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KR20220004196A - 캔용 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

캔용 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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KR20220004196A KR1020217039768A KR20217039768A KR20220004196A KR 20220004196 A KR20220004196 A KR 20220004196A KR 1020217039768 A KR1020217039768 A KR 1020217039768A KR 20217039768 A KR20217039768 A KR 20217039768A KR 20220004196 A KR20220004196 A KR 20220004196A
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

고강도이고, 특히, 넥부를 갖는 캔 몸통의 소재로서 충분히 높은 가공성을 갖는 캔용 강판을 제공한다. 본 발명의 캔용 강판은, 질량％로, C: 0.010∼0.130％, Si: 0.04％ 이하, Mn: 0.10∼1.00％, P: 0.007∼0.100％, S: 0.0005∼0.0090％, Al: 0.001∼0.100％, N: 0.0050％ 이하, Ti: 0.0050∼0.1000％, B: 0.0005∼0.0020％ 미만, Cr: 0.08％ 이하를 함유하고, 0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700을 충족하는 성분 조성과, 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 이하인 조직을 갖고, 상항복 강도가 550∼620㎫이다.

Description

캔용 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 캔용 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
강판이 사용되는 식(食)캔이나 음료캔의 캔 몸통이나 뚜껑에 있어서, 캔 제조 비용의 저감이 요망되고 있고, 그의 대책으로서, 사용하는 강판의 박육화에 의한 소재의 저비용화가 진행되고 있다. 박육화의 대상이 되는 강판은, 드로잉 가공에 의해 성형되는 2피스 캔의 캔 몸통 및, 원통 성형에 의해 성형되는 3피스 캔의 캔 몸통, 그리고 캔 뚜껑에 사용되는 강판이다. 단순히 강판을 박육화하면, 캔 몸통이나 캔 뚜껑의 강도가 저하하기 때문에, 재드로잉 캔(DRD(draw-redraw) 캔)이나 용접 캔의 캔 몸통과 같은 부위에는, 고강도 극박(極薄) 캔용 강판이 요망되고 있다.
고강도 극박 캔용 강판은, 어닐링 후에 압하율이 20％ 이상이 되는 2차 냉간 압연을 실시하는 Double Reduce법(이하, 「DR법」이라고도 칭함)을 이용하여 제조되고 있다. DR법을 이용하여 제조된 강판(이하, 「DR재」라고도 칭함)은, 고강도이지만, 전체 연신이 작고(연성이 부족하고), 가공성이 뒤떨어진다.
캔 몸통에 있어서, 뚜껑의 재료 비용 삭감을 목적으로 캔 입구의 지름을 다른 부분의 지름보다 작게 설계하는 경우가 있다. 캔 입구의 지름을 축소시키는 가공은 넥 가공이라고 불리고, 금형의 다이를 사용한 다이 넥 가공 또는 회전 롤을 사용하는 스핀 넥 가공을 캔 입구에 실시하여 캔 입구를 축경시켜 넥부를 성형한다. DR재와 같이 소재가 고강도가 되면, 넥부에, 소재의 국소적인 변형에 기인한 좌굴에 의한 패임이 발생한다. 패임은, 캔의 외관 불량이 되어 상품 가치를 훼손하기 때문에 회피해야 한다. 또한, 소재가 박육화함과 함께 넥부의 패임은 발생하기 쉬워진다.
고강도 극박 캔용 강판으로서 일반적으로 이용되는 DR재는, 연성이 부족하고 캔 몸통의 넥부의 가공이 곤란한 경우가 많다. 그 때문에, DR재를 이용하는 경우, 다회수의 금형 조정과 다단계 가공을 거쳐 제품을 얻고 있다. 또한, DR재에서는 2차 냉간 압연에 의한 가공 경화에 의해 강판을 고강도화하고 있기 때문에, 2차 냉간 압연의 정밀도에 따라서는 가공 경화가 불균일하게 강판에 도입되는 결과, DR재를 가공할 때에 국소적인 변형이 생기는 경우가 있다. 이 국소적인 변형은, 캔 몸통의 넥부에 패임을 발생시키는 원인이 되기 때문에 회피해야 한다.
이러한 DR재의 결점을 회피하기 위해, 여러 가지의 강화법을 이용한 고강도 강판의 제조 방법이 제안되고 있다. 특허문헌 1에서는, 강 조직의 미세화로 고강도화를 도모함과 함께 강 조직의 적정화를 도모함으로써, 캔 제조 시의 딥 드로잉성 및 플랜지 가공성과 캔 제조 후의 표면 형상이 우수한 강판이 제안되고 있다. 특허문헌 2에서는, 저탄소강에 Mn, P 및 N을 적정량으로 조정함으로써, 가공 시는 연질이지만, 가공 후의 열처리에 의해 경질 상태가 얻어지는 박육화 딥 드로잉 아이어닝 캔용 강판이 제안되고 있다. 특허문헌 3에서는, 산화물계 개재물의 입경을 제어함으로써, 용접부의 성형성이 우수한, 예를 들면 넥 주름 발생이 적고, 또한 플랜지 균열을 개선하는 3피스 캔용 강판이 제안되고 있다. 특허문헌 4에서는, N 함유량을 높임으로써 고용 N에 의한 고강도화를 도모하고, 강판의 판두께 방향의 전위 밀도를 제어함으로써, 인장 강도가 400㎫ 이상이고, 파단 연신이 10％ 이상인 고강도 용기용 강판이 제안되고 있다.
