KR100435462B1 - 고가공용 저시효 표면처리 원판의 제조방법 - Google Patents

고가공용 저시효 표면처리 원판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 고가공용 표면처리 원판의 제조방법에 관한 것으로, 본 발명은, 극저탄소강에 강화원소를 첨가하고 열연권취온도 및 소둔온도를 제어함으로써, 강도가 높으면서도 가공성이 우수하고 저시효 특성을 갖는 표면처리 원판을 제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명은 표면처리 원판의 제조방법에 있어서,
중량%로, C:0.005%이하, Mn:0.4∼0.6%, Al:0.08~0.2%, Ti:0.015~0.03%, N:0.004% 이하, B:0.0005~0.002%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 알미늄 킬드강을 열간압연하여 630℃~720℃의 온도에서 권취하고, 냉간압연한 후 재결정온도~750℃에서 연속소둔하고 조질압연하는 것을 포함하여 이루어지는 고가공용 저시효 표면처리 원판의 제조방법을, 그 기술적 요지로 한다.

Description

고가공용 저시효 표면처리 원판의 제조방법{A METHOD FOR MANUFACTURING LOW AGING INDEX SURFACE TREATMENT BLACKPATES FOR DEEP FORMING}
본 발명은 주석도금후 와이어 심(wire seam)용접후 확관을 하거나, 2피스 건전지 외피, 드로잉캔 및 3피스 뚜껑 등에 적용되는 고가공용 표면처리 원판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 극저탄소강에 Mn, Al, Ti 및 B를 강화원소로 첨가함으로써, 종래대비 강도가 높으면서도 가공성이 우수하고 저시효 특성을 갖는 표면처리 원판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반적으로, 주석도금 또는 틴프리(tin free)강판은 로크웰 표면경도에 의해 재질 및 강도수준을 구분하는데, 연질의 경우는 T1,T2,T2.5,T3의 4가지 재질등급으로 나뉘고, 로크웰 표면경도 30T(HR30T)로서 각각 49±3, 51±3, 53±3, 55±3의 범위를 만족해야 한다. 이 중 T2~T3은 페일캔(pail can)과 같이 와이어 심(wireseam)용접후 확관을 하거나, 2피스 건전지외피 , 필름케이스, 드로잉 캔 및 에어졸 돔과 같은 3피스 뚜껑 등에 사용되므로 용접 및 가공성이 우수하고, 시효에 의한 마름모 꺽임현상이 없어야 한다.
상기 용도에 사용되던 종래 표면처리 원판으로는 상소둔 방법에 의해 제조한 T3 또는 연속소둔 방법에 의해 제조한 T2(대한민국특허 제1996-58049호) 또는 T2~T2.5(대한민국 특허 1997-8575) 등이 있었다.
이들 기술은 가공성 및 저시효성을 확보하기 위한 방법으로, 극저탄소강의 고용탄소를 제거하기 위하여 탄질화물 형성원소인 Zr,Nb,B 등을 복합첨가하거나, 0.04~0.07%수준의 Ti을 첨가하고, 고용원소가 석출제거됨에 따른 강도저하를 Mn, Cr 등을 첨가하여 보상하고자 하였으나, 잘 알려진 바와 같이 Mn이나 Cr은 Fe와 원자반경이 비슷하여 강화효과가 크지 않고, 과도한 탄질화물 형성원소 첨가에 따른 재결정온도상승의 문제가 있어서, 확보가능한 조질도의 한계가 경도값 53이내의 T2 또는 T2.5이다.
그러나, 최근에는 캔용 소재의 원가절감을 위하여 표면처리 원판의 두께를 줄이려는 경향이 크고, 에어졸 등과 같은 부품에 있어서는 두께가 얇아진 만큼 강도도 증가되어야 하는데, 생산성이 높고 제조원가가 낮은 연속소둔에 의해 제조된 조질도 T3의 표면처리원판이 적용이 아직도 이루어지지 않고 있다.
특히, 표면처리원판중 대부분 사용되고 있는 MR-T3재는 주석도금 표면처리 원판의 규격상 상기의 강화원소 사용한계를 엄격히 규제하고 있다. 예를 들면,ASTM 규격상 MR재의 성분중 Mn은 0.6%이내, Cr은 0.1%, Mo는 0.05%, P는 0.02% 이내로 제한하고 있다.
