, 극저탄소강재의 특성상 용접 후 융착부에서 결정립 조대화가 발생할 수 있는 가능성이 있다. 하지만 강중에서 결정립계에 고착된 B은 이러한 융착부의 결정립 성장을 방해하여 융착부 재질 열화를 방지할 수 있는 특징이 있다. B의 함량이 5ppm 미만으로 첨가될 경우 상기 특성이 나타나지 않아 결정립 조대화를 조장할 가능성이 있으며, B의 함량을 0.02%초과 첨가할 경우 입계 취성을 일으켜 가공성이 나빠지는 특징이 있으므로, 상기 B은 0.0005~0.02중량%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 V(C,N)탄질화물을 포함한다. 이 V(C,N)석출물은 일반적으로 스캐빈저(Scavenger) 원소로 포함되는 Ti, Nb 등에 비해 그 재고용 온도가 낮아 적은 함량에도 고용 원소인 C, N 등의 탄질화물 형성을 효과적으로 수행할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 내시효성을 만족하기 위한 탄질화물 형성을 위해 V의 함량은 0.005중량% 이상으로 한정한다. 하지만, 그 양이 0.015중량%를 초과하는 경우, 기타 Ti, Nb 등과 같이 재결정 온도를 상승시키는 효과를 일으키므로, V의 함량은 0.015중량% 이하로 한정한다.

본 강내에 포함되는 V(C,N)의 양은 일반적으로 V의 함량과 강내에 존재하는 C, N의 함량에 의해 좌우된다. 그러나, 기타 다른 원소가 존재하는 경우 VC는 일반적으로 900℃ 이하의 온도에서 석출이 시작되며 본 발명에서는 C의 함량이 많지 않으므로 일반적인 체적분율에 비해 적은 양이 석출되는 것으로 보인다. 이때의 VC의 체적 분율은 3~15ppm으로 관찰된다.

또한, 본 발명에 따른 연질 석도원판은 Fe₃C 탄화물을 포함한다.

강내에 미세하게 생성되는 MnS와 이를 석출 핵으로 하여 생성되는 Fe₃C의 제어를 통하여 항복점 연신 현상을 억제하고 가공성 및 생산성이 향상된 내시효성이 우수한 석도원판을 제공할 수 있다. 상기 Fe₃C 탄화물의 크기와 개수는 미세하게 석출되는 MnS의 석출과 연관성이 있지만, TEM으로 관찰되는 Fe₃C 탄화물의 양을 정량화 하기 쉽지 않아 MnS의 체적분율과 평균입도로 그 효과를 유추할 수 있다.

본 발명에 따른 연질 석도원판은 강 중에 MnS를 확보하고 있는데, MnS 체적분율은 2.0~4.0ppm이 바람직하고, MnS 평균입도는 5~40nm가 바람직하다.

그 이유는 MnS의 체적분율은 강내에 존재하는 Mn과 S의 함량에 따라 좌우되는 값으로 본 강재의 경우 중간 편석대로 MnS가 존재하지 않는 이상 그 체적 분율은 2.0~4.0ppm 수준이 될 것이다. 하지만, 페라이트역 열간압연의 영향으로 형성되는 MnS의 평균 입도를 작게 하여 유사한 체적 분율을 가질 경우에도 그 형성 분율을 증가시키면 Fe₃C 탄화물의 석출 핵으로서 작용할 가능성이 증가하게 되고, 실시예에서도 페라이트역 압연한 소재의 경우 평균입경 40nm 이하의 미세한 석출물이 형성된 시험편의 내시효특성이 향상된 결과를 보여준다.

또한, 상기 성분계를 만족함으로써, 내시효성이 우수한 석도원판을 제공할 수 있다. 본 발명은 극저탄소강에 해당되므로, 미세조직은 페라이트 단상조직으로 이루어진다. 보다 바람직하게는 등축상 페라이트 단상조직으로 이루어져 있다. 또한, 상기 페라이트 단상조직의 평균 결정립 크기는 10~30㎛로 제어하는 것이 바람직하다. 더불어, 본 발명의 보다 바람직한 미세조직인 등축상 페라이트 단상조직은 8~10정도를 갖는 일반 IF계 냉연강판의 등축상 페라이트에 비해 그 결정립도가 50% 이상 조대한 것을 특징으로 한다.

