KR20010109930A

KR20010109930A - 내압특성 및 확관가공성이 우수한 주석도금원판 및 그제조방법

Info

Publication number: KR20010109930A
Application number: KR1020000030721A
Authority: KR
Inventors: 김재익; 김병수
Original assignee: 이구택; 포항종합제철 주식회사
Priority date: 2000-06-05
Filing date: 2000-06-05
Publication date: 2001-12-12
Also published as: KR100470664B1

Abstract

본 발명은 주로 표면에 주석도금한 후 캔(can)용 소재로 사용되는 주석도금원판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 강성분 및 제조조건을 적절히 조정하여 비시효성을 갖는 용기용 소재를 제조함으로써, 우수한 면내이방성 및 확관가공성을 확보함과 아울러 내압특성을 향상시킬 수 있는 주석도금원판 및 주석도금원판의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C:0.002~0.005%, Mn:0.4~0.8%, P:0.02~0.06%, S:0.015%이하, Al:0.04~0.1%, N:0.004% 이하, Ti:0.015~0.035%, Cr:0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 중량비로 Mn/S:55~95 및 Ti^*=Ti-48S/32-48N/14로 정의되는 유효 Ti이 Ti^*/C=0.15~0.7의 관계를 만족하여 조성되고, 그리고 {I₍₂₂₂₎/I(₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 7~10인 것을 특징으로 하는 내압특성 및 확관가공성이 우수한 주석도금원판 및 그 제조방법을 그 기술적 요지로 한다.

Description

내압특성 및 확관가공성이 우수한 주석도금원판 및 그 제조방법{A BLACKPLATE WITH EXCELLENT BUCKLE RESISTANCE AND EXPANSIBILITY AND A METHOD FOR MANUFACTURING IT}

본 발명은 주로 표면에 주석도금한 후 캔(can)용 소재로 사용되는 주석도금원판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강성분 및 제조조건을 적절히 제어함으로써 우수한 면내이방성 및 확관가공성을 제공할 수 있는 주석도금원판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

통상의 주석도금원판은 캔으로 가공하기 전 표면의 유기성분을 건조하기 위해 180~240℃의 온도범위에서 소부처리를 행한다. 이 때, 강판내에 시효를 일으키는 주원소인 탄소 및 질소 등의 고용원소가 일정량 이상 존재하면 고온의 소부처리에 의해 시효를 일으키게 된다. 이러한 요인에 의해 주석도금원판을 이용하여 드로잉(Drawing) 및 스트레칭(Stretching)가공을 실시하면 가공품의 표면에 꺽힘이 발생하는 플루팅(Fluting)이나 표면에 실금과 같은 결함이 생기는 현상인 스트레쳐 스트레인(Stretcher Strain)과 같은 가공결함을 유발하여 외관불량을 일으킴과 동시에 항복강도가 급격히 상승하여 형상불량을 일으키는 문제점이 있다.

이와 같은 시효에 의한 가공결함방지를 위해, 현재까지는 주로 저탄소 알루미늄-킬드(Al-Killed)강을 소재로 하여 강중 고용원소를 충분히 고착할 수 있을 정도로 가열한 후 냉각속도를 제어하는, 상소둔법에 의한 강중 고용원소의 저감방법을 주로 적용하여 왔다. 그러나, 상소둔방법은 소둔에 장시간이 소요되어 생산성이 떨어질 뿐 아니라 소재코일간 재질편차가 심하게 발생하는 문제점이 있다.

따라서, 최근에는 제강기술의 발달에 따라 대부분의 소둔방식이 생산제품의 재질균일성이 우수하고 생산성을 크게 개선한 급속가열-급속냉각방식의 연속소둔법으로 전환되고 있는 실정이다.

예를 들어, 일본 특공소50-31531호에는 강중에 고용원소로 존재할 수 있는 C 및 N에 대하여 화학양론 이상으로 다량의 Ti, Nb 또는 Zr, Ta 등의 탄질화물 형성원소를 첨가하여 강내 C 및 N를 석출물 형태로 고정함으로써 안정화하는 방법이 제안되어 있다. 그러나, Ta 등은 화학적으로 반응성이 큰 원소들로서 강판표면의 상태를 크게 열화시켜 가공성 뿐 아니라 강판의 내식성과 미려성이 특히 요구되는 용기용 소재에 첨가하는 것은 적합하지 않다. 또, 다량의 Nb 첨가는 최종제품에서 폭 및 길이방향으로 재질편차를 유발하며 재결정온도를 크게 상승하여 소둔작업시 작업성 저하를 초래할 뿐 아니라, 이러한 성분들은 일반적으로 고가이므로 다량첨가시 합금성분 자체의 비용상승요인으로 작용한다.