따라서, 현재 상기와 같은 용도에 사용되는 저시효, 고가공용 T2.5~T3재는 자동차용 강판과 달리 극저탄소강에 탄질화물 형성원소를 첨가한후 이들 고용원소(특히 P)를 다량첨가하여 제조하지 못하고, 대부분 탄소함량 0.05%내외의 저탄소 알미늄 킬드강을 낮은 온도로 상소둔하여 제조된 것을 주로 사용하고 있는 실정이다.
이에, 본 발명자는 상기한 종래 기술들의 제반 문제점을 해결하기 위하여, 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은, 극저탄소강에 강화원소를 첨가하고 열연권취온도 및 소둔온도를 제어함으로써, 강도가 높으면서도 가공성이 우수하고 저시효 특성을 갖는 표면처리 원판을 제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
도1은 강의 재결정온도 및 경도에 미치는 열연권취온도 및 소둔온도의 영향을 나타내는 그래프
본 발명은, 표면처리 원판의 제조방법에 있어서,
중량%로, C:0.005%이하, Mn:0.4∼0.6%, Al:0.08~0.2%, Ti:0.015~0.03%, N:0.004% 이하, B:0.0005~0.002%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 알미늄 킬드강을 열간압연하여 630℃~720℃의 온도에서 권취하고, 냉간압연한 후 재결정온도~750℃에서 30초 이상 균열하고 조질압연하는 고가공용 저시효 표면처리 원판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대해서 상세히 설명한다.
상기 C는 N와 같이, 시효에 의한 강의 강도증가를 일으키는 원소이다.
N는 미량의 Ti첨가에 의해서도 TiN으로 석출되지만, 미량의 Ti을 함유하는 강에서 C는 석출이 용이하게 일어나지 않는다. 이에 따라 탄소함량을 낮추는 것이 바람직하다.
종래에는 탄소함량을 쉽게 제어할 수 있는 범위인 0.003% 내외로 하였으나, 본 발명에서는 탄소함량 0.005%에서도 TiC로 충분한 석출이 일어날 수 있도록 Ti함량을 조정 하였기 때문에, 그 상한을 0.005% 이하로 설정하였다.
상기 N는 Ti과 결합해 TiN을 형성하므로, 가급적 억제하는 것이 바람직하다. Ti함량이 0.015% 이상 첨가되는 경우 N의 함량이 0.004%를 초과하게 되면, 탄소를 석출시킬수 있는 잔류 Ti가 절대적으로 부족하게 되므로, 질소는 0.004% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 강화원소 중의 하나이며, 다량첨가하여도 r값이 저하되지 않는 장점이 있다. 그러나, 주석도금강판의 규격상 Mn함량은 0.6%로 제한되어 있기 때문에, 그 함량은 Mn첨가에 따른 강화효과가 발휘되는 0.4%를 하한으로, 0.6%를 상한으로 하여, 0.4~0.6%로 설정하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서 Mn의 또다른 역할은, MnS석출에 따른 Ti함금원소 첨가량을줄이는 것이다. 즉, S함량이 0.01%수준이고 Ti함량이 0.03%이내일 경우, Mn함량이 0.4%이상이 되면 TiS보다 우선하여 MnS가 석출되므로 TiS를 형성하기 위해 소비되는 Ti를 절감하는 효과가 있는 것이다.
상기 B은 용접시 결정립조대화의 억제에 따른 용접가공성 확보 측면 뿐만 아니라, 본 발명에서는 Al과 함께 고용강화역할을 한다. 그러나, 그 첨가량이 0.002%를 초과하는 경우에는 재결정온도를 급격히 상승시키는 문제가 있고, 0.0005% 미만인 경우에는 용접시 입성장 억제작용을 나타내지 못한다. 따라서, 그 함량은 0.0005~0.002%로 설정하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에서는 연속소둔에 의해 생산되는 저시효 T3표면처리원판의 강화를 위해 Al을 첨가하는 것이 중요하다.
상기 Al은 Mn 및 Cr에 비해 Fe와 원자반경차가 크며, Si와 유사한 강도상승효과가 있는 것으로, 지금까지는 강의 강도상승을 위해 다량의 Si를 첨가하여 왔지만, Al은 Si와 달리 열연중 형성되는 난산세성 고온 철산화피막을 형성하지 않으므로, 본 발명과 같은 표면처리용 원판에 있어서 매우 유용한 강화원소임이 본 발명의 연구를 통해 밝혀 졌다.
