KR100428571B1

KR100428571B1 - 캔 안전성이 우수한 디엔아이용 석도원판의 제조방법

Info

Publication number: KR100428571B1
Application number: KR10-1999-0053569A
Authority: KR
Inventors: 김재익
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 1999-11-29
Filing date: 1999-11-29
Publication date: 2004-04-28
Also published as: KR20010048768A

Abstract

본 발명은 캔안정성이 우수한 디엔아이용 석도원판의 제조방법에 관한 것으로, 연속소둔방식으로 저온소둔하고 강의 집합조직비를 적절히 제어함으로써, 디엔아이 제관단계에서 우수한 가공성을 확보할 뿐 아니라 최종 캔의 내압특성을 향상시켜 가공성은 물론 캔의 안정성 및 경량화를 동시에 확보할 수 있는, 디엔아이용 석도원판의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은 디엔아이용 석도원판을 제조하는 방법에 있어서,

중량%로, C:0.003~0.009%, Mn:0.1~0.6%, S:0.007~0.015%, Al:0.02~0.08%, N:0.0015~0.004%, Mn/S의 중량비:15~40, Al/N의 중량비:15~25, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 함유하는 알루미늄 킬드강을 재가열한 후, 890~910℃의 열간마무리 압연온도조건으로 열간압연한 다음, 600~700℃온도 범위에서 권취를 실시하고 89~92%의 압하율로 냉간압연한 후, 재결정온도~700℃의 온도범위에서 연속소둔하는 것을 특징으로 하는, 캔 안정성이 우수한 디엔아이용 석도원판의 제조방법에 관한 것을, 그 기술적 요지로 한다.

Description

캔 안전성이 우수한 디엔아이용 석도원판의 제조방법{METHOD FOR MANUFACTURING BLACKPLATE FOR DRAWN AND IRONED WITH SUPERIOR CAN STABILLITY}

본 발명은 각종 음료 및 식품의 저장용기로 사용되는 석도강판용 석도원판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 극저탄소 알루미늄 킬드(Al-killed)강을 연속소둔방식에 의해 저온소둔하고 강의 집합조직비를 적절히 제어함으로써 성형성과 아울러 가공 캔의 버클강도(Buckle Strength)를 향상시킬 수 있는, 캔안정성이 우수한 디엔아이용 석도원판의 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로, 석도원판을 용기로 사용하기 위해서, 원판표면에는 주석을 이용한 전기도금을 실시하여 내식성을 부여한다. 이렇게 제조된 석도강판은 표면이 미려하고 내용물에 대한 내식성이 우수하여, 일정한 크기로 절단한 후 원형 또는 각형으로 가공하여 사용한다.

용기의 가공방법으로는, 캔이 뚜껑과 몸통의 2부분으로 구성되는 2-피스 (Piece) 캔과 같이 용접을 하지 않고 캔을 가공하는 방법과, 캔이 몸통과 위,아래뚜껑의 3개 부분으로 구성되는 3-피스캔과 같이 용접 또는 접착에 의해 제조하는 방법이 있다. 상기 용접하지 않고 가공하는 제관방법은 석도강판을 드로우잉(Drawing)하거나, 드로우잉후 아이어닝(Ironning)하여 용기를 가공하는 방법이며, 상기 용접을 실시하는 제관방법은 원판으로부터 절단된 소재를 와이어-심(Wire-seam)용접 등의 저항용접법에 의해 원형으로 가공하여 몸통을 만들고, 그 위,아래에 뚜껑을 각각 가공하여 부착하는 방법이다. 이렇게 제조된 캔에 대하여, 원하는 색상확보 및 캔 내용물의 보호를 위해서 락카(Lacquer) 등의 유기피막을 도장한 다음, 건조를 위해 약 180~220℃에서 소부처리를 실시한다.

상기 2-피스캔의 제조방법중 하나인 디엔아이(Drawn Ironed)가공은 캔 몸체부를 두께방향으로 약 50~60% 정도 아이어닝 가공하는 방법이지만, 이 경우 캔의 밑바닥(Bottom)부는 가공을 크게 받지 않아 상대적으로 소재가 극박화되므로 캔의 안정성 측면에서 문제가 생긴다.