한편, 용기용 소재로 사용되는 주석도금원판의 재질은 로크웰(Rockwell)표면경도(HR30T)에 의한 조질도(Temper grade)로 평가된다. 즉, 조질도 T1(HR30T 46~52), T2(HR30T 50~56), T3(HR30T 54~60)까지의 연질석도원판 및 조질도 T4(HR30T 59~64), T5(HR30T 62~68) 및 T6(HR30T 67~73)까지의 경질석도원판으로 구분한다. 조질도 T2재 이하의 연질석도원판은 주로 심한 가공을 받는 가공용 소재로서 비시효성, 심가공성 및 용접성 등의 특성이 일반적으로 요구되며, 조질도 T4재 이상의 경질재는 가공성 및 고강도가 요구되는 부위에 주로 적용되고 있다.

일본특개소61-207520호에는 경질의 석도원판을 제조할 목적으로 소둔시 720~850℃의 비교적 높은온도에서 소둔함으로써 결정립 크기를 조대화시켜 연질의 소재를 제조한 후 조질압연단계에서 5~10%의 조질압하율을 적용하는 방법을 제안하였지만, 이는 통상의 조질압연 프로세스에서 적용하기 곤란하며 또한 작업성을 현저히 떨어뜨리는 방법일 뿐 아니라 극박재가 대부분인 석두원판의 소둔시 소둔온도가 높음에 따라 실 라인(line)생산시 히트-버클(Heat Buckle)과 같은 결함을 유발하는 문제점이 있다.

또한, 산업용 잡관으로 적용되는 T3급 석도원판은 용접후 확관가공시 용접부위가 파열되는 문제점이 대두되고 있으며, 가공방법의 변화에 따른 내압특성의 확보방안이 마련되지 않음에 따라 소재의 적용에 어려움을 겪어오고 있다.

이에, 본 발명자들은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 연구와 실험을거듭하고 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로, 본 발명은 강성분 및 제조조건을 적절히 조정하여 비시효성을 갖는 용기용 소재를 제조함으로써, 우수한 면내이방성 및 확관가공성을 확보함과 아울러 내압특성을 향상시킬 수 있는 주석도금원판 및 주석도금원판의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은 중량%로, C:0.002~0.005%, Mn:0.4~0.8%, P:0.02~0.06%, S:0.015%이하, Al:0.04~0.1%, N:0.004% 이하, Ti:0.015~0.035%, Cr:0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 중량비로 Mn/S:55~95 및 Ti^*=Ti-48S/32-48N/14로 정의되는 유효 Ti이 Ti^*/C=0.15~0.7의 관계를 만족하여 조성되고, 그리고 {I₍₂₂₂₎/I(₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 7~10인 것을 특징으로 하는 내압특성 및 확관가공성이 우수한 주석도금원판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 주석도금원판의 제조방법에 있어서,

중량%로 C:0.002~0.005%, Mn:0.4~0.8%, P:0.02~0.06%, S:0.015%이하, Al:0.04~0.1%, N:0.004% 이하, Ti:0.015~0.035%, Cr:0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 중량비로 Mn/S:55~95, Ti^*=Ti-48S/32-48N/14로 정의되는 유효 Ti이 Ti^*/C=0.15~0.7의 관계를 만족하여 조성된 강을 열간압연하고 600~680℃의 온도범위에서 권취한 후, 85~90%의 압하율로 냉간압연하고 재결정온도~750℃의 온도범위에서 15초 이상 동안 연속소둔하는 것을 특징으로 하는 내압특성 및 확관가공성이 우수한 주석도금원판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 주석도금원판은 적절한 극저탄소강 조성을 갖는 동시에 적절한 범위로 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직이 확보되어 우수한 면내이방성 및 확관가공성이 확보됨과 아울러 내압특성이 크게 향상됨에 특징이 있다.

