KR100338701B1 - 비시효성이우수한연속소둔형저탄소석도원판의제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 석도원판의 제조에 있어서 강에 중량%로 [C]:0.02-0.08%, [P]:0.03%이하, [N]:0.004%이하, Sol.[Al]:0.06%이하, [Mn]:0.2-0.5%를 첨가하고, [S]은 망간과 결합하는 양의 0.2-0.3배인 0.2[Mn]/1.71-0.3[Mn]/1.71을 첨가하여 저탄소 알루미늄킬드강을 제조하는 과정과, 상기 조성을 갖는 저탄소 알루미늄킬드강을 1200℃에서 균질화처리하는 과정과, 균질화처리한 저탄소 알루미늄킬드강을 850-900℃에서 마무리압연하는 과정과, 마무리압연한 저탄소 알루미늄킬드강을 80-90%의 냉간압하율로 냉간압연하는 과정과, 냉간압연한 저탄소 알루미늄킬드강을 600-700℃범위에서 연속소둔을 행하는과정으로 이루어진 것을 특징으로 하는 비시효성이 우수한 연속소둔형 저탄소 석도원판의 제조방법에 관한 것으로, 황의 함량을 망간과 결합하는 양의 0.2-0.3배범위로 첨가하여 적당한 크기의 황화망간석출물을 다량 발생시켜 탄화물생성사이트를 다량 확보함으로써 강중 고용탄소를 제거하여 목표강도를 용이하게 확보할 수 있고 극저탄소강을 사용하거나 티타늄, 니오브 등의 특수원소를 사용할 필요가 없어 제조비용을 절감할 수 있으며 황화망간석출물이 강중 고용탄소를 제거하여줌으로써 소둔시간이 짧은 연속소둔의 방법으로 소둔을 실시할 수 있어 생산성의 효율도 높일 수 있는 효과가 있다.

Description

비시효성이 우수한 연속소둔형 저탄소 석도원판의 제조방법{METHOD FOR MANUFACTURING CONTINUOUS ANNEALING STYLE LOW CARBON STEEL FOR CONTAINER}

본 발명은 비시효성이 우수한 연속소둔형 저탄소 석도원판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압연강판을 이용하여 용기를 제조함에 있어 첨가성분의 범위를 제한함으로써 강판에 발생하는 시효현상을 억제하여 최종제품가공시 꺽임 및 뒤틀림에 의한 불량을 방지하고자 하는 연속소둔형 저탄소 석도원판의 제조방법에 관한 것이다.

철강을 소재로 한 용기는 종이, 플라스틱, 유리 등을 소재로 하는 타용기에 비해 강도가 높아 내용물을 보관하기에 좋으며 가격이 싸고 안정적이어서 그 수요와 용도가 점차 증가하고 있다.

철강중 석도원판은 비시효성 용기용 강판을 말하는 것으로서, 표면이 미려하고 주석을 도금한 후에는 내용물에 대한 내식성이 우수하므로 식품 및 물질을 보관하는 용기로 많이 사용되고 있다.

석도원판을 용기로 가공하기 위해서는 먼저 스트립강판의 표면에 주석을 전기도금하여 내식성을 부여한 후 스트립강판을 일정한 크기로 절단하여 용기의 몸통부분, 윗뚜껑부분, 아래뚜껑부분의 3부분으로 만들고, 용기의 몸통부분은 롤성형(roll forming)을 이용하여 가공하고 몸통과 뚜껑의 연결부위는 플랜지(flange) 형태로 구부려서 결합시키는 것이 통상적인 방법이다.

가공된 용기는 시효현상에 의하여 가공불량이 발생하여 프레스가공시 윗뚜껑과 아래뚜껑에 뒤틀림이 발생하거나 롤성형후 용기의 몸통부분에 꺽임(fluting)현상이 발생하는 등 용기의 표면 및 형상이 불량해진다.