일반적으로 캔의 내압강도는 소재의 두께 및 항복강도에 크게 의존하는 함수이므로 소재의 두께를 두껍게 하거나, 항복강도를 높여주면 캔의 내압특성을 개선하여 안정성을 확보할 수 있다. 그러나, 캔의 두께를 두껍게 하는 것은 소재의 사용량을 증가시켜 제조원가를 상승시키는 요인으로 작용하므로 바람직하지 않다. 반면, 소재의 항복강도를 높일 경우 디엔아이 가공시 성형성을 저하시킬 뿐 아니라 금형의 마모를 증가시켜 금형수명을 저하시키므로, 가공시 항복강도가 낮고 가공후 소부공정에서 항복강도를 올림으로써, 성형성 및 캔 안정성 확보하도록 하는 것이 바람직하다.

한편, 주로 가공용 용기소재로 사용되는 연질 석도원판은 종래에는 상소둔법에 의해 제조되어 왔지만, 이 경우 장시간의 열처리가 필요하여 생산성이 떨어질 뿐 아니라 코일(coil)간 재질편차가 큰 문제점이 있기 때문에, 최근에는 우수한 생산성 및 재질균일성을 확보할 수 있는 연속소둔법으로 제조되고 있다.

일례로, 조질도 T2급 이하의 연질 석도원판은 극저탄소 알루미늄-킬드강에 탄질화물 형성원소인 티타늄(Ti) 혹은 니오븀(Nb)을 첨가하여 연속소둔법으로 제조하는데, 이들 원소는 소둔시 페라이트 재결정을 억제하므로 충분한 가공성 확보를 위해 연속소둔시 750℃ 이상의 고온에서 소둔한다. 그러나, 이러한 고온연속소둔을 행할 경우, 소재 두께가 0.30mm 내외인 대부분의 석도원판은 히트-버클(Heat-Buckle)과 같은 고온소둔에 의한 결함을 유발하여 생산성을 저하시키므로 재결정온도를 낮추어야 하는데, 통상의 석도원판 작업온도가 700℃ 이하인 점을 감안하여 700℃ 이하로 낮추어야 한다. 또한, 니오븀 등을 첨가하는 경우 강의 내식성이 우려되어 용기용 소재의 주용도인 식음료캔으로 사용하지 못하고, 페일 캔(Pail Can) 등과 같은 잡관 등에만 사용되는 문제점도 있다.

이에, 본 발명은 연속소둔방식으로 저온소둔하고 강의 집합조직비를 적절히 제어함으로써, 디엔아이 제관단계에서 우수한 가공성을 확보할 뿐 아니라 최종 캔의 내압특성을 향상시켜 가공성은 물론 캔의 안정성 및 경량화를 동시에 확보할 수있는 디엔아이용 석도원판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은 디엔아이용 석도원판을 제조하는 방법에 있어서,

중량%로, C:0.003~0.009%, Mn:0.1~0.6%, S:0.007~0.015%, Al:0.02~0.08%, N:0.0015~0.004%, Mn/S의 중량비:15~40, Al/N의 중량비:15~25, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 함유하는 알루미늄 킬드강을 재가열한 후, 890~910℃의 열간마무리 압연온도조건으로 열간압연한 다음, 600~700℃온도 범위에서 권취를 실시하고 89~92%의 압하율로 냉간압연한 후, 재결정온도~700℃의 온도범위에서 연속소둔하는 것을 특징으로 하는, 캔 안정성이 우수한 디엔아이용 석도원판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