본 발명의 석도원판에 함유된 C는 연성 및 평균소성변형비값(r_m)의 향상이란 관점에서 근본적으로 강내에 적게 잔존하는 것이 좋다. 그러나, C가 0.002% 미만인 경우에는 결정립크기가 현저히 조대화되어 가공한 최종제품에서 오렌지-필(Orange peel)현상과 같은 표면결함이 발생할 위험성이 높고, 내압특성의 확보도 곤란하다. 또한, 열간압연시 변태점이 상승하여 오스테나이트 단상역에서 마무리압연을 끝낼 수 없어 페라이트역에서 마무리압연이 일어날 가능성이 크며, 이 경우 균일하고 우수한 가공성이 요구되는 용기용 소재를 제조하기 곤란하다. 반면에, 그 함량이 0.005%를 넘는 경우에는 냉간압연후 단시간의 소둔으로는 탈탄반응이 충분히 집행되지 않아 비시효성을 확보할 수 없다. 따라서, 내압특성 및 비시효성의 확보라는 관점에서 상기 C의 함량은 0.002~0.005%로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 Mn은 고용강화효과에 의한 내압강도향상 및 적열취성방지를 목적으로 첨가되는 원소로서, 상기 목적을 달성하기 위해서는 최소 0.4% 첨가되어야 한다. 또한, 상기 Mn은 강의 변태점을 낮추므로 열간압연시 사상압연온도와 같은 압연조건의 규제를 완화할 수 있다. 본 발명에서와 같이, 그 함량이 0.4% 이상인 경우에는 용접성 개선은 물론, 강의 소둔온도를 증가시키는 원소인 B를 첨가하지 않아도 냉각시 Ar₃변태온도를 낮추어 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 억제하여 저온에서 매시브(Massive)변태를 일으켜 저항용접후 냉각시 용접 열영향부의 결정립 이상성장을 억제하는 효과를 얻을 수 있다.

따라서, 상기 Mn을 0.4% 이상 첨가할 경우 용접후 열영향부의 경도 및 강도저하현상을 억제할 수 있어서, 용접성을 확보할 뿐 아니라 재결정온도도 낮추어 소둔작업성을 개선할 수 있다.

그러나, 상기 Mn의 함량이 0.8%를 넘는 경우에는 오히려 조대한 망간계 황화물의 석출이 증가하여 최종제품의 결정립을 성장시킴으로써 경도가 감소하게 되고, 내압강도를 낮추어 목표로 하는 내압특성을 확보할 수 없으며, 연속소둔시 탈탄반응이 지연되고 고가의 원가를 다량 사용함에 따라 제조원가의 상승요인으로 작용한다.

따라서, 상기 Mn의 함량은 0.4~0.8%로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 Al은 강중의 질소를 고정하여 시효를 억제하고, 탈산을 통해 강중 산소를 제거하기 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.04% 미만인 경우에는 탈산 등의 목적을 달성하기 곤란하며, 0.1%를 넘는 경우에는 성분비용이 상승할 뿐 아니라, 표면결함을 일으킬 위험성이 커지며 가공성을 열화시키는 문제가 있으므로, 그 첨가량은 0.04~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 P은 강내에서 고용강화효과를 나타내어 내압특성을 향상시키는 원소로, 경질의 석도원판제조시 가능한 다량 첨가해야 하지만, 그 함량이 지나치면 용기용 소재의 내식성열화 및 2차 가공취성 등의 문제점을 유발하므로, 그 첨가량을 엄격히 제한할 필요가 있다. P첨가에 의해 목표로 하는 내압특성 등을 확보하기 위해서는 0.02% 이상 함유할 필요가 있지만, 0.06%를 넘으면 내식성 열화 및 2차 가공취성의 발생가능성이 커지므로, 그 함량은 0.02~0.06%로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 S은 엄격히 관리해야 하는 원소로, 그 함량을 낮추면 이들 원소와 화합물을 형성하는 고가의 Ti과 Mn 등의 첨가량을 제어할 수 있어 제조비용을 낮출 수 있을 뿐 아니라 가공성도 향상할 수 있다. 또한, 상세한 기구는 불명확하지만 그 함량이 감소하면 소둔공정에서 탈탄반응을 촉진하여 비시효성의 확보에 유리하므로 그 상한치를 0.015%로 설정하는 것이 바람직하다.