냉연강판의 시효현상이란 일반적으로 시간이 경과함에 따라 소둔 및 조질압연에 의하여 제조된 소재에 고용원소인 탄소나 질소가 침입하고, 침입한 탄소나 질소의 전위가 상호작용을 일으킴으로서 재질이 변화하는 현상을 말한다.

이러한 시효현상으로 인해 강판의 항복강도 및 인장강도가 증가하여 연신율이 감소하고, 특히 항복점연신이 발생하여 스트레쳐 스트레인(stretcher strain)과 같은 불연속항복거동을 보인다.

시효현상의 원인 및 정도는 강성분 및 제조공정에 따라 달라질 수 있다. 그 예로서 림드강(Rimmed steel)이나 캡드강(Capped steel)의 경우는 탄소, 질소에 의해서 시효현상이 발생하고 알루미늄킬드(Al-killed)강의 경우는 주로 탄소에 의해서 시효현상이 발생한다.

또한 소둔방법이 상소둔인지 연속소둔인지에 따라서도 시효현상의 원인 및 정도가 달라질 수 있다.

비시효강을 제조하기 위해서는 상소둔의 방법으로 소둔하여 강중의 시효유발원소인 탄소, 질소를 장시간 소둔에 의하여 석출시키거나 탄소를 극저로 관리하면서 탄화물형성원소인 티타늄(Ti)이나 니오브(Nb) 등을 첨가한 알루미늄킬드강을 연속소둔의 방법으로 소둔하였다.

상소둔의 방법으로 소둔을 하는 경우에는 소둔시간이 길고 냉각속도가 느리기 때문에 소둔시 탄소와 질소가 소둔시 석출되어 강중에 잔류하는 고용원소가 거의 없게 된다. 대부분의 고용원소가 없어짐으로서 시효현상도 억제되어 비시효성 냉연강판을 얻을 수 있다.

그러나 상소둔법을 이용하는 경우에는 소둔시간이 장시간인 관계로 생산성의 효율이 낮아지는 문제점이 있다.

연속소둔의 방법으로 소둔을 하는 경우에는 소둔시간이 짧다는 장점이 있으나, 소둔시간이 매우 짧고 냉각속도가 빠르기 때문에 소둔시 탄소와 질소가 석출될 수 있는 시간이 불충분하다. 따라서 탄소와 질소가 잔존하게 됨으로써 알루미늄킬드강을 소재로 사용하는 경우 고용탄소에 의해 시효현상이 발생하게 된다.

이러한 문제점을 보완하기 위해 소둔후반부에 과시효대를 설치하여 고용탄소가 석출되도록 하고 있으나 그 처리시간이 짧기 때문에 효과가 크지 않다.

따라서 비시효성을 요구하는 강종의 경우에는 대부분이 합금설계시 극저탄소강을 기본으로 하고 탄소와의 친화력이 강하여 탄소와 결합하여 탄화물을 형성하는원소인 티타늄(Ti)이나 니오브(Nb) 등을 첨가하여 고용상태로 존재하는 탄소를 제거하고 있다.

그러나 극저탄소강에 탄화물형성원소인 티타늄(Ti), 니오브(Nb) 등을 첨가하여 연속소둔의 방법으로 소둔하여 제조한 강은 강도가 낮아 목표강도를 확보하지 못하는 문제점이 있고, 극저탄소강을 사용하고 특수원소를 첨가하여야 함에 따라 강의 제조비용이 상승하는 문제점이 있다.

상기의 문제점을 해결하기 위한 본 발명은 용기용 소재의 가공시 비시효성을 확보하여 뒤틀림 및 꺽임현상을 방지하기 위하여 저탄소강에 합금원소를 효과적으로 첨가함으로써 제조비용을 절감하고 목표강도를 용이하게 확보하며 연속소둔의 방법으로 소둔함으로써 생산성 효율을 높이는 석도원판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.