상기 C는 대표적인 고용강화원소일 뿐 아니라, 이용방안에 따라 시효 및 소부특성을 발휘할 수 있는 원소로서, 그 함량이 0.003중량%(이하 %라고 함) 미만인 경우에는 대부분의 고용탄소가 페라이트상내에서 안정하게 존재하여 소부처리에 의한 재질의 경화를 기대할 수 없고 내압특성의 개선이 곤란한 문제가 있다. 반면에, 그 함량이 0.009%를 초과하는 경우에는 C함량에 따른 재질변화가 급격히 발생하여 안정적인 연질 석도원판의 제조가 곤란하고, 특히 과다한 고용탄소에 의해 상온시효성을 열화시켜 디엔아이 가공시 스트레쳐 스트레인(Stretcher Strain)과 같은 가공결함을 일으키는 요인으로 작용하므로, 그 첨가범위는 0.003~0.009%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Mn이 0.1% 미만으로 첨가되는 경우에는 황에 의한 적열취성 방지역할을 하지 못하고, 그 함량이 0.6%를 초과하는 경우에는 고용강화로 인해 재질을 경화시키고 밴드상의 조직(Band Structure)를 형성하여 가공성을 악화시키므로, 그 첨가량은 0.1~0.6%로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 S은 일부가 고온에서 망간 등과 결합하여 황화물의 형태로 석출하여 강의 재결정에 영향을 미치는 원소로서, 그 함량은 0.007~0.015%로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 그 함량이 0.015%를 초과하는 경우에는 열간취성의 요인으로 작용하고, 그 함량이 0.007% 미만인 경우에는 S제어를 위한 제조원가가 상승하기 때문이다. 상기 S은 그 첨가량을 단독 및 황화물 형성원소와의 비로서 관리할 필요가 있는데, 그 이유는 MnS와 같은 황화물에서 S을 Mn과 함께 고려하지 않으면, 제조원가가 상승하기 때문이다. 따라서, Mn/S의 중량비는 15~40범위로 설정하는 것이 바람직하다. 상기 Mn/S 중량비가 15 미만이면 저온취성이 발생되고, 40을 초과하면 MnS의 크기가 너무 커질 뿐만 아니라 제조원가도 상승하는 문제점이 있다.

상기 Al은 탈산목적으로 첨가되는 원소로, 강중 질소를 AlN의 형태로 석출시켜 고용질소에 의한 경화효과 및 시효경화를 억제하는 성분으로서, 그 함량이 0.02% 미만인 경우에는 강중의 산화성 개재물이 증가하여 가공성이 열화되는 문제점이 있고, 그 함량이 0.08%를 초과하는 경우에는 오히려 강중에 석출된 AlN에 의해 페라이트 결정립성장이 억제되어 경도 및 소둔온도를 상승시키므로, 상기 Al의 함량은 0.02~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 상기 N는 C와 함께 고용경화효과를 크게 나타내는 원소로서, 재질을 현저히 경화시키고, 알루미늄 등과 결합하면 질화물계 석출물로 석출된다. 상기 N의 함량은 적정강도 및 시효특성을 확보하기 위해서, 단독 및 Al과의 중량비로서 관리하는 것이 바람직하다. 즉, Al/N의 중량비가 15 미만인 경우에는 알루미늄에 의한 질소의 고착효과가 불충분하여 상온 시효의 발생정도가 높으므로 가공결함이 빈번히 발생하고, Al/N의 중량비가 25를 초과하는 경우에는 강내에 존재하는 고용 Al의 량이 증가하여 경도를 상승시키고 작업온도를 올릴뿐만 아니라 제조원가를 상승시키기 때문에, 알루미늄에 대한 질소의 중량비는 15~25범위로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기와 같이 조성된 강 슬라브를 바람직하게는 오스테나이트역인 1180~1250℃에서 재가열한 후, Ar₃온도 직상인 890~910℃에서 마무리열연하고, 600~700℃에서 권취한후 압하율을 89~92%로 하여 냉간압연한 다음, 재결정 온도~700℃ 이하의 비교적 저온영역에서 연속소둔열처리한다.

상기 슬라브 재가열온도는 오스테나이트 단상역인 1180~1250℃범위로 하는 것이 바람직한데, 그 이유는 1250℃를 벗어나는 고온인 경우 스케일(Scale)의 과다 발생에 따른 손실이 따르고, 1180℃보다 낮은 온도에서는 혼립이 발생하여 제품의 가공성이 열화되기 때문이다.

상기 마무리 열연온도는 Ar₃온도 직상인 890~910℃범위인 것이 바람직하다. 즉, 상기 마무리 열연온도가 890℃ 미만으로 떨어질 경우 조직의 혼립화가 촉진되어 열연생산성을 저하시킬 뿐만 아니라, 열연 코일의 일부가 페라이트영역에서 가공을 받아 최종제품의 가공성을 열화시키는 문제가 있고, 상기 온도가 910℃ 이상이면 열연조대립이 형성되어 역시 가공성을 나쁘게 하는 문제가 있다.