한편, 상기 Mn/S의 중량비는 망간계 석출물의 크기 및 분포를 좌우할 뿐 아니라, 연주공정에서 균열발생과 밀접한 관계가 있으므로 재질의 안정적인 확보를 위해서는 적정수준에서 관리할 필요가 있다. 그 중량비가 55 미만인 경우에는 고온에서 적열취성이 일어날 가능성이 증대하며, 반면에 그 중량비가 95보다 크면 강내에 고용상태로 존재하는 Mn의 량이 증가하여 확관가공성 및 면내이방성의 확보가 어렵다. 따라서, 상기 Mn/S의 중량비는 55~95로 한정하는 것이 바람직하다.

다음으로, 상기 N는 비시효성 저감관점에서 상한을 규정한다. 즉, N가 강중에 다량 함유되면 첨가하는 알루미늄에 의한 질소의 고정 및 안정화효과를 충분히 얻을 수 없고 최종 제품단계에서 임계량 이상의 고용 N가 잔존하게 되어에 제관시 플루팅 및 스트레쳐-스트레인 등의 가공결함을 유발한다. 또한, 그 함량이 0.004%를 초과하면 연성의 열화가 현저할 뿐 아니라, 슬라브 제조단계에서 균열발생 가능성이 증가하고 r_m값도 감소한다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.004% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.

상기 Ti은 강내 고용원소의 고착 및 가공성의 개선을 위해 첨가되는 원소로, 그 함량을 0.015~0.035%로 설정하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 Ti이 범위를 만족하지 않으면 가공공정에서 플루팅 및 스트레쳐-스트레인 등의 결함이 발생하거나 재결정온도를 급격히 상승시켜 소둔시 히트-버클과 같은 결함을 유발하기 때문이다.

즉, 탄질화물 형성원소로서 첨가되는 Ti은 미세하게 생성되는 Nb 석출물과는 달리 본 발명의 성분범위내에서는 비교적 조대한 석출물로 강내에 석출되므로 페라이트상의 재결정을 크게 억제하지 않으면서 고용되어 있는 탄소와 질소 등을 고착하여 고용원소에 따른 시효현상을 억제할 수 있다. 즉, 단순히 탄소를 0.002% 미만으로 저감하는 것 만으로는 얻을 수 없는 우수한 비시효특성 및 성형성을 확보할 수 있다. 또한, 결정립을 미세화시켜 성형시 오렌지-필과 같은 표면결함의 발생을 억제시키는 효과도 얻을 수 있다.

이와 같은 효과를 확보하기 위해서는 Ti량이 최소 0.015% 이상은 첨가되어야 하며, 반면에 그 함량이 0.035%를 초과하면 미세한 TiC 등의 석출물이 다량 생성되어 소둔시 페라이트의 회복 및 재결정을 지연시켜 극박재의 소둔작업성을 악화시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.015~0.035%로 한정하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서 목표로 하는 재질 및 확관가공성 등을 확보하기 위해서는 강내에 존재하는 C, N 및 S의 첨가량과의 조합에 의해 티타늄의 첨가량을 제어하여야 하므로, Ti^*/C의 원자비를 0.15~0.7로 한정하는 것이 바람직하다. 이때, Ti^*는 Ti^*=Ti-48S/32-48N/14로 정의되는 유효 Ti이다.

상기 Cr은 강화를 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.03%미만이면 목표로 하는 내압강도를 확보할 수 없어 내압특성이 요구되는 용기용 소재로의 적용이 곤란하며, 0.09%를 넘는 경우에는 주석도금원판의 강화효과는 증가하지만 고가의 Cr 사용량 증가에 따른 소재의 제조원가상승을 초래하므로, 그 함량를 0.03~0.09%로 한정하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 조성되는 본 발명의 석도원판은 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 7~10의 범위를 갖는데, 만일 상기 집합조직비가 7미만으로 감소하면 가공시 귀발생이 증가하는 문제가 있으며, 반대로 상기 집합조직비가 증가하면 내압특성의 확보에는 유리하지만 면내이방성이 증가해 가공성을 악화시키는 요인으로 작용하여 바람직하지 않다.

다음으로, 제조조건에 대하여 설명한다.