일본공개특허공보 평8-325670호 일본공개특허공보 2004-183074호 일본공개특허공보 2001-89828호 국제공개 제2015/166653호
전술한 바와 같이, 캔용 강판을 박육화하려면 강도를 확보하는 것이 필요하다. 한편, 넥부를 갖는 캔 몸통의 소재로서 강판을 이용하는 경우에는, 당해 강판은 고연성일 필요가 있다. 추가로, 캔 몸통의 넥부에 있어서 패임이 발생하는 것을 억제하기 위해서는, 강판의 국소적인 변형을 억제할 필요가 있다. 그러나, 이들 특성에 대해서, 상기의 종래 기술로는, 강도, 연성(전체 연신), 균일 변형능, 넥부의 가공성 중 어느 하나가 뒤떨어진다.
특허문헌 1에서는, 강 조직의 미세화와 강 조직의 적정화로 고강도 또한 연성의 밸런스가 취해진 강이 제안되고 있다. 그러나, 특허문헌 1에서는 강판의 국소적인 변형에 대해서는 전혀 고려되고 있지 않아, 특허문헌 1에 기재된 제조 방법으로는, 캔 몸통의 넥부에 요구되는 가공성을 만족하는 강판을 얻는 것은 어렵다.
특허문헌 2는, P에 의한 강 조직의 미세화와 N의 시효에 의해 캔강도 특성을 높이는 제안을 하고 있다. 그러나, 특허문헌 2에 의한, P의 첨가에 의한 강판의 고강도화는, 강판의 국소적인 변형을 초래하기 쉬워져, 특허문헌 2에 기재된 기술로는, 캔 몸통의 넥부에 요구되는 가공성을 만족하는 강판을 얻는 것은 어렵다.
특허문헌 3은, Nb, B에 의한 결정립의 미세화로, 소망하는 강도를 얻고 있다. 그러나, 특허문헌 3에 의한 강판의 인장 강도는 540㎫ 미만으로, 고강도 극박 캔용 강판으로서의 강도가 뒤떨어진다. 또한, 용접부의 성형성 및 표면 성상의 관점에서는, Ca나 REM의 첨가도 필수이고, 특허문헌 3의 기술로는 내식성을 열화시키는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 3에서는 강판의 국소적인 변형에 대해서는 전혀 고려되고 있지 않아, 특허문헌 3에 기재된 제조 방법으로는, 캔 몸통의 넥부에 요구되는 가공성을 만족하는 강판을 얻는 것은 어렵다.
특허문헌 4는, 인장 강도가 400㎫ 이상이고, 파단 연신이 10％ 이상인 고강도 용기용 강판을 이용하여, 캔 뚜껑을 성형함으로써, 내압 강도 평가를 실시하고 있다. 그러나, 특허문헌 4에서는 캔 몸통의 넥부의 형상에 대해서는 전혀 고려되고 있지 않아, 특허문헌 4에 기재된 기술로는 양호한 캔 몸통의 넥부를 얻는 것은 어렵다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 고강도이고, 특히, 넥부를 갖는 캔 몸통의 소재로서 충분히 높은 가공성을 갖는 캔용 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 과제를 해결하는 본 발명의 요지 구성은 이하와 같다.
[1] 질량％로, C: 0.010％ 이상 0.130％ 이하, Si: 0.04％ 이하, Mn: 0.10％ 이상 1.00％ 이하, P: 0.007％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0005％ 이상 0.0090％ 이하, Al: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, N: 0.0050％ 이하, Ti: 0.0050％ 이상 0.1000％ 이하, B: 0.0005％ 이상 0.0020％ 미만 및, Cr: 0.08％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti＊＝Ti－1.5S로 할 때, 0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700의 관계를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과, 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 이하인 조직을 갖고, 상(上)항복 강도가 550㎫ 이상 620㎫ 이하인 캔용 강판.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Nb: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하, Mo: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하 및, V: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 [1]에 기재된 캔용 강판.
[3] 질량％로, C: 0.010％ 이상 0.130％ 이하, Si: 0.04％ 이하, Mn: 0.10％ 이상 1.00％ 이하, P: 0.007％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0005％ 이상 0.0090％ 이하, Al: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, N: 0.0050％ 이하, Ti: 0.0050％ 이상 0.1000％ 이하, B: 0.0005％ 이상 0.0020％ 미만 및, Cr: 0.08％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti＊＝Ti－1.5S로 할 때, 0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700의 관계를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1200℃ 이상에서 가열하고, 850℃ 이상의 마무리 압연 온도로 압연하여 강판으로 하고, 상기 강판을 640℃ 이상 780℃ 이하의 온도로 권취하고, 그 후 500℃에서 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 25℃/h 이상 55℃/h 이하로 하는 냉각을 행하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 강판에, 86％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정 후의 강판을 640℃ 이상 780℃ 이하의 온도역에서 10s 이상 90s 이하 보존유지(保持)하고, 그 후, 상기 강판을 7℃/s 이상 180℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도역까지 1차 냉각하고, 계속해서, 상기 강판을 0.1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하까지 2차 냉각하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 강판에, 0.1％ 이상 3.0％ 이하의 압하율로 조질 압연을 실시하는 공정을 갖는 캔용 강판의 제조 방법.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Nb: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하, Mo: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하 및, V: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 [3]에 기재된 캔용 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 고강도이고, 특히, 넥부를 갖는 캔 몸통의 소재로서 충분히 높은 가공 정밀도를 갖는 캔용 강판을 얻을 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
본 발명을 이하의 실시 형태에 기초하여 설명한다. 우선, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 캔용 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 단위는 모두 「질량％」이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 이상 간단히 「％」로 나타낸다.