상기 열연 권취온도가 600℃ 이하이면 AlN의 석출을 충분히 조장시키지 못하여 고용질소 등의 영향으로 인한 가공성이 열화되고, 700℃ 이상이면 열연판의 결정립이 조대화되어 가공시 오렌지-필(Orange-peel)과 같은 표면결함을 유발할 수 있으므로, 상기 열연권취온도는 600~700℃로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 냉간압하율은 소둔후 적정 집합조직비의 형성을 통한 드로잉성 및 귀발생(Earing)현상을 억제하기 위해서, 89~92% 범위로 설정하는 것이 바람직하다. 상기 냉간압하율이 89% 미만으로 낮아지면 소둔후 압연방향과 압연직각방향의 소성변형비값이 압연 45°방향에 비하여 증가하기 때문에, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 적은 값을 나타내어 컵핑(Cupping)시 압연방향과 직각방향에서의 귀발생이 심해진다. 반면, 냉간압하율이 92% 를 초과하는 경우에는 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 증가하여 압연방향과 45°를 이루는 방위에서의 귀발생이 증가하는 문제점이 있으므로, 적절한 성형특성을 확보하기 위해서 냉간압하율은 89~92%범위로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 연속소둔시 소둔온도는 충분한 가공성확보를 위해서 재결정온도 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 소둔온도가 700℃보다 높게 되면 페라이트 결정립의 성장에 따른 재질연화 효과는 있지만, 특히 디엔아이용 석도원판의 대부분을 차지하는 0.28mm 이하의 극박소재를 연속소둔할 때 장력의 제어가 곤란하고 고온소둔에 따른 소둔작업성의 열화가 예상되기 때문에, 상한은 700℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 상기한 바와 같은 본 발명의 성분범위를 만족하고, 본 발명의 제조조건에 따라 제조된 석도원판은 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 5.5~7.0범위로 관리된다. 즉, 상기 {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비은 디엔아이가공시 컵의 형상 및 귀발생 거동에 큰 영향을 미치는데, 귀발생이 적고 성형성이 우수한 디엔아이용 소재를 제조하기 위해서는 집합조직 성분의 범위를 5.5~7.0으로 관리하는 것이 바람직하다. 그 이유는, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 5.5 미만으로 낮아지면 딥-드로잉(Deep-Drawing)성에 불리한 (200)성분이 크게 발달하여 컵핑성을 현저히 열화시키고, 반면에, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 7.0을 초과하는 경우에는 딥-드로잉성은 크게 개선되지만, 압연방향에 대하여 45°방위에서의 소성변형비(r값, Lank ford value)가 현저히 증가하여 귀발생정도가 커지기 때문이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표1과 같이 조성되는 본 발명강과 비교강을 하기 표2와 같은 조건으로 열연, 냉연한 다음 연속소둔한 후, 재질수준, 디엔아이 가공성, 소둔작업성 및 디엔아이 가공후 소부처리에 의한 내압강도 상승효과 등을 조사하고, 그 결과를 하기표2에 나타내었다.

하기 표2에서, DI가공성은 "○"는 우수, "△"는 보통, "X"는 불량으로 평가하였다. 또한, 재질수준은 귀발생정도로 평가하였는데, "○"는 귀발생율이 2.5% 이하인 것, "△"는 귀발생율이 2.5~3.5%인 것, "X"는 귀발생율이 3.5% 이상인 것을 나타낸다. 내압강도 상승효과에 대해서는, 항복강도 상승이 3kgf/㎟ 이상인 것을 "○"로, 항복강도 상승이 2~3kgf/㎟ 인 것을 "△"로, 항복강도 상승이 2kgf/㎟ 이하인 것을 "X"로 표시하였다.