상기한 바와 같이 조성된 본 발명의 강을 주석도금원판으로 제조하는데 있어서, 냉간압연 및 소둔후 평균소성비의 향상 등 가공성의 확보를 위해 사상압연은 Ar₃변태점 이상으로 관리하는 것이 바람직하지만, 950℃ 보다 높으면 조대한 페라이트 조직이 얻어져 오히려 가공성이 열화된다. 따라서, 사상압연온도는 Ar₃변태점~950℃의 범위로 설정하는 것이 바람직하다.

그 후, 권취개시까지의 냉가속도를 30℃/s 이상으로 하는데, 이와 같이 하면 미세한 조직을 얻을 수 있고 이를 통해 최종제품의 가공성을 향상시킬 수 있다. 또, 열간압연종료후에는 가능한 신속하게 냉각을 개시하는 것이 조직 미세화에 유리하며 대략 0.3초 이내에 냉각을 시작하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 있어서 열연권취온도는 600~680℃로 관리하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 권취온도가 600℃ 미만이면 냉각의 불균일에 의해 판형상불량 및 재질편차를 증가시키는 요인이 되며, 반면에 680℃ 보다 높은 온도에서 권취하면 열연판 조직조대화에 따른 제품의 가공성 열화 및 스케일두께의 증가로 산세작업성을 악화시키기 때문이다.

상기 열연권취후에는, 면내이방성 및 내압특성의 확보를 고려하여, 85~90%의 압하율로 냉간압연하는 것이 바람직하다. 그 이유는 상기 냉간압하율이 85% 미만인 경우에는 충분한 내압특성의 확보가 곤란할 뿐 아니라, 압연방향과 압연직각방향의 소성변형비값이 압연 45도 방향의 소성변형비값에 비해 증가하여 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 감소하여 가공시 귀발생이 증가하는 문제가 있기 때문이다. 또한,상기 냉간압하율이 90% 이상으로 증가하면 내압특성의 확보에는 유리하지만 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 증가하여 면내이방성이 증가해 가공성을 악화시키는 요인으로 작용한다. 따라서, 적정한 내압 및 면내이방성 특성을 확보하기 위해서는 냉간압하율을 85~90%로 관리하는 것이 바람직하다.

그 후, 소둔을 실시하는데,그 온도는 연속소둔공정에서 재결정이 완료되는 온도에서 750℃까지로 한정하였다. 즉, 원하는 가공성을 확보하기 위해서는 연속소둔시 강내의 변형립을 완전히 제거할 수 있는 온도영역까지 가열해야 하지만, 소둔온도가 750℃ 이상으로 증가하면 재질연화에는 유리하지만 극박재의 고온소둔시 히트-버클과 같은 결함발생이 빈번하여 소둔작업성을 저하시키는 영역에 이르게 되므로, 소둔온도의 상한선을 750℃로 한정하였다.

또한, 균열시간은 재질안정성을 확보하기 위해 15초 이상은 되어야 하는데, 그 이유는 상기 균열시간이 15초 미만인 경우에는 일부 변형립이 강내에 잔존하여가공성 확보가 곤란하기 때문이다.

한편, 확관가공을 포함한 가공용 소재의 성형특성은 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비에 따라 큰 영향을 받는다. 그러므로 면내이방성이 적고 성형성이 우수한 소재특성을 확보하기 위해서는 집합조직 성분의 범위를 7~10으로 관리할 필요가 있다. 만일 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 7 미만인 경우에는 딥-드로잉성에 불리한 (200) 성분이 크게 발달하여 성형성을 현저히 열화시키는 반면, {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 10보다 크면 딥-드로잉성은 개선되지만, 압연방향에 대한 45도 방위에서의 소성변형비값이 증가하여 면내이방성을 열화시키므로 이들 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비를 7~10으로 설정함으로써, 우수한 확관가공성을 갖는 소재를 제조할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

(실시예)

하기 표1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1250℃로 재가열하여 사상압연온도가Ar₃변태점 이상으로 되도록 조정한 다음, 910~950℃의 온도범위에서 각각 사상압연을 실시하였다. 그 후, 열연판을 40℃/초의 냉각속도로 권취단계까지 냉각하고, 하기 표2의 조건에 따라 박강판으로 제조한 다음, 연속소둔로에서 균열시간을 25초로 하여 소둔하였다. 그 때, 로내분위기는 수소농도를 4%, 노점을 -15℃로 하였다. 상기 소둔후 냉각속도는 20℃/초로 일정하게 하고, 특성분석 등을 위해 압하율 1.0%로 일정하게 조질압연을 행하였다.