C: 0.010％ 이상 0.130％ 이하
본 실시 형태에 있어서의 캔용 강판은, 550㎫ 이상의 상(上)항복 강도를 갖는 것이 중요하다. 그러기 위해서는, Ti를 함유함으로써 생성하는 Ti계 탄화물에 의한 석출 강화를 이용하는 것이 중요해진다. Ti계 탄화물에 의한 석출 강화를 이용하기 위해서는, 캔용 강판에 있어서의 C 함유량이 중요해진다. C 함유량이 0.010％ 미만이 되면, 전술한 석출 강화에 의한 강도 상승 효과가 저감하여, 상항복 강도가 550㎫ 미만이 된다. 따라서, C 함유량의 하한을 0.010％로 하고, 0.015％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C 함유량이 0.130％를 초과하면, 강의 용제 중의 냉각 과정에 있어서 아포정 균열을 일으킴과 함께, 강판이 과잉으로 경질화하기 때문에 연성이 저하한다. 추가로 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, C 함유량의 상한을 0.130％로 한다. 또한, C 함유량이 0.060％ 이하이면, 열연판의 강도가 억제되고, 냉간 압연 시의 변형 저항이 보다 작아져, 압연 속도를 크게 해도 표면 결함이 생기기 어렵다. 이 때문에, 제조하기 쉬운 관점에서는, C 함유량을 0.060％ 이하로 하는 것이 바람직하다. C 함유량은, 0.015％ 이상 0.060％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Si: 0.04％ 이하
Si는 고용 강화에 의해 강을 고강도화시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Si 함유량이 0.04％를 초과하면 내식성이 현저하게 손상된다. 따라서, Si 함유량을 0.04％ 이하로 한다. Si 함유량은, 0.03％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상 0.03％ 이하이다.
Mn: 0.10％ 이상 1.00％ 이하
Mn은 고용 강화에 의해 강의 강도를 증가시킨다. Mn 함유량이 0.10％ 미만이 되면, 550㎫ 이상의 상항복 강도를 확보할 수 없다. 따라서, Mn 함유량의 하한을 0.10％로 한다. 한편, Mn 함유량이 1.00％를 초과하면, 내식성 및 표면 특성이 뒤떨어질 뿐만이 아니라, 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 국소적인 변형이 발생하여, 균일 변형능(能)이 뒤떨어진다. 따라서, Mn 함유량의 상한을 1.00％로 한다. Mn 함유량은, 0.20％ 이상이 바람직하고, 0.60％ 이하가 바람직하고, 0.20％ 이상 0.60％ 이하가 보다 바람직하다.
P: 0.007％ 이상 0.100％ 이하
P는 고용 강화능이 큰 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P를 0.007％ 이상에서 함유시키는 것이 필요해진다. 따라서, P 함유량의 하한을 0.007％로 한다. 한편, P의 함유량이 0.100％를 초과하면, 강판이 과잉으로 경질화하기 때문에 연성이 저하하고, 더욱 내식성이 뒤떨어지는 것이 된다. 따라서, P 함유량의 상한을 0.100％로 한다. P 함유량은, 0.008％ 이상이 바람직하고, 0.015％ 이하가 바람직하고, 0.008％ 이상 0.015％ 이하가 보다 바람직하다.
S: 0.0005％ 이상 0.0090％ 이하
본 실시 형태에 있어서의 캔용 강판은, Ti계 탄화물에 의한 석출 강화에 의해 고강도를 얻고 있다. S는 Ti와 TiS를 형성하기 쉽고, TiS가 형성되면 석출 강화에 유용한 Ti계 탄화물의 양이 저감하여, 고강도가 얻어지지 않는다. 즉, S 함유량이 0.0090％ 초과가 되면, TiS가 다량으로 형성되어, 강도가 저하한다. 따라서, S 함유량의 상한을 0.0090％로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하이다. 한편, S 함유량이 0.0005％ 미만이 되면, 탈S 비용이 과대가 된다. 따라서, S 함유량의 하한을 0.0005％로 한다.
Al: 0.001％ 이상 0.100％ 이하
Al은, 탈산제로서 함유시키는 원소이고, 강의 미세화에도 유용하다. Al 함유량이 0.001％ 미만이 되면, 탈산제로서의 효과가 불충분하여, 응고 결함의 발생을 초래함과 함께 제강 비용이 증대한다. 따라서, Al 함유량의 하한을 0.001％로 한다. 한편, Al 함유량이 0.100％를 초과하면, 표면 결함이 발생할 우려가 있다. 따라서, Al 함유량의 상한을 0.100％ 이하로 한다. 또한, Al 함유량을 0.010％ 이상 0.060％ 이하로 하면, Al을 탈산제로서 보다 양호하게 기능시킬 수 있어, 바람직하다.
N: 0.0050％ 이하
본 실시 형태에 있어서의 캔용 강판은, Ti계 탄화물에 의한 석출 강화에 의해 고강도를 얻고 있다. N은, Ti와 TiN을 형성하기 쉽고, TiN이 형성되면 석출 강화에 유용한 Ti계 탄화물의 양이 저감하여, 고강도가 얻어지지 않는다. 또한, N 함유량이 지나치게 많으면, 연속 주조 시의 온도가 저하하는 하부 교정대에 있어서 슬래브 균열이 발생하기 쉬워진다. 따라서, N 함유량의 상한을 0.0050％로 한다. N 함유량의 하한은, 특별히 형성할 필요는 없지만, 제강 비용의 관점에서는, N 함유량을 0.0005％ 초과로 하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.0050％ 이상 0.1000％ 이하
Ti는 탄화물 생성능이 높은 원소이고, 미세한 탄화물을 석출시키는 데에 유효하다. 이에 따라, 상항복 강도가 상승한다. 본 실시 형태에서는, Ti 함유량을 조정함으로써 상항복 강도를 조정할 수 있다. Ti 함유량을 0.0050％ 이상으로 함으로써 이 효과가 발생하기 때문에, Ti 함유량의 하한을 0.0050％로 한다. 한편, Ti는 재결정 온도의 상승을 초래하기 때문에, Ti 함유량이 0.1000％를 초과하면, 640∼780℃의 어닐링에서는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, Ti 함유량의 상한을 0.1000％로 한다. Ti 함유량은, 0.0100％ 이상이 바람직하고, 0.0800％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0100％ 이상 0.0800％ 이하이다.
