KR101428166B1

KR101428166B1 - 내시효성이 우수한 경질 석도원판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101428166B1
Application number: KR1020120072909A
Authority: KR
Inventors: 이병호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-07-04
Filing date: 2012-07-04
Publication date: 2014-08-07
Also published as: KR20140005501A

Abstract

중량%로, C: 0.0003~0.002%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.03~0.09%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 결정립도 10~30㎛인 등축상 페라이트 단상이고, 그리고 V(C,N) 탄질화물을 포함하는 내시효성이 우수한 경질 석도원판 및 그의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, 강재 내부에 고용강화를 활용하여 T4 이상의 경도치를 가지며, 항복점 연신 현상이 억제되고 내시효성이 우수한 연질 석도원판을 제공할 수 있다.

Description

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

본 발명은 내시효성이 우수한 경질 석도원판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

식음료용 관으로 사용되는 석도원판에는 내시효성이 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 높아 각종 결함이 발생하는 문제가 있으며, 또한 Nb, Ti 등의 함량이 높아 원가에 불리한 측면이 있다.

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

본 발명의 일 측면은 내시효성이 우수한 경질 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: 0.0003~0.002%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.03~0.09%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 결정립도 10~30㎛인 등축상 페라이트 단상이고, 그리고 V(C,N) 탄질화물을 포함하는 내시효성이 우수한 경질 석도원판을 제공한다.

본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.0003~0.002%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.03~0.09%, S: 0.001~0.02%, 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 30℃/sec 이하(0℃/sec 제외)의 냉각 속도로 냉각하는 단계, 냉각 후 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75~95%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 650℃초과 및 800℃이하의 온도에서 소둔하는 단계, 및 상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함하는 내시효성이 우수한 경질 석도원판의 제조방법을 제공한다.

관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100℃ ≤ 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, 강재 내부에 P를 이용한 고용강화를 활용하여 T4 이상의 경도치를 가지며, 고용원소의 적극적인 제어를 통하여 항복점 연신 현상을 억제하고 용접성 및 생산성이 향상된 내시효성이 우수한 경질 석도원판을 제공할 수 있다.

본 발명자들은 내시효성이 우수한 경질 석도원판을 도출해내기 위하여 연구를 행한 결과, 고가의 합금원소의 첨가를 줄이면서 강재의 성분계 및 제조공정을 최적화함으로써, 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 경질 석도원판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면인 내시효성이 우수한 경질 석도원판은 중량%로, C: 0.0003~0.002%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.03~0.09%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 결정립도 10~30㎛인 등축상 페라이트 단상이고, 그리고 V(C,N) 탄질화물을 포함한다.

이하, 각 성분 또는 조건을 한정한 이유에 대하여 설명한다.

탄소(C): 0.0003~0.002중량%

C는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 고용 원소로 강중에 존재할 경우 시효를 일으키는 원소이다. C의 함량이 0.0003중량% 미만인 경우에는 제작하기도 힘들 뿐만 아니라 본 발명에서 의도하고자 하는 목표강도를 구현하기 어렵고, 제작하기 위해 기타 많은 공정이 포함되어야 한다. 반면에 C의 함량이 0.002중량%를 초과하는 경우에는 강 중 고용원소의 량이 증가하여 내시효성을 저하시킬 뿐만 아니라, 기타 석출물을 형성하는 특성을 갖는 원소들을 포함하거나 특수한 프로세스를 거치지 않을 경우, 강내의 고용 원소를 완벽하게 제어하지 못해 강중 변형 시효를 일으킬 가능성이 있다. 일반적으로 C의 함량이 0.0015중량%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 0.002중량%까지 확대할 수 있었다. 따라서, 상기 C는 0.0003~0.002중량%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): 0.03~0.5중량%

상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서 강의 강도 향상 및 열간 가공성을 향상시킨다. Mn의 함량이 0.03중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 목표 조질도를 구현하기 어렵다. 반면에, Mn의 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 제조공정에서 슬라브 주조시 중심편석이 발달되어 연성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.03~0.5중량%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): 0.03~0.09중량%

상기 P은 강의 강도 및 내식성을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 인은 0.03중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, P의 함량이 0.09중량%를 초과하는 경우에는 주조시 중심 편석 및 가공성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 P는 0.03~0.09중량%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 0.001~0.02중량%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. 고로 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.