그 후, 각 시편에 대해 가공성 및 면내이방성 관련지수인 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비를 측정하고, 그 결과를 하기 표2에 나타내었다.

시효지수(Al)는 미리 변형을 부여한 후 하중을 제거한 상태에서의 응력과 100℃에서 60분간 시효를 행한 경우의 응력증가량으로 평가하였다.

내플루팅성, 용접성은 제관사에서 제조된 시편을 가공하여 육안평가하였으며, 내압강도값은 압력용기를 제관하여 내압특성시험을 실시하여 얻은 것이다.

구분	화학성분(중량%)
구분	C	Mn	P	S	sol.Al	N	Ti	Cr	Ti*/C원자비	Mn/S중량비
발명강1	0.0031	0.68	0.042	0.010	0.048	0.0028	0.026	0.051	0.274	66.0
발명강2	0.0029	0.55	0.038	0.007	0.061	0.0021	0.021	0.072	0.285	78.6
발명강3	0.0038	0.77	0.051	0.009	0.058	0.0024	0.031	0.048	0.610	85.6
발명강4	0.0044	0.64	0.048	0.006	0.066	0.0016	0.019	0.039	0.256	90.0
비교강1	0.0019	0.35	0.046	0.013	0.055	0.0027	0.042	0.027	1.742	26.9
비교강2	0.0038	0.51	0.028	0.009	0.045	0.0025	0.029	－	0.456	58.7
비교강3	0.0032	0.46	0.041	0.012	0.052	0.0023	－	0.048	－	38.3
비교강4	0.0042	0.35	0.011	0.013	0.045	0.0027	0.013	0.026	-0.938	26.9
비교강5	0.0068	0.41	0.031	0.011	0.040	0.0031	0.023	0.044	-0.152	37.3
비교강6	0.0044	1.25	0.029	0.008	0.033	0.0067	0.021	0.031	-0.794	156.3
비교강7	0.0042	0.75	0.054	0.018	0.051	0.0025	0.031	0.135	-0.272	41.7
비교강8	0.023	0.66	0.045	0.014	0.044	0.0027	0.022	0.048	-0.090	47.1

구분	강종	제조조건	품질특성
구분	강종	권취온도(℃)	압하율(%)	소둔온도(℃)	①	②	③	④	⑤	용접성
비교재1	발명강1	660	83	725	△	5.5	0.4	13.6	△	○
발명재1		660	89	715	○	8.2	0.0	15.5	○	○
비교재2		660	92	720	△	12.4	0.0	15.9	○	○
비교재3		720	88	720	△	11.3	0.0	14.3	○	○
비교재4	발명강2	640	87	650	×	3.7	－	－	×	×
발명재2		640	87	720	○	8.6	0.0	15.2	○	○
비교재5		640	89	800	△	13.8	0.2	14.7	○	○
비교재6	발명강3	660	84	730	△	6.4	0.0	13.2	○	○
발명재3		660	87	730	○	9.1	0.0	15.5	○	○
발명재4		660	89	730	○	9.5	0.0	15.9	○	○
비교재7	발명강4	550	87	720	×	5.2	0.0	14.1	△	○
발명재5		620	88	720	○	7.8	0.0	15.6	○	○
발명재6		620	90	720	○	9.2	0.0	16.2	○	○
비교재8	비교강1	640	84	700	×	6.9	0.0	13.4	○	×
비교재9	비교강1	640	87	750	△	8.1	0.0	14.2	○	×
비교재10	비교강2	620	89	720	○	8.9	0.0	13.7	○	○
비교재11	비교강3	620	89	700	×	6.1	4.2	14.8	×	×
비교재12	비교강4	660	87	720	×	7.2	3.9	13.6	×	○
비교재13	비교강5	660	87	720	×	6.2	3.2	12.9	×	×
비교재14	비교강6	660	88	740	×	5.9	3.1	15.4	×	○
비교재15	비교강7	680	87	740	○	8.6	3.6	16.1	×	○
비교재16	비교강8	620	89	700	×	5.7	5.0	14.2	×	○
①: 확관가공성②: {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}집합조직비③: 시효지수(kgf/㎟)④: 내압강도(kgf/㎠)⑤: 내플루팅성①,⑤,용접성에서; ○-우수, △-보통, ×-불량