B: 0.0005％ 이상 0.0020％ 미만
B는, 페라이트 입경을 미세화하고, 상항복 강도를 상승시키는 데에 유효하다. 본 실시 형태에서는, B 함유량을 조정함으로써 상항복 강도를 조정할 수 있다. B 함유량을 0.0005％ 이상으로 함으로써 이 효과가 발생하기 때문에, B 함유량의 하한을 0.0005％로 한다. 한편, B는 재결정 온도의 상승을 초래하기 때문에, B 함유량이 0.0020％ 이상이 되면, 640℃∼780℃의 어닐링에서는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, B 함유량을 0.0020％ 미만으로 한다. B 함유량은, 0.0006％ 이상이 바람직하고, 0.0018％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0006％ 이상 0.0018％ 이하이다.
Cr: 0.08％ 이하
Cr은 탄질화물을 형성하는 원소이다. Cr의 탄질화물은, 강화능이 Ti계 탄화물과 비교하여 작기는 하지만, 강의 고강도화에 기여한다. 이 효과를 충분히 얻는 관점에서는, Cr 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Cr 함유량이 0.08％를 초과하면, Cr의 탄질화물을 과잉으로 형성하여, 강의 강화능에 가장 크게 기여하는 Ti계 탄화물의 형성이 억제되어, 소망하는 강도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Cr 함유량을 0.08％ 이하로 한다.
0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700
고강도를 얻고, 또한 가공 시에 국소적인 변형을 억제하기 위해서는, (Ti＊/48)/(C/12)의 값이 중요하다. 여기에서, Ti＊는, Ti＊＝Ti－1.5S에 의해 정의된다. Ti는 C와 미세한 석출물(Ti계 탄화물)을 형성하여, 강의 고강도화에 기여한다. Ti계 탄화물을 형성하지 않는 C는, 시멘타이트 혹은 고용 C로서 강 중에 존재하게 된다. 이 고용 C는, 강판의 가공 시에 국소적인 변형의 원인이 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 또한, Ti는 S와 결합하여 TiS를 형성하기 쉽고, TiS가 형성되면 석출 강화에 유용한 Ti계 탄화물의 양이 저감하여, 고강도가 얻어지지 않는다. 본 발명자들은, (Ti＊/48)/(C/12)의 값을 제어함으로써, Ti계 탄화물에 의한 고강도화를 달성하면서, 강판의 가공 시의 국소 변형에 기인한 패임을 억제할 수 있는 것을 발견하여, 본 발명에 이르렀다. 즉, (Ti＊/48)/(C/12)이 0.005 미만이 되면, 강의 고강도화에 기여하는 Ti계 탄화물의 양이 저감하여, 상항복 강도가 550㎫ 미만이 됨과 함께, 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, (Ti＊/48)/(C/12)을 0.005 이상으로 한다. 한편으로, (Ti＊/48)/(C/12)이 0.700을 초과하면, 640℃∼780℃의 어닐링에서는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, (Ti＊/48)/(C/12)을 0.700 이하로 한다. (Ti＊/48)/(C/12)은, 0.090 이상이 바람직하고, 0.400 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.090 이상 0.400 이하이다.
상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.
이상, 본 발명의 기본 성분에 대해서 설명했지만, 필요에 따라서 이하의 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.
Nb: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하
Nb는, Ti와 마찬가지로 탄화물 생성능이 높은 원소이고, 미세한 탄화물을 석출시키는 데에 유효하다. 이에 따라, 상항복 강도가 상승한다. 본 실시 형태에서는, Nb 함유량을 조정함으로써 상항복 강도를 조정할 수 있다. Nb 함유량을 0.0050％ 이상으로 함으로써 이 효과가 발생하기 때문에, Nb를 첨가하는 경우는, Nb 함유량의 하한을 0.0050％로 하는 것이 바람직하다. 한편, Nb는 재결정 온도의 상승을 초래하기 때문에, Nb 함유량이 0.0500％를 초과하면, 640℃∼780℃의 어닐링에서는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우는, Nb 함유량의 상한을 0.0500％로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 0.0080％ 이상이 보다 바람직하고, 0.0300％ 이하가 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.0080％ 이상 0.0300％ 이하이다.
Mo: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하
Mo는, Ti와 Nb와 마찬가지로 탄화물 생성능이 높은 원소이고, 미세한 탄화물을 석출시키는 데에 유효하다. 이에 따라, 상항복 강도가 상승한다. 본 실시 형태에서는, Mo 함유량을 조정함으로써 상항복 강도를 조정할 수 있다. Mo 함유량을 0.0050％ 이상으로 함으로써 이 효과가 발생하기 때문에, Mo를 첨가하는 경우는, Mo 함유량의 하한을 0.0050％로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo는 재결정 온도의 상승을 초래하기 때문에, Mo 함유량이 0.0500％를 초과하면, 640℃∼780℃의 어닐링에서는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우는, Mo 함유량의 상한을 0.0500％로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 0.0080％ 이상이 보다 바람직하고, 0.0300％ 이하가 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.0080％ 이상 0.0300％ 이하이다.