도 1은 본 발명의 발명강과 비교강의 탄화물조직사진,

도 2는 본 발명의 발명강과 비교강의 인장특성(항복점연신)을 도시한 그래프.

이하 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명은 석도원판의 제조에 있어서, 강에 중량%로 [C]:0.02-0.08%, [P]:0.03%이하, [N]:0.004%이하, Sol.[Al]:0.06%이하, [Mn]:0.2-0.5%를 첨가하고, [S]은 망간과 결합하는 양의 0.2-0.3배인 0.2[Mn]/1.71-0.3[Mn]/1.71을 첨가하여 저탄소 알루미늄킬드강을 제조하는 과정과, 상기 조성을 갖는 저탄소 알루미늄킬드강을 통상적인 방법으로 1200℃부근에서 균질화처리하는 과정과, 균질화처리한 저탄소 알루미늄킬드강을 통상적인 방법으로 850-900℃부근에서 마무리압연하는 과정과, 마무리압연한 저탄소 알루미늄킬드강을 통상적인 방법으로 80-90%의 냉간압하율로 냉간압연하는 과정과, 냉간압연한 저탄소 알루미늄킬드강을 통상적인 방법으로 600-700℃범위에서 연속소둔을 행하는 과정으로 이루어진 것을 특징으로 하는 비시효성이 우수한 연속소둔형 저탄소 석도원판의 제조방법에 관한 것이다.

탄소(C)는 강의 강도 및 경도를 좌우하는 주요성분으로서 적정함량이상으로 첨가하면 용접성과 노치인성이 열화되고 성형가공시 형상불량 등이 발생하는 단점이 있다.

즉, 탄소의 함량이 0.08% 보다 클 경우에는 균열(crack)이 발생할 우려가 있고 미세조직의 노치인성이 낮아지며 성형시 강도초과에 의해 가공불량이 발생하게 되고, 탄소의 함량이 0.02% 보다 작을 경우에는 강의 강도 및 경도의 확보에 문제가 있으므로 탄소의 함량은 0.02-0.08%로 하는 것이 바람직하다.

망간(Mn)은 열간 취성을 일으키는 황(S)을 고정시키는 원소이다. 망간의 함량이 0.2% 보다 작을 경우에는 황을 고정시키는데 필요한 충분한 양의 망간이 확보되지 못하여 열간취성의 위험성이 있으며, 망간의 함량이 0.5% 보다 클 경우 강의 강도상승을 유발하여 목표강도를 초과하게 되므로 망간의 함량은 0.2-0.5%의 범위내로 하는 것이 바람직하다.

황(S)은 열간압연시 망간과 결합하여 조대한 황화망간(MnS)석출물을 형성하는 원소이다. 황화망간석출물과 냉간압연시 황화망간석출물이 깨져서 생기는 미세공간(microvoid) 등은 탄화물(Fe3C)이 석출될 수 있는 사이트를 제공하여 강중의 고용탄소를 감소시킨다.

본 발명에서는 적당한 크기(0.1-0.3㎛)의 황화망간석출물이 균일하게 분포하여 보다 많은 탄화물이 석출되도록 하기 위하여 황의 범위를 정량적으로 제한한다.

황은 망간과 결합할 수 있는 양의 0.2-0.3배가 되도록 첨가하는데, 황은 망간과 원자량비로 1/1.71의 관계에 있으므로 황은 중량%로 0.2[Mn]/1.71- 0.3[Mn]/1.71 범위내로 첨가한다.

황을 0.2[Mn]/1.71미만으로 첨가하는 경우에는 직경이 0.1-0.3㎛인 황화망간석출물의 양이 급격히 감소하여 탄화물의 생성사이트를 효과적으로 제공하지 못하게 되므로 비시효효과가 불량하게 된다. 따라서 황의 함량에 대한 하한을 망간과 결합할 수 있는 양의 0.2배로 제한한 것이다.