그러나, Al을 과도하게 투입하는 경우 원가가 상승하고, 또한 0.03% 수준의 Ti를 함유한 강에서 Al함량을 너무 많이 첨가하면, TiN에 앞서서 미세한 AlN을 석출하게 되어 재결정온도가 상승하는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.2%로 하였는데,이와 같이 상한을 제한하더라도 본 발명이 목표로 하는 조질도 T2.5~T3는 충분하게 얻을 수 있다.
한편, 목표 조질도가 얻어지는 최소 Al함량은 0.08%이므로, 본 발명에서는 상기 Al을 0.08~0.2%로 첨가하는 것이 바람직하다.
따라서, 상기와 같이 하면, 0.04% Al의 알미늄킬드 극저탄소강에 강도확보를 위해 별도로 0.04~0.06의 Cr을 첨가한 기술(대한민국 특허 1997-8575)에 비해 제조원가를 더 낮추고 강도는 더 높일 수 있는 장점이 있고, 또한 원가 및 표면처리 원판 두께 감소 측면에서 훨씬 유리하게 된다.
상기 Ti은 고용질소와 탄소를 제거하여 저시효특성을 얻기 위해 첨가되는 원소이다.
상기한 바와 같이 본 발명은 용접후 확관가공 및 드로잉가공 등에 적용되는데, 이 때 고용탄소가 남아 있게 되면, 열영향부에 일종의 시효현상을 유발시켜 국부크랙의 원인을 제공하거나 드로잉시 스트레쳐스트레인과 같은 결함을 야기하므로, 고용탄소는 반드시 극소화해야 한다. 이 때문에 통상의 자동차용 냉연강판에서는 0.04%이상의 Ti를 첨가하고 있으나, Ti함량이 증가할수록 재결정온도가 상승하여 연속소둔온도를 높여야 하는데, 주석도금강판과 같이 얇은 강판의 소둔온도가 높게되면, 연속소둔에서 통판이 어려운 문제가 있다.
이에 따라 본 발명에서는 Ti의 상한을 0.03%로 하였는데, 그 이유는 상기의 조성이 만족된다면 0.03%의 Ti를 첨가하여도 열연권취온도의 제어에 의해 재결정온도를 730℃ 미만으로 유지할 수 있기 때문이다. Ti의 하한은 앞서 설명한 바와 같이, 고용탄소를 충분히 제거할 수 있는 범위인 0.015%로 하였다. 이와 같이, 상기 Ti은 0.015~0.03%로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성된 극저탄소 알미늄킬드강을 이용해 통상의 방법인 오스테나이트온도 이상에서 열간압연한 다음 권취하는데, 본 발명에서 권취온도는 r값을 높이거나 시효지수를 낮추기 위한 수단이기도 하지만, 재결정완료온도를 730℃ 미만으로 낮추는 중요한 수단이 된다. 따라서, 상기 권취온도는 630~720℃로 설정하는 것이 바람직한데, 그 이유는 다음과 같다.
즉, 통상의 표면처리원판의 연속소둔설비는 현재 최고온도가 750℃로 설정된 것이 대부분인데, 보다 박강판을 요구하는 경우에 있어서는 이보다 낮은 온도로 연속소둔하는 것이 생산성을 유지할 수 있다.
한편, 강의 재결정온도는 박강판인 주석도금원판 또는 표면처리원판을 연속소둔으로 제조함에 있어서 매우 중요하여, 본발명자는 재결정온도완료를 730℃ 미만으로 하는 방법을 강구한 결과, 본 발명과 같은 조성에서 열연권취온도를 630℃이상으로 하면, 재결정온도가 710~720℃내외가 됨을 발견하였다. 이에, 열연권취온도의 하한은 630℃로 한 것이다.
또한, 열연권취온도가 너무 높게되면, 열연중 형성되는 고온철산화막의 두께증가 및 난산세성 산화철 조성의 증가로 생산성저하와 표면결함 증가의 문제가 있으므로 상한을 720℃로 설정한 것이다.