V: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하
V는, 페라이트 입경을 미세화하고, 상항복 강도를 상승시키는 데에 유효하다. 본 실시 형태에서는, V 함유량을 조정함으로써 상항복 강도를 조정할 수 있다. V 함유량을 0.0050％ 이상으로 함으로써 이 효과가 발생하기 때문에, V를 첨가하는 경우는, V 함유량의 하한을 0.0050％로 하는 것이 바람직하다. 한편, V는 재결정 온도의 상승을 초래하기 때문에, V 함유량이 0.0500％를 초과하면, 640℃∼780℃의 어닐링에서는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, V를 첨가하는 경우는, V 함유량의 상한을 0.0500％로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 0.0080％ 이상이 보다 바람직하고, 0.0300％ 이하가 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.0080％ 이상 0.0300％ 이하이다.
다음으로, 본 실시 형태에 의한 캔용 강판의 기계적 성질에 대해서 설명한다.
상항복 강도: 550㎫ 이상 620㎫ 이하
용접 캔의 패임에 대한 강도인 덴트 강도 및 캔 뚜껑의 내압 강도 등을 확보하기 위해, 강판의 상항복 강도를 550㎫ 이상으로 한다. 한편, 강판의 상항복 강도가 620㎫ 초과가 되면, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, 강판의 상항복 강도는 550㎫ 이상 620㎫ 이하로 한다.
또한, 항복 강도는 「JIS Z 2241:2011」에 나타나는 금속 재료 인장 시험 방법에 의해 측정할 수 있다. 상기한 항복 강도는, 성분 조성, 열간 압연 공정의 권취 온도, 열간 압연 공정의 권취 후의 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도, 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율, 어닐링 공정에 있어서의 균열 온도 및 보존유지 시간, 어닐링 공정에 있어서의 냉각 속도, 그리고, 조질 압연 공정에 있어서의 압하율을 조정함으로써 얻을 수 있다. 구체적으로는, 550㎫ 이상 620㎫ 이하의 항복 강도는, 상기의 성분 조성으로 하고, 열간 압연 공정에 있어서 권취 온도를 640℃ 이상 780℃ 이하로 하고, 권취 후의 500℃로부터 300℃의 평균 냉각 속도를 25℃/h 이상 55℃/h 이하로 하고, 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율을 86％ 이상으로 하고, 어닐링 공정에 있어서, 640℃ 이상 780℃ 이하의 온도역에 있는 보존유지 시간을 10s 이상 90s 이하로 하고, 7℃/s 이상 180℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도역까지 1차 냉각하고, 0.1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하까지 2차 냉각하고, 조질 압연 공정에 있어서의 압하율을 0.1％ 이상 3.0％ 이하로 함으로써 얻을 수 있다.
다음으로, 본 발명에 따른 캔용 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다.
미재결정 페라이트의 비율: 3％ 이하
금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되면, 가공 시, 예를 들면, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공할 때에 국소적인 변형에 기인하는 패임이 발생한다. 따라서, 금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율을 3％ 이하로 한다. 가공 시에 국소 변형이 발생하는 메커니즘은 분명하지 않지만, 미재결정 페라이트가 다량으로 존재하면, 가공 시에 미재결정 페라이트와 전위의 상호 작용의 밸런스가 무너져, 패임의 발생에 이른다고 추찰된다. 금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율은, 바람직하게는 2.7％ 이하이다. 금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율을 0.5％ 이상으로 하면 어닐링 온도를 비교적 낮게 할 수 있기 때문에 바람직하고, 0.8％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율은, 이하의 방법에 의해 측정할 수 있다. 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 방향의 단면을 연마 후, 부식액(3체적％ 나이탈)으로 부식한다. 다음으로, 광학 현미경을 이용하여, 400배의 배율로 10시야에 걸쳐 판두께 1/4의 깊이 위치(상기 단면에 있어서의, 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4의 위치)에서 판두께 1/2의 위치까지의 영역을 관찰한다. 다음으로, 광학 현미경에 의해 촬영한 조직 사진을 이용하여 미재결정 페라이트를 육안 판정에 의해 특정하고, 화상 해석에 의해 미재결정 페라이트의 면적률을 구한다. 여기에서 미재결정 페라이트는, 400배의 배율의 광학 현미경에서 압연 방향으로 신장한 형상을 나타낸 금속 조직이다. 각 시야에 있어서 미재결정 페라이트의 면적률을 구하고, 10시야의 면적률을 평균낸 값을 금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율로 한다.
판두께: 0.4㎜ 이하
현재, 캔 제조 비용의 저감을 목적으로 하여, 강판의 박육화가 진행되고 있다. 그러나, 강판의 박육화, 즉, 강판의 판두께를 저감함에 수반하여, 캔체 강도의 저하 및 가공 시의 성형 불량이 우려된다. 이에 대하여, 본 실시 형태에 의한 캔용 강판은, 판두께가 얇은 경우라도, 캔체 강도, 예를 들면 캔 뚜껑의 내압 강도를 저하시키는 일이 없어, 가공 시에 패임이 발생한다는 성형 불량이 생기지 않는다. 즉, 판두께가 얇은 경우에, 고강도 또한 가공 정밀도가 높다는 본 발명의 효과가 현저하게 발휘되는 것이다. 따라서, 이 관점에서는, 캔용 강판의 판두께를 0.4㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 판두께는 0.3㎜ 이하로 해도 좋고, 0.2㎜ 이하로 해도 좋다.