구분	C(wt.%)	Mn(wt.%)	S(wt.%)	s.Al(wt.%)	P(wt.%)	N(wt.%)	Ti(wt.%)	Nb(wt.%)	Mn/S중량비	Al/N중량비
발명강1	0.0021	0.15	0.009	0.045	0.009	0.0025	－	－	16.7	18.00
발명강2	0.0035	0.28	0.008	0.054	0.010	0.0028	－	－	35.0	19.29
발명강3	0.0046	0.22	0.010	0.042	0.009	0.0017	－	－	22.0	24.71
발명강4	0.0041	0.29	0.009	0.038	0.012	0.0024	－	－	32.2	15.83
비교강1	0.0056	1.20	0.011	0.034	0.081	0.0029	－	－	109	11.72
비교강2	0.0013	0.27	0.009	0.041	0.003	0.0012	－	－	30.0	34.17
비교강3	0.0036	0.09	0.005	0.004	0.013	0.0072	－	－	18.0	0.56
비교강4	0.0047	0.13	0.010	0.038	0.010	0.0025	－	0.021	13.0	15.20
비교강5	0.0022	0.15	0.009	0.034	0.009	0.0024	0.035	－	16.7	14.17
비교강6	0.0340	0.35	0.008	0.044	0.014	0.0042	－	－	43.8	10.48

구분	제조조건	{I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}비	평가요소
구분	열연권취온도(℃)	{I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}비	냉간압하율(%)	소둔온도(℃)	소둔작업성	DI가공성	귀발생정도	내압강도 상승효과
비교재1	발명강1	680	85	680	4.52	○	△	X	○
발명재1	발명강1	680	90	680	6.43		○	○
발명재2	발명강2	620	91	650	5.65
비교재2	발명강2	620	90	720	6.59	X
비교재3	발명강3	660	89	580	3.21	○	X	X	X
발명재3	발명강3	660	90	660	6.13		○	○	○
발명재4	발명강4	680	91	640	5.87
발명재5	발명강4	680	89	680	6.85
비교재4	비교강1	620	91	640	2.79		X	X	△
비교재5	비교강2	660	88	680	3.45		X	X	X
비교재6	비교강2	660	86	660	6.97		△	△	X
비교재7	비교강3	570	90	680	8.15		X	X	○
비교재8	비교강3	630	90	650	4.28				○
비교재9	비교강4	660	91	660	3.32				X
비교재10	비교강4	660	91	760	7.12	X
비교재11	비교강5	720	89	680	3.41	○
비교재12	비교강5	720	89	750	9.48	X	○	○
비교재13	비교강6	570	91	660	8.49	○	X	X	○

상기 표2에서 알 수 있는 바와 같이, 발명재(1)~(5)는 연속소둔작업성, 디엔아이 가공성이 우수하고, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 5.5~7.0범위로 관리되었으며, 특히 제관후 소부처리에 의한 캔 밑바닥의 항복강도 상승분이 3.0~6.0kgf/㎟으로 매우 우수하였다.

반면, 본 발명의 성분범위를 만족하지만 700℃ 이상의 고온에서 소둔된 비교재(2)는 재결정립 성장에 의해 경도는 낮아졌지만, 고온소둔에 의한 극박재의 작업성을 떨어뜨리는 문제점이 있었다.

또한, 본 발명강의 성분범위 및 소둔온도범위를 만족하더라도 냉간압하율 등의 조건이 본 발명범위를 벗어나는 비교재(1),(3)은 소둔작업성은 우수하였으나, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 5.5 이하이고 디엔아이 가공시 귀발생 현상이 심하였다. 이와 같이 생성된 높은 귀현상(Ear)은 제관작업시 성형 다이(Die)에 끼어 소재의 피딩(Feeding)을 저해하는 요인으로 작용하여 전체적인 제관작업성을 저하시키는 문제를 유발한다.

Mn함량이 본 발명강의 성분범위인 0.1~0.6%를 벗어나고 망간과 황의 중량비 및 알루미늄과 질소의 중량비가 본 발명범위를 벗어나는 비교강(1)을 이용하여 제조한 비교재(4)의 경우, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 5.5보다 낮고 드로잉가공시 가공성을 현저히 열화시켰으며, 특히 귀발생율이 높아 제관시 성형컵이 다이에 걸려 진행되지 않는 잼(Jam)현상을 유발하였다.