또한 황을 0.3[Mn]/1.71이상으로 첨가하는 경우에는 열간취성에 열악한 황의 과잉첨가로 인하여 슬래브의 제조시나 열연을 위한 재가열시 균열이 발생하여 표면결함을 유발하게 된다. 따라서 황의 함량에 대한 상한을 망간과 결합할 수 있는 양의 0.3배로 제한한 것이다

인(P)은 고용경화효과가 가장 큰 치환형 합금원소이다. 인을 0.03% 보다 많이 첨가하는 경우 강의 재질경화가 발생하고 성형성이 나빠지므로, 인의 함량은 0.03%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)은 강의 탈산을 위해 첨가하는 성분으로서 용액의 형태로 첨가한다. 알루미늄을 0.06% 보다 많이 첨가하는 경우 강의 재질경화가 발생하므로 알루미늄의 함량은 0.06%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N)는 침입형 원소로서 {111}집합조직의 형성을 억제하여 가공성을 해치고 입자의 성장을 방해하여 연신율을 저하시키므로 질소의 함량은 낮게 관리할수록 가공성에 좋고 시효형상을 최소화할 수 있다. 따라서 질소의 함량은 그 상한을 0.004%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 성분들이 첨가되어 전로에서 용해된 후 연속주조된 슬라브는 열간압연전 오스테나이트(austenite)조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃정도에서 가열하여 균질화처리한 후 Ar3온도의 바로 위 온도인 850-900℃에서 마무리열간압연을 실시한다.

열간압연한 강판은 통상의 방법으로 산세를 거친 후 80-90%의 냉간압연율로 0.15-0.40mm두께까지 냉간압연한 후 연속소둔을 실시한다.

소둔온도는 재결정이 완료되고 페라이트(ferrite)의 결정립성장이 충분히 일어날 수 있는 600-700℃가 적당하다. 소둔온도가 700℃ 보다 높아지면 소둔온도가 높아 장력제어가 어려워지거나 입자가 과대성장하여 경도가 목표경도에 미달되는 현상이 발생한다.

이하 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

저탄소 알루미늄킬드강을 전로에서 용해하여 노외정련을 한 후 연속주조하여 상기 표 1과 같은 조성을 갖는 슬라브강을 제조하였다. 상기 표 1에 나타난 발명강과 비교강은 모두 노외정련한 후의 최종강성분이다.

황의 함량이 발명강1은 0.035%, 발명강2는 0.067%, 발명강3은 0.057%로서 탄화물생성을 위한 적당한 크기의 황화망간석출물을 다량 확보하기 위한 황의 함량범위인 0.2[Mn]/1.71-0.3[MN]/1.71구간내로 첨가되었다.

그러나 비교강4는 0.023%, 비교강5는 0.47%로서 황의 함량범위에 미달되는 강종이고, 비교강6은 0.056%, 비교강7은 0.091%로서 황의 함량범위를 초과하여 첨가된 강종이다.

상기 표 1과 같은 조성을 갖는 슬라브강을 1200℃정도에서 균질화처리한 후 Ar3온도의 바로 위 온도인 850-900℃에서 2.3mm의 두께로 마무리열간압연을 하였다. 마무리압연을 한 후 하기 표 2에 표기한 권취온도에서 권취하고 통상의 방법으로 산세를 행하였다.

산세된 열연강판을 냉간압연한 후 연속소둔을 하여 최종두께가 0.30mm인 냉연강판을 얻었다.

하기 표 2는 발명강과 비교강의 마무리열간압연온도와 권취온도 및 소둔온도를 나타낸 것이다.

하기 표 3은 발명강, 비교강의 생산직후와 인공시효후의 기계적 성질과 열간취성여부를 나타낸 것이다.

상기 표 2에서 인공시효는 인장시험기에서 7.5% 사전변형을 한 후 하중을 제거하고 100℃에서 60분간 소둔을 하여 하중을 가했을 때의 ΔYP를 나타낸 값이고 생산시 열간취성은 슬라브제조후 냉각시 표면의 균열발생여부를 나타낸 것이다. 이 때 균열은 열간균열을 의미한다.