다음으로, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 캔용 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 이하, 온도는, 강판의 표면 온도를 기준으로 한다. 또한, 평균 냉각 속도는, 강판의 표면 온도에 기초하여 다음과 같이 계산하여 얻어진 값으로 한다. 예를 들면, 500℃에서 300℃까지의 평균 냉각 속도는, {(500℃)－(300℃)}/(500℃에서 300℃까지의 냉각 시간)에 의해 나타난다.
본 실시 형태에 의한 캔용 강판을 제조할 때는, 전로 등을 이용한 공지의 방법에 의해, 용강을 상기의 성분 조성으로 조정하고, 그 후, 예를 들면 연속 주조법에 의해 슬래브로 한다.
슬래브 가열 온도: 1200℃ 이상
열간 압연 공정의 슬래브 가열 온도가 1200℃ 미만이 되면, 어닐링 후에 미재결정 조직이 강판에 잔존하여, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, 슬래브 가열 온도의 하한을 1200℃로 한다. 슬래브 가열 온도는, 바람직하게는 1220℃ 이상이다. 슬래브 가열 온도는, 1350℃ 초과로 해도 효과가 포화하기 때문에, 상한을 1350℃로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 온도: 850℃ 이상
열간 압연 공정의 마무리 온도가 850℃ 미만이 되면, 열연 강판의 미재결정 조직에 기인하는 미재결정 조직이 어닐링 후의 강판에 잔존하여, 강판의 가공 시에 국소적인 변형에 의해 패임이 발생한다. 따라서, 마무리 압연 온도의 하한을 850℃로 한다. 한편, 마무리 압연 온도가 950℃ 이하이면, 강판 표면의 스케일 발생이 억제되어, 보다 양호한 표면 성상이 얻어지기 때문에 바람직하다.
권취 온도: 640℃ 이상 780℃ 이하
열간 압연 공정의 권취 온도가 640℃ 미만이 되면, 열연 강판에 시멘타이트가 다량으로 석출된다. 그에 따라, 어닐링 후의 금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 국소적인 변형에 기인한 패임이 발생한다. 따라서, 권취 온도의 하한을 640℃로 한다. 한편, 권취 온도가 780℃를 초과하면, 연속 어닐링 후의 강판의 페라이트의 일부가 조대화하고, 강판이 연질화하여, 상항복 강도가 550㎫ 미만이 된다. 따라서, 권취 온도의 상한을 780℃로 한다. 권취 온도는, 660℃ 이상이 바람직하고, 760℃ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 660℃ 이상 760℃ 이하이다.
500℃에서 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도: 25℃/h 이상 55℃/h 이하
권취 후의 500℃에서 300℃까지의 평균 냉각 속도가 25℃/h 미만이 되면, 열연 강판에 시멘타이트가 다량으로 석출된다. 그에 따라, 어닐링 후의 금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 국소적인 변형에 기인한 패임이 발생한다. 또한, 강도에 기여하는 미세한 Ti계 탄화물량이 저감하여, 강판의 강도가 저하한다. 따라서, 권취 후의 500℃에서 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도의 하한을 25℃/h로 한다. 한편, 권취 후의 500℃에서 300℃까지의 평균 냉각 속도가 55℃/h를 초과하면, 강 중에 존재하는 고용 C가 증대하여, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 고용 C에 기인한 패임이 발생한다. 따라서, 권취 후의 500℃에서 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한을 55℃/h로 한다. 권취 후의 500℃에서 300℃의 평균 냉각 속도는, 30℃/h 이상이 바람직하고, 50℃/h 이하가 바람직하고, 30℃/h 이상 50℃/h 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기한 평균 냉각 속도는, 공냉에 의해 달성할 수 있다. 또한, 「평균 냉각 속도」란, 코일 폭 방향 에지와 센터의 평균 온도를 기준으로 한다.
산 세정
그 후, 필요에 따라서, 산 세정을 행하는 것이 바람직하다. 산 세정은, 표층 스케일을 제거할 수 있으면 좋고, 특별히 조건을 한정할 필요는 없다. 또한, 산 세정 이외의 방법으로 스케일을 제거해도 좋다.
냉간 압연에 있어서의 압하율: 86％ 이상
냉간 압연 공정의 압하율이 86％ 미만이 되면, 냉간 압연에서 강판에 부여되는 변형이 저하하기 때문에, 어닐링 후의 강판의 상항복 강도를 550㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, 냉간 압연 공정의 압하율을 86％ 이상으로 한다. 냉간 압연 공정의 압하율은, 87％ 이상이 바람직하고, 94％ 이하가 바람직하고, 87％ 이상 94％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 열간 압연 공정 후로서 냉간 압연 공정 전에 적절히 다른 공정, 예를 들면 열연판을 연질화시키기 위한 어닐링 공정을 포함해도 좋다. 또한, 열간 압연 공정의 직후에 산 세정을 행하지 않고 냉간 압연 공정을 행해도 좋다.
보존유지 온도: 640℃ 이상 780℃ 이하
어닐링 공정에 있어서의 보존유지 온도가 780℃를 초과하면, 어닐링에 있어서 히트 버클 등의 통판 트러블이 발생하기 쉬워진다. 또한, 강판의 페라이트 입경이 일부 조대화하고, 강판이 연질화하여, 상항복 강도가 550㎫ 미만이 된다. 따라서, 보존유지 온도를 780℃ 이하로 한다. 한편, 어닐링 온도가 640℃ 미만이면, 페라이트립의 재결정이 불완전해지고, 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 따라서, 보존유지 온도를 640℃ 이상으로 한다. 또한, 보존유지 온도는 660℃ 이상이 바람직하고, 740℃ 이하가 바람직하고, 660℃ 이상 740℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
640℃ 이상 780℃ 이하의 온도역에 있는 보존유지 시간: 10s 이상 90s 이하
보존유지 시간이 90s를 초과하면, 주로 열간 압연의 권취 공정에 있어서 석출되는 Ti계 탄화물이 승온 중에 조대해져, 강도가 저하한다. 한편, 보존유지 시간이 10s 미만이 되면, 페라이트립의 재결정이 불완전해지고, 미재결정이 잔존하여, 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 초과가 되어, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다.