표 4의 결과를 통해 알 수 있듯이 V(C,N)의 체적분율은 7이상인 것이 바람직하며, 그 이유는 고용 원소의 제거 효과를 보기 위한 V의 첨가 시 V(C,N)이 7 이상 형성된 것이 고용 원소 제거 효과가 있기 때문이며, 이보다는 근본적으로 V과 강내에 고용된 C, N의 함량이 중요하다. 본 발명에서 V(C,N)는 Fe₃C와 함께 복합적으로 형성되는 고용원소 제거 인자로, 일반적으로 C, N만을 단독으로 스캐빈징하는 V의 함량보다는 그 함량이 낮은 것이 특징이다. 이러한 V의 양을 중량%로 0.005~0.015중량%로 제어함으로써 고용 원소로 존재하는 C, N을 석출하면서 입계에 형성되거나 고용 형태로 남는 V의 양을 최소화 할 수 있다.

V(C,N)의 양이나 입도 분석은 TEM 결과치로서 실제로 통계치화할 수 있을 만큼의 충분한 양이 아니므로 실시예에서 제외하였다. 고용된 C, N을 스캐빈징하는 효과 측면에서 체적은 그나마 상관성이 있어 보이지만, V(C,N)의 입도와 양은 종합적으로 체적에 상관되는 값으로 내시효성과 크게 상관이 없을 것으로 판단된다. 일부 강도 증가 효과에는 영향을 미치겠지만, 이것은 통계화하기 힘든 지표로서 실시예에서 제외하였다.

또한 열간 압연의 온도를 저온역으로 하여 이를 통해 40nm 이하의 미세한 MnS를 강내에 석출하고 이 석출된 MnS를 핵으로 하는 Fe₃C와 동시에 Fe₃C의 석출을 이용하여 강내에 고용원소의 형태로 존재하는 C, N을 제어하여 강의 내시효성을 향상시킬 수도 있다.

또한, 상기 성분계를 만족함으로써, 내시효성이 우수한 석도원판을 제공할 수 있다. 본 발명은 C의 함량이 0.0003중량% ≤ C ≤ 0.002중량%인 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 T4 이상의 조질도를 갖는 것이 바람직하다.

압력 용기인 탄산음료 캔 등 강도를 필요로 하는 용도에 사용하기 위해 본 발명에서는 T4 이상의 조질도를 갖는 강판을 대상으로 한다.

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

본 발명의 다른 측면인 내시효성이 우수한 경질 석도원판의 제조방법은 중량%로, C: 0.0003~0.002%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.03~0.09%, S: 0.001~0.02%, 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 30℃/sec 이하(0℃/sec 제외)의 냉각 속도로 냉각하는 단계, 냉각 후 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계, 상기 권취 후 75~95%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 냉연강판을 650℃초과 및 800℃이하의 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)+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.

냉각단계

상기 온도로 마무리 압연된 다음에는 냉각 과정을 거치는데, 냉각 과정에서 30℃/sec 이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 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 이하(0℃/sec 제외)로 한정한다. 바람직하게는 생산성 등을 고려하여 냉각속도의 하한은 3.6℃/sec 이상으로 한다. 이는 냉각 과정 중 소둔 유지 구간 이후 급속 냉각 구간까지의 냉각 속도를 생산성을 고려한 판속으로 환산하였을 경우의 냉각 속도 하한값을 의미한다.

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℃ 이상인 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 680~800℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 연속소둔 온도가 750℃초과인 경우에는 소둔 과정에서 생성될 수 있는 히트버클 및 찍힘 결함 등의 가공결함이 발생되며, 650℃이하의 온도에서 연속 소둔을 행할 경우 재결정이 완료되지 못해 최종 미세조직이 연신된 형태로 존재하여 그 연속 소둔 온도는 650℃초과, 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 1과 같은 성분계를 가지는 발명강과 비교강을 준비하였다.

각 조성의 함량 단위는 특별히 언급이 없는 한 중량%임을 주의할 필요가 있다.