상기 표2에 나타난 바와 같이, 발명강으로 제조된 발명재(1)~(6)은 모두 우수한 성형성 및 비시효특성을 나타내어 확관가공성도 만족하였으며, 내플루팅성 및 용접성도 모두 우수하였다. 즉, 강내에 존재하는 고용원소를 고착시키므로 고온에서의 시효지수값이 0kg/㎠이 되어 비시효강과 같은 특성을 나타내었다. 또한, {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비도 관리범위를 만족하므로, 가공성과 동시에 성형시귀발생이 없는 특성이 요구되는 등 형상의 제관에 적합하였다. 또한, 발명강으로 제조된 강판은 고가공후 또는 가공후 시효처리가 실시된 경우에도 성형성이 우수하였고, 제관후 내압측정결과에서도 목표값인 15kg/㎠ 이상을 만족함으로써, 내압특성도 현저히 개선할 수 있었다.

반면, 본 발명의 성분범위를 벗어나는 비교강으로 제조된 비교재들은 면내이방성, 내압강도, 내플루팅성 및 용접성의 확보가 곤란하였다.

C의 함량이 낮고 Ti의 함량이 많아 Ti*/C원자비가 1.74수준으로 높은 비교강(1)로 제조된 비교재(8),(9)는, 모든 고용원소를 고착함에 따라 비시효특성은 확보하였지만, 700℃에서 소둔한 비교재(8)의 경우에는 재결정이 완료되지 않아 성형성이 급격히 열화하고 제관특성의 확인이 곤란하였으며, 충분히 재결정이 일어난 비교재(9)의 경우에도 강의 청정화에 의해 용접부의 결정립 이상성장을 억제할 수 없어서 용접성이 저하되었다. 또한, 비교강(1)은 Mn 및 Cr의 첨가량이 본 발명범위를 벗어나기 때문에, 목표 내압특성을 확보할 수 없었다.

반면에, Ti*/C의 원자비가 본 발명범위인 0.15보다 낮은 비교강(2)~(8)로 제조된 비교재(11)~(16)는 소둔후 시효지수가 3~5kg/㎠수준으로 비교적 높아서 비시효특성을 확보할 수 없었고, 이에 따라 캔가공시 플루팅현상이 발생하였다. 즉, 주석도금라인의 리플로우(reflow)공정 및 제관라인의 소부공정에서 강내 고용원소 의한 변형시효가 발생하여 롤-포밍(roll-forming)가공시 꺽임현상 및 스트레칭-스트레인 현상이 발생하고 제관가공성이 불량해지는 것이다.

한편, C의 함량이 많은 비교강(5)로 제조된 비교재(13)의 경우, 동일 제조공정으로 소재를 제조하여도 집합조직비가 관리범위를 만족할 수 없어서, 귀발생 현상이 극심하여 동형상의 확관가공이 곤란하였다.

또한, C가 0.023% 첨가된 비교강(8)을 이용하여 본 발명의 제조조건을 적용한 비교재(16)의 경우, 귀발생 현상이 극심하여 면내이방성의 개선이 곤란하였으며, 내압강도 확보 및 시효발생의 억제가 어려웠다.

강화원소로 첨가되는 Cr이 첨가되지 않은 것을 제외하고는 본 발명범위를 만족하는 비교강(2)를 이용해 본 발명의 제조방법으로 처리한 비교(10)의 경우에는, 대부분의 특성을 확보할 수 있었지만, 압력용기용 소재에서 요구되는 내압강도보다 낮은 값인 13.7kg/㎠을 나타내어 적용할 수 없었다. 반면, Cr이 과다 첨가된 비교강(카)로 제조된 비교재(15)의 경우에는, 내압강도의 확보는 가능하였지만, 고가의 Cr을 과다 사용함에 따라 제조원가가 상승하는 요인으로 작용하였다.

Ti이 첨가되지 않은 비교강(3)과 Ti 및 Mn의 함량도 적은 비교강(4)로 제조된 비교재(11),(12) 경우에는 내압강도의 확보도 곤란하였으며, 시효현상이 발생함에 따라 성형성의 확보도 어려웠다.