어닐링에는 연속 어닐링 장치를 이용할 수 있다. 또한, 냉간 압연 공정 후로서 어닐링 공정 전에 적절히 다른 공정, 예를 들면 열연판을 연질화시키기 위한 어닐링 공정을 포함해도 좋고, 냉간 압연 공정의 직후에 어닐링 공정을 행해도 좋다.
1차 냉각: 7℃/s 이상 180℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도역까지 냉각
상기 보존유지 후, 7℃/s 이상 180℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도역까지 냉각한다. 평균 냉각 속도가 180℃/s를 초과하면, 강판이 과잉으로 경질화하여, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 한편, 평균 냉각 속도가 7℃/s 미만이 되면, Ti계 탄화물이 조대해져, 강도가 저하한다. 평균 냉각 속도는, 20℃/s 이상이 바람직하고, 160℃/s 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 20℃/s 이상 160℃/s 이하이다. 또한, 보존유지 후의 1차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 500℃ 미만이 되면, 강판이 과잉으로 경질화하여, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 500℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 보존유지 후의 1차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도는 520℃ 이상으로 한다. 보존유지 후의 1차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 600℃를 초과하면, Ti계 탄화물이 조대해져, 강도가 저하하기 때문에, 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 한다.
2차 냉각: 0.1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하까지 냉각
1차 냉각 후의 2차 냉각에서는, 0.1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각한다. 평균 냉각 속도가 10℃/s 초과가 되면, 강판이 과잉으로 경질화하여, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 한편, 평균 냉각 속도가 0.1℃/s 미만이 되면, Ti계 탄화물이 조대해져, 강도가 저하한다. 평균 냉각 속도는, 1.0℃/s 이상이 바람직하고, 8.0℃/s 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0℃/s 이상 8.0℃/s 이하이다. 2차 냉각에서는 300℃ 이하까지 냉각한다. 300℃ 초과에서 2차 냉각을 정지하면, 강판이 과잉으로 경질화하여, 강판을 캔 몸통의 넥부로 가공했을 때에 패임이 발생한다. 바람직하게는 290℃ 이하까지 2차 냉각을 행한다.
조질 압연에 있어서의 압하율: 0.1％ 이상 3.0％ 이하
어닐링 후의 조질 압연에 있어서의 압하율이 3.0％를 초과하면, 과잉인 가공 경화가 강판에 도입되는 것에 기인하여, 강판 강도가 과잉으로 상승하여, 강판의 가공 시, 예를 들면 캔 몸통의 넥부의 가공에서 패임이 발생하거나 한다. 따라서, 조질 압연에 있어서의 압하율을 3.0％ 이하로 하고, 바람직하게는, 1.6％ 이하로 한다. 한편, 조질 압연에는 강판에 표면 조도를 부여하는 역할이 있어, 균일한 표면 조도를 강판에 부여하고, 또한 상항복 강도를 550㎫ 이상으로 하기 위해서는, 조질 압연의 압하율을 0.1％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 조질 압연 공정은, 어닐링 장치 내에서 실시해도 좋고, 독립된 압연 공정으로 실시해도 좋다.
이상에 의해, 본 실시 형태에 있어서의 캔용 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에서는, 조질 압연 후에, 추가로 여러 가지의 공정을 행하는 것이 가능하다. 예를 들면, 본 발명의 캔용 강판은, 강판 표면에 도금층을 갖고 있어도 좋다. 도금층으로서는, Sn 도금층, 틴프리 등의 Cr 도금층, Ni 도금층, Sn-Ni 도금층 등을 들 수 있다. 또한, 도장 소부(燒付) 처리 공정, 필름 라미네이트 등의 공정을 행해도 좋다. 또한, 도금이나 라미네이트 필름 등은, 판두께에 대하여 막두께가 충분히 작기 때문에, 캔용 강판의 기계 특성으로의 영향은 무시할 수 있다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조함으로써 강 슬래브를 얻었다. 이어서, 당해 강 슬래브에 대하여, 표 2, 3에 나타내는 열간 압연 조건으로 열간 압연을 실시하여, 열간 압연 후에 산 세정을 행했다. 이어서, 표 2, 3에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하여, 표 2, 3에 나타내는 어닐링 조건으로 연속 어닐링하고, 계속해서, 표 2, 3에 나타내는 압하율로 조질 압연을 실시함으로써 강판을 얻었다. 당해 강판에 통상의Sn 도금을 연속적으로 실시하여, 편면 부착량이 11.2g/㎡가 되는 Sn 도금 강판(블리크)을 얻었다. 그 후, 210℃, 10분의 도장 소부 처리에 상당하는 열처리를 실시한 Sn 도금 강판에 대하여, 이하의 평가를 행했다.
<인장 시험>
「JIS Z 2241:2011」에 나타나는 금속 재료 인장 시험 방법에 준거하여, 인장 시험을 실시했다. 즉, 압연 방향에 대하여 직각 방향이 인장 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편(JIS Z 2201)을 채취하고, 인장 시험편의 평행부에 50㎜(L)의 목표점을 부여하고, JIS Z 2241의 규정에 준거한 인장 시험을 인장 속도 10㎜/분에서 인장 시험편이 파단할 때까지 실시하여, 상항복 강도를 측정했다. 측정 결과를 표 2 및 표 3에 나타낸다.