	C	Mn	N	P	S	Al	V
발명강	0.0015	0.3	0.002	0.06	0.012	0.035	0.01
비교강1	0.021	0.35	0.002	0.06	0.009	0.035	0.012
비교강2	0.004	0.32	0.002	0.07	0.013	0.035	0.015
비교강3	0.0012	0.32	0.002	0.008	0.009	0.035	0.01
비교강4	0.023	0.31	0.002	0.009	0.008	0.035	0.01
비교강5	0.0042	0.31	0.002	0.008	0.009	0.035	0.01
비교강6	0.0015	0.3	0.002	0.06	0.012	0.035	0
비교강7	0.021	0.35	0.002	0.06	0.009	0.035	0
비교강8	0.004	0.32	0.002	0.07	0.013	0.035	0
비교강9	0.0012	0.32	0.002	0.008	0.009	0.035	0
비교강10	0.023	0.31	0.002	0.009	0.008	0.035	0
비교강11	0.0042	0.31	0.002	0.008	0.009	0.035	0

하기 표 2 은 표 1의 성분계를 가지는 발명강 및 비교강들을 이용하여 최종 소둔된 석도원판을 제작하기 위한 열간압연 조건을 나타낸다.

열간압연 조건	SRT (℃)	FET (℃)	FDT (℃)	CT (℃)	비고
열연조건1	1150	1050	950	750	오스테나이트역 압연
열연조건2	1150	1000	800	700	페라이트역 압연

(SRT: 슬라브 재가열 온도, FET: 사상압연 시작온도, FDT: 사상압연 마무리 온도, CT: 권취온도)

상기 열연조건 1의 경우, FDT인 950℃는 성분과 CT온도를 고려하여 환산하면 관계식 1의 범위보다 높은 구간의 온도로서 관계식 1을 만족하지 않는다.

한편, 열연조건 2의 경우, FDT인 800℃는 성분과 CT온도를 고려하여 환산하면 관계식 1의 범위를 만족하는 온도 범위이며(상한 829℃~846℃) CT온도 역시 관계식 2의 구간을 만족하는 온도이다.

열간압연은 FDT를 조정하여, FDT범위가 강재의 변태 전인 오스테나이트역에서 압연된 것과 변태 후인 페라이트역에서 압연된 2 가지 조건으로 압연을 수행하였다.

하기 표 3 은 표 1의 성분계를 가지는 발명강 및 비교강들을 이용하여 최종 소둔된 석도원판을 제작하기 위한 냉간압연 조건을 나타낸다. 단, 소둔온도는 균열온도를 기준으로 한다.

냉간압연조건	압하율	소둔온도	비고
냉연조건 A	90%	750℃	고온소둔형
냉연조건 B	90%	650℃	저온소둔형

표 2의 조건으로 압연된 시험편을 90%의 압하율로 냉간압연을 하였으며, 이를 소둔 온도 750℃와 650℃ 2 가지 조건으로 연속소둔을 실시하였다. 연속소둔 조건은 상대적으로 온도가 높은 750℃ 조건을 고온 소둔형, 650℃ 조건을 저온 소둔형이라 지칭하였으며, 이러한 내용은 상기 표 3에 나타낸 바와 같다.

표 4는 표 1의 강종에 대하여 표2 및 표 3의 공정조건으로 열간/냉간 압연한 후 시효특성, 물성, MnS 사이즈 및 체적분율, V(C,N) 체적분율, 결정립도 등을 나타낸다.

상기 표 4에서 나타난 바와 같이, V을 첨가한 발명강 및 비교강 1~5의 경우는 표3의 저온소둔 조건에서 재결정이 완전히 일어나지 않는 미재결정 조직을 갖는 것을 확인하였다. V의 첨가로 인한 재결정 온도의 상승으로 인해 재결정이 충분히 일어나기 위해서는 650℃를 초과한 온도에서 소둔을 실시해야 함을 알 수 있다. 또한 본 발명에서 목표로 하고 있는 T4이상의 경도 (HR30T로 Rockwell 경도 치 61±3)의 경도를 만족하는 시험편은 경도치 58이상이어야 하지만, 미재결정으로 인해 경도가 상승한 경우 연신율이 작아 가공이 힘드므로 발명예에서 제외되었다.