Mn 및 N의 첨가량이 본 발명범위를 벗어나는 비교걍(6)을 이용해 본 발명의제조조건을 적용한 비교재(14)의 경우, 내압강도 및 용접성은 만족할 수 있었지만, Mn/S의 중량비가 본 발명범위를 벗어나서 가공성을 열화시켰으며, 특히 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비를 벗어나서 귀발생이 현저하였다.

한편, 본 발명강의 조성을 갖지만 제조방법이 본 발명범위를 벗어나는 비교재의 경우에도 목표로 하는 특성을 확보할 수 없었다.

즉, 냉간압하율이 본 발명 제조법보다 낮은 비교재(1),(6)의 경우에는 {I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직의 비가 7이하로 귀발생율이 높아 확관가공성이 확보되지 않았으며, 내압강도값도 목표치인 15kg/㎠에 미달하였다. 반면, 냉간압하율이 본 발명범위보다 높은 비교재(2)의 경우 내압강도는 확보할 수 있었지만 {I₍₂₂₂₎/I(₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 관리범위를 벗어나 귀발생이 높아 동형상과 같은 성형물로 확관가공시 성형성이 열화되었다.

특히, 권취온도가 높은 비교재(3)의 경우에는 열연판의 조직이 조대화되어 목표 내압강도의 확보가 곤란할 뿐 아니라, 냉각속도의 차이에 의해 소재 폭방향으로 재질변화가 크게 발생하였다. 반면, 권취온도가 낮은 비교재(7)의 경우에도 장력의 증가에 의해 소재의 권취가 곤란한 문제점이 있었다.

발명강의 조성을 갖지만 소둔온도가 650℃로 낮은 비교재(4)는 내결정소둔이 이루어지지 않아 가공이 되지 않았으며, 이에 의해 특성치의 평가도 불가하였다.반면, 발명강을 조성이나 소둔온도가 본 발명범위보다 높은 비교재(5)의 경우 확관가공성 및 내압강도의 확보도 어려웠지만, 극박재를 고온소둔함에 따라 히트-버클이 발생하는 등 작업성이 현저히 떨어지는 문제가 있었다.

상기한 바와 같은 본 발명에 의하면, 연속소둔시 소둔온도가 750℃ 이하의 비교적 낮은 온도에서 이루어지므로 소둔작업성의 개선 및 에너지 절감효과가 있다. 또한, 성형품의 귀발생을 억제하고 확관가공성을 확보할 뿐 아니라, 극저탄소강을 이용해 연질재를 제조할 때 문제로 되었던 용접부 결정립성장에 의한 가공균열문제를 해결할 수 있으면서도 우수한 내압특성을 가지는 주석도금원판으로 제조할 수 있는 효과가 있는 것이다.

특히, 본 발명의 주석도금원판을 부품체결용으로 사용할 경우, 우수한 내압특성, 가공성 및 용접성을 동시에 확보할 수 있는 효과도 있다.

Claims

중량%로, C:0.002~0.005%, Mn:0.4~0.8%, P:0.02~0.06%, S:0.015%이하, Al:0.04~0.1%, N:0.004% 이하, Ti:0.015~0.035%, Cr:0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 중량비로 Mn/S:55~95 및 Ti^*=Ti-48S/32-48N/14로 정의되는 유효 Ti이 Ti^*/C=0.15~0.7의 관계를 만족하여 조성되고, 그리고 {I₍₂₂₂₎/I(₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 7~10인 것을 특징으로 하는 내압특성 및 확관가공성이 우수한 주석도금원판
주석도금원판의 제조방법에 있어서,

중량%로 C:0.002~0.005%, Mn:0.4~0.8%, P:0.02~0.06%, S:0.015%이하, Al:0.04~0.1%, N:0.004% 이하, Ti:0.015~0.035%, Cr:0.03~0.09%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 중량비로 Mn/S:55~95, Ti^*=Ti-48S/32-48N/14로 정의되는 유효 Ti이 Ti^*/C=0.15~0.7의 관계를 만족하여 조성된 강을 열간압연하고 600~680℃의 온도범위에서 권취한 후, 85~90%의 압하율로 냉간압연하고 재결정온도~750℃의 온도범위에서 15초 이상 동안 연속소둔하는 것을 특징으로 하는 내압특성 및 확관가공성이 우수한 주석도금원판의 제조방법