<금속 조직의 조사>
Sn 도금 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 방향의 단면을 연마 후, 부식액(3체적％ 나이탈)으로 부식했다. 이어서, 광학 현미경을 이용하여, 400배의 배율로 10시야에 걸쳐 판두께 1/4의 깊이 위치(상기 단면에 있어서의, 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4의 위치)에서 판두께 1/2의 위치까지의 영역을 관찰했다. 이어서, 광학 현미경에 의해 촬영한 조직 사진을 이용하여 금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트를 육안 판정에 의해 특정하고, 화상 해석에 의해 미재결정 페라이트의 면적률을 구했다. 여기에서, 미재결정 페라이트는, 400배의 배율의 광학 현미경에서 압연 방향으로 신장한 형상을 나타낸 금속 조직이다. 이어서, 각 시야에서 미재결정 페라이트의 면적률을 구하고, 10시야의 면적률을 평균낸 값을 금속 조직 중에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율로 했다. 또한, 화상 해석은, 화상 해석 소프트웨어(입자 해석 닛테츠스미킨 테크놀로지 가부시키가이샤 제조)를 이용했다. 조사 결과를 표 2 및 표 3에 나타낸다.
<내식성>
Sn 도금 강판에 대하여, 광학 현미경을 이용하여, 측정 면적이 2.7㎟인 영역을 50배의 배율로 관찰하여, Sn 도금이 얇아지는 구멍 형상의 부위의 개수를 계측했다. 구멍 형상의 부위의 개수가 20개 미만인 경우를 ○, 20개 이상 25개 이하인 경우를 △, 25개 초과인 경우를 ×로 했다. 관찰 결과를 표 2 및 표 3에 나타낸다.
<패임의 발생의 유무>
강판으로부터 각형의 블랭크를 채취하여, 롤 가공, 와이어 심 용접, 넥 가공을 순차 가공함으로써, 캔 몸통을 제작했다. 제작한 캔 몸통의 넥부를 둘레 방향 8개소에서 육안으로 관찰하여, 패임의 발생의 유무를 조사했다. 평가 결과를 표 2 및 표 3에 나타낸다. 또한, 둘레 방향 8개소 중 1개소라도 패임이 발생한 경우를 「패임의 발생: 유」라고 하고, 둘레 방향 8개소의 어느 것에 있어서도 패임이 발생하지 않은 경우를 「패임의 발생: 무」라고 했다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
(산업상의 이용 가능성)
본 발명에 의하면, 고강도이고, 특히, 캔 몸통의 넥부의 소재로서 충분히 높은 가공 정밀도를 갖는 캔용 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 강판의 균일 변형능이 높기 때문에, 예를 들면 캔 몸통 가공을 행하는 경우, 높은 가공 정밀도를 갖는 캔 몸통 제품을 제작하는 것이 가능해진다. 또한, 본 발명은, 고가공도의 캔 몸통 가공을 수반하는 3피스 캔, 보텀부가 수％ 가공되는 2피스 캔, 캔 뚜껑을 중심으로 캔용 강판으로서 최적이다.

Claims (4)

  1. 질량％로, C: 0.010％ 이상 0.130％ 이하, Si: 0.04％ 이하, Mn: 0.10％ 이상 1.00％ 이하, P: 0.007％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0005％ 이상 0.0090％ 이하, Al: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, N: 0.0050％ 이하, Ti: 0.0050％ 이상 0.1000％ 이하, B: 0.0005％ 이상 0.0020％ 미만 및, Cr: 0.08％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti＊＝Ti－1.5S로 할 때, 0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700의 관계를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과, 미재결정 페라이트의 비율이 3％ 이하인 조직을 갖고, 상항복 강도가 550㎫ 이상 620㎫ 이하인 캔용 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Nb: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하, Mo: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하 및, V: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 캔용 강판.
  3. 질량％로, C: 0.010％ 이상 0.130％ 이하, Si: 0.04％ 이하, Mn: 0.10％ 이상 1.00％ 이하, P: 0.007％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0005％ 이상 0.0090％ 이하, Al: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, N: 0.0050％ 이하, Ti: 0.0050％ 이상 0.1000％ 이하, B: 0.0005％ 이상 0.0020％ 미만 및, Cr: 0.08％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti＊＝Ti－1.5S로 할 때, 0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700의 관계를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1200℃ 이상에서 가열하고, 850℃ 이상의 마무리 압연 온도로 압연하여 강판으로 하고, 상기 강판을 640℃ 이상 780℃ 이하의 온도로 권취하고, 그 후 500℃에서 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 25℃/h 이상 55℃/h 이하로 하는 냉각을 행하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 강판에, 86％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정 후의 강판을 640℃ 이상 780℃ 이하의 온도역에서 10s 이상 90s 이하 보존유지(保持)하고, 그 후, 상기 강판을 7℃/s 이상 180℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 500℃ 이상 600℃ 이하의 온도역까지 1차 냉각하고, 계속해서, 상기 강판을 0.1℃/s 이상 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 300℃ 이하까지 2차 냉각하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 강판에, 0.1％ 이상 3.0％ 이하의 압하율로 조질 압연을 실시하는 공정을 갖는 캔용 강판의 제조 방법.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Nb: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하, Mo: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하 및, V: 0.0050％ 이상 0.0500％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 캔용 강판의 제조 방법.
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