상기 석도원판은 T3 이상의 조질도를 갖는 것이 바람직하다.

용접관용 혹은 식관용으로 사용되는 석도원판의 경우 내부 물질이 내압을 갖고 존재하고 있으므로, 일정 이상의 강도를 필요로 한다. 여기서 조질도는 석도 원판의 강도를 나타내는 값으로 일반적으로 Rolkwell hardness superficial number를 기준으로 삼는다. 이때 입자를 30kgf의 하중으로 시험편 표면을 눌러 측정한 값을 HR30T라고 지칭하며 이것이 석도 원판 조질도의 기준이 된다. 조질도 T3는 이 HR30T 경도값이 57±3의 범위를 갖는 것을 의미한다.

이하, 본 발명의 다른 측면인 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 측면인 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법은 중량%로, C: 0.0012~0.004%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.62~1.0%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, B: 0.0005~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 1을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 마무리 열간 압연 후 1℃/sec 이상 30℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계, 냉각 후 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75% 이상 95%이하의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 650~800℃의 온도에서 소둔하는 단계, 및 상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함한다.

관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)

가열단계

상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 충분히 석출물이 재고용되지 못하고, 고용 상태로 석출물이 존재할 가능성이 있으며, 1300℃를 초과하는 경우에는 조대한 MnS 석출물 등이 형성되어 시효특성을 보일 수 있는 문제가 있다.

열간압연단계

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(CT: Cooling Temperature)+80℃ 이상의 온도에서 수행하는 것이 바람직한데, 이는 마무리 압연 후 냉각과정에서의 최소 냉각 속도를 가정하였을 경우 재결정이 100% 완료될 수 있는 권취 온도를 보상하기 위함이다.

냉각단계

상기 온도로 마무리 압연된 다음에는 냉각 과정을 거치는데, 냉각 과정에서 1℃/sec 이상 30℃/sec 이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 냉각 속도가 1℃/sec 미만일 경우 특별히 열간압연된 강판의 온도를 보전하기 위한 장치가 필요하며 상기와 같은 느린 냉각 속도로 인해 내부 결정립 조대화가 일어날 가능성이 생기기 때문이며, 냉각 속도가 30℃/sec 초과일 경우 하기 권취온도를 보상하지 못해 최종 열연재의 조직이 완전 재결정된 조직으로 바뀌지 않기 때문에 평균 냉각 속도의 상한은 30℃/sec 이하로 한정한다.

권취단계

상기와 같이 열간압연-냉각한 다음에는 권취를 행하는데, 권취온도는 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 권취온도가 FDT(℃)-250℃ 미만인 경우에는 권취구간에서 재결정이 완료되지 않아, 최종 열연 조직이 연신립이 되어 향후 냉간 압연 과정에서 연신된 결정립을 얻게 되는 문제가 있고, 권취온도가 cond1-50℃ 초과인 경우에는 최종 열연재의 결정립이 이상 결정립 성장으로 인해 불균일한 문제가 발생할 수 있으므로 권취 온도는 하기 관계식 2를 따르는 것이 바람직하다.

관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)

냉간압연단계

냉간압연은 75~95%의 압하율로 행하는 것이 바람직하다. 냉간압하율이 75% 미만인 경우에는 소둔재결정 핵생성양이 적기 때문에 소둔시 결정립이 너무 크게 성장하여 소둔 재결정립의 조대화로 강도 및 성형성이 저하한다. 또한 냉간 압하율은 95%이하로 한정한다. 냉간 압하율이 95%초과일 경우 냉간 압연판의 압연 시 그 압연 하중이 증대되어 판파단 등의 문제가 발생할 수 있으므로, 95%이하로 그 냉간 압하율을 한정한다.