상기 표 4를 보면, MnS의 체적 분율은 Mn과 S의 함유량에 연관됨을 알 수 있다. 즉 Mn의 함량과 S의 함량이 높을수록 MnS체적 분율이 높다. 또한, 평균 MnS의 직경은 페라이트역에서 열간압연이 종료된 경우가 오스테나이트역에서 열간압연이 종료된 경우에 비해 미세함을 알 수 있다. 평균 MnS의 직경은 35nm이하로 함이 타당하다. 이는 미세한 MnS가 Fe₃C의 핵으로 작용하여 강 내 고용되어 있는 C를 제거하는 역할을 함으로써 시효특성을 향상시킨다는 연구 결과와 일치한다. 또한 미세하게 생성된 V(C,N)의 체적 분율이 높을수록 내시효 특성이 좋은 것은 V(C,N)이 시효에 악영향을 미치는 대표적인 고용 원소인 C과 N을 제거하는 스캐빈저(Scavenger) 역할을 하고 있음을 알 수 있다. 본 발명의 내시효성 확보는 Fe₃C의 형성과 V(C,N)의 형성의 동시 작용임을 유추할 수 있다. 또한 V(C,N)의 미세 석출로 인해 강도 증가의 효과도 알 수 있다.

위의 실시예와 기타 발명 결과로서 극저탄소계 석도 원판으로 사용되는 제품으로 내시효성을 갖기 위한 본 발명의 제품은 고용된 C, N의 함량 제어를 함에 있어 미세하게 석출된 MnS를 이용함을 기본으로 한다. 이때 MnS가 충분히 미세하고 고르게 분포되어 Fe₃C의 탄화물 형성의 핵으로 작용하기 위해서는 그 체적 분율이 커야 하지만, 동시에 그 평균 입도가 작은 것이 중요한데, 본 실시예와 기타 발명의 결과로 바람직한 MnS의 체적 분율은 3.0ppm이상을 기준으로 하며, MnS의 입경은 60nm 이하로 한정한다. MnS의 체적 분율은 첨가된 Mn과 S의 함량에 따라 좌우되지만, 본 발명에서 제한한 최종 열간 압연의 온도 범위에서 압연되면 MnS의 평균 입경이 60nm이하로 형성되어 MnS의 개수가 증가하여 Fe₃C의 석출핵 역할을 보다 용이하게 할 수 있다. MnS의 평균 입경의 하한은 5nm로 한정하는데, 이는 관찰하기 힘들고 관찰되더라도 너무 작은 양으로 존재하여 역할을 할 수 없다고 판단하였기 때문이다.

본 실시예에 따른 발명강과 제조공정이 재질에 미치는 영향에 대해 상세히 서술코자 한다.

발명예 1의 경우, 본 발명의 범위에 만족하는 성분 범위의 강종을 열간압연 마무리 온도 800℃로 마무리 압연한 후 90% 냉간압연 후 소둔 온도를 750℃로 마무리한 것이다. 석도 원판의 주석 도금과 페인트 건조 공정을 모사하기 위하여 본 강종을 연속열처리모사 시험기를 통해 250℃에서 5초 간 유지 후 공냉하고 나서 200℃에서 20분 동안 강재를 시효 처리 후 물성을 표 4에 나타내었다. 이때 리프로우-베이킹(Reflow-Baking) 공정 후 발명예1의 경우에는 시효가 나타나지 않았으며, 그 경도치 또한 HR30T 기준으로 61을 만족하므로, T4 수준을 만족하고 있다. 이때 TEM으로 확인한 MnS의 체적 분율은 3.0ppm 수준이며, MnS의 평균 입경은 25nm 수준이었다. 본 발명예에서는 일부 미세한 V(C,N)도 형성됨을 확인하였으며, 이의 체적 분율은 8 ppm 수준이었다.

비교예1의 경우 발명강을 사용하였지만, 최종 열간압연 온도가 950℃ 수준으로 오스테나이트역에서 열간압연이 마무리된 것이다. 이 경우 MnS의 체적 분율은 유사하지만 그 평균 입경이 조대하게 생성됨을 알 수 있는데, 경도는 발명예와 유사한 수준이지만, 평균 결정립도가 작고 MnS의 평균 입경이 큰 것을 알 수 있었다. 이러한 MnS의 차이와 함께 V(C,N)의 형성 또한 높은 FDT로 인해 적게 형성된 것을 확인할 수 있었으며 이러한 차이로 인해 시효가 발생하고 있음을 알 수 있다.