상기 표 1, 2, 3에 나타난 바와 같이 비교강4와 비교강5의 경우 황이 0.023%, 0.047%로서 황의 함량범위인 0.027-0.040%, 0.055-0.082%범위에 미달되도록 첨가되었으므로 슬라브제조후 냉각시 표면에 균열이 발생하지 않았고 열간취성은 양호하였으나 인공시효후 AI치가 3.2-3.6Kg/mm²로 높았고 경도가 3.3-3.4정도 상승하여 기계적 성질이 불량하였다.

비교강6과 비교강7의 경우 황이 0.056%, 0.091%로서 황의 함량범위인 0.030-0.046%, 0.053-0.079%범위를 초과하여 첨가되었으므로 인공시효후 AI는 1.3-1.5Kg/mm²이었고 경도가 1.2-1.5정도만 상승하여 기계적 성질이 비교적 양호하였으나, 황의 과잉첨가로 인하여 슬라브제조후 냉각시 표면에 균열이 발생하여 열간취성이 불량하였다.

그러나 발명강1, 2, 3의 경우 황이 0.035%, 0.067%, 0.057%로서 황의 함량범위인 0.029-0.044%, 0.057-0.086%, 0.042-0.063% 범위내에서 첨가되었으므로 인공시효후 AI가 1.2-1.4Kg/mm²이었고 경도가 0.7-1.1정도만 상승하여 기계적 성질이 양호하였다. 또한 적정범위의 황이 첨가됨으로 인하여 슬라브제조후 냉각시 표면에 균열의 발생이 없어 열간취성이 양호하였다.

도 1은 비교강4와 발명강1의 탄화물분포조직사진을 나타낸 것이다. 비교강과 대비할 때 적정한 황이 첨가된 발명강은 0.1-0.3㎛ 크기의 황화망간석출물이 많이 발생하여 탄화물생성을 촉진시켜 탄화물이 많이 생성되었다.

도 2는 비교강4 및 발명강1의 인공시효후 인장특성을 나타낸 것으로서 비교강과 대비할 때 발명강은 시효성이 낮아져 기계적 성질이 양호하였다.

상기와 같은 구성을 가진 본 발명은 석도원판의 제조에 있어서 황의 함량을망간과 결합하는 양의 0.2-0.3배범위로 첨가하여 적당한 크기의 황화망간석출물을 다량 발생시켜 탄화물생성사이트를 다량 확보함으로써 강중 고용탄소를 제거하여 목표강도를 용이하게 확보할 수 있고 극저탄소강을 사용하거나 티타늄, 니오브 등의 특수원소를 사용할 필요가 없어 제조비용을 절감하는 효과가 있다.

또한 황화망간석출물이 강중 고용탄소를 제거하여 줌으로써 소둔시간이 짧은 연속소둔의 방법으로 소둔을 실시할 수 있어 생산성의 효율도 높일 수 있다.

Claims (1)

1. 균질화처리 과정, 마무리압연 과정, 냉간압연 과정, 그리고 연속소둔 과정을 거쳐 석도원판을 제조하는 통상의 방법에 있어서, 강에 중량%로 [C]:0.02-0.08%, [P]:0.03%이하, [N]:0.004%이하, Sol.[Al]:0.06%이하, [Mn]:0.2-0.5%를 첨가하고, [S]은 망간과 결합하는 양의 0.2-0.3배인 0.2[Mn]/1.71-0.3[Mn]/1.71을 첨가하여 저탄소 알루미늄킬드강을 제조하며, 상기 제조된 저탄소 알루미늄킬드강을 상기한 통상의 석도원판의 제조과정을 거치도록 하는 것을 특징으로 하는 비시효성이 우수한 연속소둔형 저탄소 석도원판의 제조방법.

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