소둔단계

연속소둔 온도는 제품의 재질을 결정하는 중요한 역할을 한다. 본 발명에서는 650~800℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 연속소둔 온도가 800℃초과인 경우에는 소둔 과정에서 생성될 수 있는 히트버클 및 찍힘 결함 등의 가공결함이 발생되며, 650℃미만의 온도에서 연속 소둔을 행할 경우 재결정이 완료되지 못해 최종 미세조직이 연신된 형태로 존재하여 그 연속 소둔 온도는 650℃이상, 800℃ 이하의 온도가 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 1은 본 발명을 위해 설계한 강재의 성분을 나타낸다. 각 성분의 단위는 별다른 언급이 없는 한, 중량%이다.

	C	Mn	P	S	Al	B	V	N
발명재	0.0022	0.8	0.01	0.013	0.035	0.01	0.015	0.002
비교재1	0.0032	0.32	0.01	0.012	0.035	0.01	0.01	0.002
비교재2	0.021	0.4	0.01	0.014	0.035	0.01	0.012	0.002
비교재3	0.02	0.68	0.01	0.016	0.035	0.01	0.02	0.002
비교재4	0.0033	0.28	0.01	0.014	0.035	0.01	0	0.002
비교재5	0.025	0.34	0.01	0.012	0.035	0.01	0	0.002
비교재6	0.0035	0.7	0.01	0.013	0.035	0.01	0	0.002
비교재7	0.023	0.72	0.01	0.015	0.035	0.01	0	0.002

발명재와 비교재들은 일반 극저탄계 C성분계 (40ppm 이하) 및 저탄소계 C성분계 (0.02중량%이상 0.1중량%이하)를 이용하였으며, Mn의 함량은 0.62중량%이하인 것과, 0.62중량%이상인 것으로 구분하여 설계하였다. 또한 본 발명에서 가장 중요한 원소인 V을 첨가하지 않은 것과 0.005~0.02중량% 첨가한 것으로 나뉠 수 있다. 여기서 발명재는 C함량이 ICP분석 결과 0.0022중량%, Mn함량은 0.8중량%, V의 함량은 0.015중량%이었다. 그 외의 원소인 P는 거의 모든 시험편에서 0.01중량% 수준으로 제어되었으며, Si의 함량은 없고, 용접부의 결정립 제어를 위해 B의 함량이 0.01중량% 추가되었다. 또한 N의 함량도 일반적인 Al 킬드강의 수준인 0.02중량% 수준으로 제어되었다. Al은 N을 제거하는 원소 혹은 강중에 불순물로 포함되어 있는 원소로 그 함량을 0.035중량%로 제어하였다.

상기 표 1의 성분을 갖는 강재들을 진공 용해하여 하기 표 2의 열간압연 제조조건으로 열간압연을 수행하였다.

열간압연 조건	SRT (℃)	FET (℃)	FDT (℃)	냉각속도 (℃/ sec .)	CT (℃)	권취 조건	비고
열연조건1	1150	1050	950	10	750	주수	비교조건
열연조건2	1150	1000	800	10	700	무주수	발명조건

(*SRT: 슬라브 재가열 온도, FET: 사상압연 시작온도, FDT: 사상압연 마무리 온도, CT: 권취온도, 주수: 사상압연 후 권취까지 냉각을 위해 물을 뿌림, 무주수: 사상압연부터 권취까지 공냉)

상기 열연조건 2의 경우 표 1의 모든 성분 범위에서 계산하였을 경우, FDT는 관계식 1의 범위를 만족하며 CT 또한 관계식 2의 범위를 만족하는데 반해 열연조건 1의 경우는 FDT의 범위가 관계식 1에서 제안한 범위보다 높은 온도에서 사상압연 마무리가 이뤄지고 있음을 알 수 있다.