비교예 2의 경우, 발명강을 FDT 800℃의 열연 마무리 온도로 압연한 후 소둔 온도를 650℃의 낮은 온도로 수행한 것이다. 이때 냉간압연 후 소둔 온도가 낮음으로 인해 최종 조직이 완전히 재결정되지 못한 미재결정 조직이 나타났으며, 이로 인해 경도가 높고 그 연성이 낮아 석도 원판으로 사용하기 힘든 조직이 나타났다.

비교예 3~4의 경우, C함량이 0.02중량% 수준으로 저탄소 강재인 비교강1을 사용하였다. 이때 C의 함량이 발명강에 비해 많아 Fe₃C나 V(C,N)로 충분한 고용 원소의 제거가 되지 못하였고 이로 인해 시효가 나타난 것을 알 수 있었다. 또한 저온에서 소둔 시 미재결정 조직을 보임을 알 수 있었다.

비교예 5~7의 경우, C함량이 0.004중량% 수준으로 발명강에 비해 2.5배 이상의 C을 보유하고 있는 강종을 사용하였다. 이 강종의 경우 C함량이 높아 Fe₃C나 V(C,N)로 제거된 후에도 일부 C과 N이 존재하여 시효를 일으키는 것으로 보인다.

비교예 8~15의 경우, 발명예 및 비교예 1~7과 유사한 성분계와 열간압연, 냉간압연 조건이지만 성분 중 고용 강화를 일으킬 수 있는 P의 함량이 발명예 및 비교예 1~7에 비해 작은 것이 특징이다. 따라서, P의 함량이 작은 비교예 8~15의 경우 본 발명에서 목표로 하는 T4이상의 경도를 확보하기 힘들지만, 내시효성이나 기타 물성은 발명예와 비교예 1~7과 유사한 것으로 나타났다.

비교예 16~33의 경우, 발명예와 비교예 1~15와 유사한 성분계를 가지지만, 스캐빈저로써 V을 첨가하지 않은 강종을 사용하였다. V를 첨가하지 않게 되면 강내에 고용 원소를 석출물의 형태로 제거할 수 있는 V(C,N)의 형성을 방해함으로써 시효를 일으키는 주요 원인이 된다. 또한 V(C,N)의 일부 미형성으로 인하여 경도치가 하락하는 효과를 보인다. 실례로 발명예1과 비교예 16을 비교해 보면 MnS의 체적분율과 입경은 유사하지만, 비교예 16은 V(C,N)가 형성되지 않음으로 인해 시효 현상이 나타나고 있으며, 그 경도도 HR30T기준으로 6수준 하락한 T3의 하한의 경도를 나타내고 있다. V을 첨가하지 않음에 따라 재결정 온도가 하락하여 비교예 2, 4, 7, 10, 12, 15에서 나타난 것과 같이 미재결정 조직이 발생하지 않았지만, 역시 강내에 존재하는 C, N의 스캐빈징이 충분치 않아 시효를 일으킴을 알 수 있었다.

Claims

중량%로, C: 0.0003~0.002%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.03~0.09%, S: 0.001~0.02%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 결정립도 10~30㎛인 등축상 페라이트 단상이고, 그리고 V(C,N) 탄질화물을 포함하는 내시효성이 우수한 경질 석도원판.
제 1항에 있어서,
상기 석도원판은 T4 이상의 조질도를 갖는 것을 특징으로 하는 내시효성이 우수한 경질 석도원판.
중량%로, C: 0.0003~0.002%, Al: 0.03~0.08%, Mn: 0.03~0.5%, N: 0.002~0.006%, V: 0.005~0.015%, P: 0.03~0.09%, S: 0.001~0.02%, 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 30℃/sec 이하(0℃/sec 제외)의 냉각 속도로 냉각하는 단계;
냉각 후 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취 후 75~95%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 650℃초과 및 800℃이하의 온도에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔 처리된 강판을 조질압연하는 단계를 포함하는 내시효성이 우수한 경질 석도원판의 제조방법.

관계식 1: 권취온도(CT: Cooling Temperature)(℃)+100℃ ≤ 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 값으로 여기서 'C, Si, Mn은 C, Si, Mn의 함유량을 중량%로 나타낸 값')

관계식 2: FDT(℃)-250℃ ≤ CT(℃) ≤ Cond1-50 (℃)
제 3항에 있어서,
상기 조질압연은 1~2% 압하율로 행하는 것을 특징으로 하는 내시효성이 우수한 경질 석도원판의 제조방법.