이와 같이 제조된 열연코일을 통상의 방법으로 산세 및 냉간압연하고 연속소둔을 실시하는데, 상기 연속소둔은 본 발명에서 목표로 하는 성질을 얻을수 있고, 결정립조대화에 따른 강도저하의 문제를 해소하는 한편, 에너지절감 및 고온소둔으로 인한 냉연코일통판시 야기되는 열적 좌굴과 판파단을 방지할 수 있도록 재결정온도이상~750℃의 온도범위에서 30초 이상 실시하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 재결정온도~730℃의 온도범위에서 30초 이상 실시하는 것이 좋다.
이 후, 통상의 조질압연을 통해 제품에 표면조도를 부여한다.
상기와 같이 제조하면, 경도값이 HR30T로 55이상, r값이 1.5이상, 시효지수가 2kgf/mm2이하인, 조질도 T2.5~T3의 고가공용 저시효 표면처리 원판을 종래보다 낮은 소둔온도에서 연속소둔으로 제조할 수 있게 된다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
(실시예)
하기 표1의 화학성분으로 조성되고 두께 60mm,폭 175mm로 제조된 강괴를 1200℃에서 1시간 재가열한 후 11패스(pass)로 2.3mm 두께가 되도록 열간압연을 하였다. 마무리 열간압연온도는 오스테나이트온도인 910℃ 이상으로 하였다. 이어서, 하기 표2와 같이 온도를 달리하여 열연권취하고, 미리 가열된 로에 1시간 유지한 후 로냉하였다. 다음, 87%의 압하율로 최종 두께가 0.3mm로 되도록 냉간압연하고, 적외선 가열장치를 이용해 연속소둔 열처리를 실시하였다.
그 후, 각 시편들에 대해, 재결정 완료온도, 경도, r값 및 시효지수를 측정하고, 그 결과를 하기 표2에 나타내었다.
상기 재결정 완료온도는 냉간압연에 의해 형성된 변형조직이 완전히 제거되는 온도를 조직검사를 통해 조사하였고, r값은 인장시편을 15%의 연신후 폭방향 변형비를 측정하여 계산하였다. 시효지수는 인장시편을 7.5% 연신후 100℃ 끓는 물에 1시간동안 시효처리하고 다시 인장시험하여 항복강도와 시효전 강도의 차를 시효지수로 하였다.
구분 화학성분(wt%)
C Mn P S Al N Ti B Cr
발명강1 0.003 0.5 0.014 0.011 0.09 0.003 0.022 0.0015 －
발명강2 0.0034 0.012 0.010 0.20 0.0024 0.024 0.0013
비교강3 0.003 0.012 0.008 0.045 0.0024 0.035 0.0015 0.05
비교강4 0.007 0.011 0.008 0.045 0.005 0.047 － －
비교강5 0.003 0.013 0.007 0.045 0.0024 0.011 0.0020
구분 측정조건 조사결과
권취온도(℃) 소둔온도(℃) 재결정완료온도(℃) 조질도 경도(HR30T) r값 시효지수(kgf/㎟)
발명재1 발명강1 650 730 715 T3 56.3 1.71 0.3
발명재2 720 750 710 T2.5,T3 55.6 1.81 0
발명재3 발명강2 680 730 720 T3 58.2 1.68 0
비교재1 발명강1 570 730 735 미재결정 60.9 － －
비교재2 발명강2 570 730 740 미재결정 62.1
비교재3 비교강3 680 750 740 T2 53.4 1.86 0
비교재4 비교강4 650 750 750 T3 58.8 1.32 0.8
비교재5 비교강5 650 730 710 T2 51.3 1.52 2.3
상기 표2에서 알수 있는 바와 같이, 발명제(1)~(3)은 발명강(1) 및 (2)를 사용하여, 경도 55이상의 조질도가 T2.5,T3인 강판을 제조한 것으로서, r값도 1.6이상으로 높고, 시효지수도 1kgf/mm2미만으로서 종래보다 우수하였다. 특히, 종래기술 보다 훨씬 낮은 720℃ 이하의 온도에서 재결정이 완료되므로, 연속소둔설비의 생산성이 현저히 개선될수 있음을 알 수 있다.