열간압연은 FDT의 영향을 보기 위해 FDT 950℃, 800℃ 두 가지 온도조건으로 제조하였으며, 권취 구간을 모사하기 위해 각각 750℃, 700℃로 노냉하였다. 발명 강재의 Ae3 온도는 920℃ 부근으로 FDT가 800℃인 열연조건 2의 경우 변태 후 열간압연이 마무리되는 반면, FDT가 950℃인 열연조건 1의 경우는 마무리 압연 후 변태가 시작되는 특징이 있다.

이러한 열연 조건의 차이는 최종 미세조직의 크기와 연관성이 있으며, 고용될 수 있는 탄소 및 질소의 한계와도 연관성이 있다. 일반적으로 오스테나이트보다는 페라이트의 탄소, 질소 등 고용원소의 고용한이 작은데, 열간 압연 마무리 온도를 변태 온도 이하인 페라이트역에서 마무리할수록 고용 원소의 페라이트 내 석출이 용이하여 본 발명에서 추구하고자 하는 미세한 Fe₃C의 형성이나 V계 탄질화물의 형성을 용이하게 한다.

또한 본 발명의 FET의 경우 후에 FDT를 맞추기 용이하게 하기 위해 온도를 1050℃, 1000℃로 각각 설정하였으나 50℃의 차이가 효과의 차이로 연결되지는 않는다. 권취 조건은 주수, 무주수로 나뉘었으며, 이는 냉각 과정의 CT온도를 확보하기 위한 것으로 효과상의 차이로 연결되지 않는 것으로 판단된다. 본 발명에서는 FDT 이후 일정 이상의 높은 CT를 얻기 위해서 열연 냉각 과정에서 물을 사용하지 않고 바로 권취하는 방법을 사용하였다.

표 2의 열간압연 조건으로 제조된 열연 판재를 하기 표3의 냉간압연 조건으로 연속소둔 열처리 및 조질 압연을 실시하였다.

냉간압연조건	압하율	소둔온도	RCS 온도	RCS 까지 냉각속도	SPM압하율	비고
냉연조건 A	90%	750℃	450℃	20 ℃/sec.	1%	고온소둔형
냉연조건 B	90%	600℃	450℃	20 ℃/sec.	1%	저온소둔형

(*RCS: 급냉구간 온도, SPM: 조질압연)

연속 소둔 열처리는 소둔 온도의 영향을 보기 위해 750℃의 고온 소둔형(냉연조건 A)과, 소둔 온도 600℃의 저온 소둔형(냉연조건 B) 두 가지를 이용하였으며, 냉각 속도 20℃/sec 수준의 일반적인 연속소둔 조건을 모사하였다.

하기 표4는 각 강재의 열연/냉연 조건, 항복점 연신현상 발생여부, 경도 등 기계적 성질을 보여주며, 위의 조건으로 제조된 석도 원판의 일축 인장 시험 결과 및 TEM을 통해 조사한 MnS 체적 분율 및 평균 입도를 나타낸다.

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 유지하여 시뮬레이션하였으며, 이를 위해 연속소둔 열처리로를 이용하였다. 베이킹 공정은 주석 도금이 석도 원판에 밀착되게 하기 위한 공정으로 이의 모사를 위해 200℃로 가열된 열처리로에서 20분간 가열 처리를 실시하였다.

항복점 연신 현상을 측정하는 방법은 여러가지가 있으나, 본 발명에서는 가장 널리 사용되고 있고, 가장 정확한 방법인 일축 인장 시험을 통한 방법을 사용하였다. 일축 인장 시험법은 일반적인 기계적 성질을 측정하기 위한 일축 인장 시험 시 항복이 나타난 이후 응력의 고점과 저점이 반복되는 지점까지의 구간의 연신율 길이를 측정하여 나타내는 시험법이다.

상기 표 4의 결과를 통해 MnS의 평균 입도는 5~40nm의 범위에서 가장 적정하다고 판단된다. 체적 분율의 경우, 2.0~4.0ppm의 체적 분율을 갖는 것이 바람직하나, 이는 Mn과 S의 함량에 좌우되는 인자로서 평균 입도와 동시에 확보되어야 하는 범위이다. 이러한 구간에서 MnS를 석출핵으로 하여 Fe₃C의 제어를 통해 항복점 연신을 억제하게 된다.

MnS 체적 분율이 크면 클수록 Fe₃C의 석출 핵으로서의 작용이 활발하게 된다. 또한 유사한 체적 분율을 가진 경우라 하더라도, MnS 평균 입도가 작으면 표면적이 넓게 되어 가능한 석출핵 표면적이 넓어져 Fe₃C로의 석출 가능성도 높아지게 되어 내시효성에 긍정적인 영향을 미치게 되고, 항복점 연신 현상도 줄어들게 된다.

또한, 상기 표 4의 결과를 통해 MnS의 체적 분율이 Mn 및 S의 양과 관련이 있음을 알 수 있다. 즉, Mn 및 S의 함량이 높을수록 형성되는 MnS의 체적 분율은 증가함을 알 수 있다. 하지만, MnS의 평균 입도는 열간압연 조건과 연관이 있다. 열간 압연의 사상압연 마무리 온도가 낮아 오스테나이트역이 아닌 페라이트역에서 열간 압연이 진행되면 페라이트역 내의 탄소 고용도가 낮아 미세한 MnS를 형성할 수 있으며, 이러한 미세한 MnS를 석출핵으로 세멘타이트가 형성될 수 있어 내부 고용 탄소를 없애는데 중요한 역할을 할 수 있다.

또한 본 발명재에서는 C을 1차적으로 V(C,N)로 제거하여 수용 가능한 C의 범위가 넓고, MnS와 Fe₃C의 복합 석출과 함께 V(C,N)도 고용 탄소를 제거하는 작용을 하므로, 그 효과를 배가할 수 있다는 장점이 있다. 상기한 바와 같이 고용 탄소가 적어지면, 시효 현상을 일으키는 C-전위의 고착이 감소하여 항복점 연신 현상이 저하하게 된다.

하지만, V을 일정량 첨가함으로써 재결정 온도가 상승하여 600℃ 이하의 소둔 온도에서는 소둔 후 재결정이 완료되지 못한다. 즉, 본 발명에서 발명재를 이용하여 내시효성 강판을 만들기 위해서는 페라이트역 저온 FDT 및 650℃ 이상의 고온 소둔이 필수적이다.

미재결정의 경우, 내시효성은 발명재와 별 차이가 없지만 재결정이 완료되지 않은 조직이기 때문에 내부에 생성된 많은 전위로 인하여 연신율이 하락하는 현상이 발생하여 목표로 하는 부재로 가공을 하기 어려운 특성이 있다. 본 발명재에서 미재결정역 시험편의 경도가 가장 크지만, 연신율의 급격한 하락으로 인해 사용이 힘든 점이 있으며, 기타 발명재의 경우, 미세한 MnS 및 Fe₃C등으로 인해 낮은 C함량에도 불구하고 경도 치가 HR30T기준 T3 (57±3)을 만족하고 있다.

Claims

중량%로, C: 0.0012~0.004%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.62~1.0%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, B: 0.0005~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 결정립도 10~30㎛인 등축상 페라이트 단상이고, 그리고 V(C,N) 탄질화물 및 Fe₃C 탄화물을 포함하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판.
제 1항에 있어서,
상기 석도원판은 T3 이상의 조질도를 갖는 것을 특징으로 하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판.
중량%로, C: 0.0012~0.004%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.62~1.0%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.01~0.03%, S: 0.001~0.02%, B: 0.0005~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 하기 관계식 1을 만족하는 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
마무리 열간 압연 후 1℃/sec 이상 30℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계;
냉각 후 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취 후 75% 이상 95%이하의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 650~800℃의 온도에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법.

관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+80℃ ≤ 열간압연 마무리 온도(FDT)(℃) ≤ Cond1(℃)
(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) 또는 850℃ 중 작은 값)

관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ cond1-50 (℃)
제 3항에 있어서,
상기 조질압연은 1~2% 압하율로 행하는 것을 특징으로 하는 내시효성이 우수한 연질 석도원판의 제조방법.