반면에, 비교재(1),(2)는 발명강의 조성을 만족하나, 열연권취온도가 570℃로 낮아서 재결정완료온도가 730℃를 초과하였고, 소둔온도를 730℃로 하는 경우 재졀정이 완전히 이루어지지 않아서, 조질도 T3의 목표경도인 57±3을 초과하였다. 또한, 연산율이 15%를 넘지 못하여 r값의 측정이 불가능하였다.
이와 같이, 재결정완료온도가 열연권취온도에 매우 의존하는 이유는 다음과 같이 설명할 수 있다.
즉, 본 발명강에는 충분한 량의 Ti가 첨가되지 않아서 열간압연후 페라이트온도 즉, 열연권취단계에서 주로 TiC가 형성되는데, 그 온도가 낮게 되면 TiC석출물의 성장이 잘 이루어지지 않기 때문에, 미세한 TiC가 조밀하게 분포하여 소둔과정중 결정립의 성장을 현저히 방해하게 된다. 따라서, TiC가 충분히 성장할수 있도록 630℃ 이상의 온도로 열연권취해야 하는 것이다.
한편, 비교재(3)은, 강성분에 Cr을 첨가하여 Mn과 함께 강도를 확보하려 하였으나, Al함량이 부족하기 때문에 본 발명이 목표로하는 경도값 55이상이 얻지 못하였다.
비교재(4)는 비교강(4)로 제조된 것으로서, C 및 Ti 함량이 본 발명의 범위를 상회하기 때문에 TiC의 석출밀도가 증가하여 재결정온도가 매우 높다. 이 경우 미세 석출물에 의해 경도는 증가하였지만, 그 증분은 본 발명법에서 제시한 Al 및 B첨가 효과와 유사한 수준임을 알수 있다. 또한, 미세석출물의 결정입성장억제 작용으로 인해 결정립이 미세하기 때문에 r값도 본 발명의 목표수준인 1.5에 미달한다.
비교재(5)는 Ti가 본발명의 범위 보다 약간 낮은 수준으로 첨가된 비교강(5)로 제조되 것으로서, Ti함량이 낮기 때문에 TiN을 형성하고 남은 Ti량이 거의 없기 때문에, 열연권취를 650℃로 한다 할지라도, TiC가 충분히 석출, 성장하지 못하여 약간의 고용탄소가 남게 된다. 이에 따라, 시효지수가 2 이상이 되어, 가공시 스트레쳐 스트레인이나 용접 열영향부 크랙발생의 원인이 된다.
도1은 발명강(2)의 재결정온도 및 경도에 미치는 열연권취온도 및 소둔온도의 영향을 나타낸 것이다.
도1에 나타난 바와 같이, 열연권취온도가 낮으면, 미세한 TiC의 결정립성장 억제작용으로 인해 강의 재결정완료온도가 현저히 증가함을 알 수 있다. 이에 따라, 소둔온도를 항시 높게 해야하므로 박강판을 연속소둔으로 제조하는 경우에 있어서 판파단, 열적좌굴 발생의 위험성이 크고, 생산성이 매우 저하된다.
그러나, 열연권취온도를 본 발명범위로 하면, 소둔온도의 폭이 넓고 소둔온도변화에 따른 경도변화도 적기 때문에 용이하게 제조할 수 있고, 재질편차도 적음을 알 수 있다.
상기한 바와 같이, 본 발명은 극저탄소강에 Mn, Al, Ti 및 B 등의 강화원소를 첨가하고 권취온도 및 연속소둔조건을 제어함으로써, 경도값이 HR30T로 55이상, r값이 1.5이상, 시효지수가 2kgf/mm2이하인 고가공용 저시효 표면처리 원판을 제조할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (2)

  1. 표면처리 원판의 제조방법에 있어서,
    중량%로, C:0.005%이하, Mn:0.4∼0.6%, Al:0.08~0.2%, Ti:0.015~0.03%, N:0.004% 이하, B:0.0005~0.002%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 알미늄 킬드강을 열간압연하여 630℃~720℃의 온도에서 권취하고, 냉간압연한 후 재결정온도~750℃에서 연속소둔하고 조질압연하는 것을 특징으로 하는 고가공용 저시효 표면처리 원판의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서, 상기 연속소둔을 재결정온도~730℃에서 실시하는 것을 특징으로 하는 고가공용 저시효 표면처리 원판의 제조방법.
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