탄소함량이 본 발명의 범위보다 낮거나 높은 비교강(2) 또는 비교강(6)의 경우에는, 본 발명에서 확보하고자 하였던 특성을 얻을 수 없었다. 즉, 탄소함량이 낮은 비교강(2)로 제조된 비교재(5),(6)의 경우 소둔작업성은 확보할 수 있었지만, 최적의 귀발생 특성을 확보하기 위해 선공정에서 열연소재의 두께를 낮추어 냉간압하율을 하향 관리해야만 하는 문제점이 있었다. 또한, 소부처리에 의해 얻어지는 항복강도의 상승효과가 1kgf/㎟이하로 최종 캔의 소부후 내압강도 상승효과를 기대할 수 없었다. 반면, 탄소함량이 높은 비교강(6)으로 제조된 비교재(13)의 경우, 소둔작업성 및 소부처리에 의한 내압강도의 상승치는 3kgf/㎟ 이상으로 목표값을 얻을 수 있었지만, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비가 7.0 이상이고 성형컵의귀발생율도 높고, 평균 소성변형비값이 낮아 딥-드로잉성이 열화되는 문제점이 대두되었다.

한편, 비교재(7),(8)은 망간, 황, 알루미늄, 질소 및 Al/N의 중량비가 본 발명 범위를 벗어나는 비교강(3)으로 제조된 것으로, 냉간압하율 및 소둔온도를 본 발명 범위로 적용함에 의해 소부후 내압강도의 향상효과는 얻어지만, 강내 고용질소 및 황이 제어되지 못하여 성형시 시효등에 의한 스트레치-스트레인과 같은 가공 결함의 요인으로 작용하였고, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비제어가 어려워 귀발생 현상이 심하게 발생하는 등 전반적인 제관가공성을 열화시켰다.

극저탄소강에 있어서 탄질화물 형성원소인 니오븀 또는 티타늄이 첨가된 비교강(4) 또는 비교강(5)를 본 발명의 연속소둔온도로 소둔한 비교재(9),(11)은 소둔작업성은 우수하였으나, 재결정이 완료되지 않아 강내 변형조직이 잔존하여 드로잉 작업성이 현저히 열화한 문제점이 있었다. 또한, 비교강(4)을 이용하여 750℃ 이상에서 고온소둔한 비교재(10)의 경우도, 니오븀첨가로 인해 재결정이 완료되지 않아 연속소둔시 작업성이 현저히 열화되어 히트 버클과 같은 결함의 발생위험성이 증가하는 문제점이 있었다. 또한, 비교강(5)를 이용하여 750℃ 이상의 소둔온도에서 제조된 비교재(12)는 재결정이 이루어진 티타늄이 첨가되어 소둔 작업성을 근본적으로 개선할 수 있는 방안이 없었고, 강내 고용원소를 탄질화물 형성원소가 모두 고착시켜서 락카 등의 건조를 위한 소부처리시 재질 경화가 발생하지 않아 추가적인 내압강도의 상승효과도 기대할 수 없었다.

상술한 바와 같이 본 발명에 의하면, {I₍₂₂₂₎+I₍₂₁₁₎}/{I₍₂₀₀₎}성분의 집합조직비를 5.5~7.0으로 관리하는 것이 가능하여, 성형컵의 귀발생율을 저감시키고 딥-드로잉성을 개선할 수 있으며, 또한 제관단계에서 디엔아이 가공후 락카의 건조를 위해 행하여지는 소부처리에 의해 캔 저면의 내압강도를 상승시킬 수 있기 때문에, 캔의 안정성을 현저히 개선한 디엔아이용 석도원판을 제조할 수 있는 효과가 있다.

Claims

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디엔아이용 석도원판을 제조하는 방법에 있어서,

중량%로, C:0.003~0.009%, Mn:0.1~0.6%, S:0.007~0.015%, Al:0.02~0.08%, N:0.0015~0.004%, Mn/S의 중량비:15~40, Al/N의 중량비:15~25, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 함유하는 알루미늄 킬드강을 재가열한 후, 890~910℃의 열간마무리 압연온도조건으로 열간압연한 다음, 600~700℃온도 범위에서 권취를 실시하고 89~92%의 압하율로 냉간압연한 후, 재결정온도~700℃의 온도범위에서 연속소둔하는 것을 특징으로 하는, 캔 안정성이 우수한 디엔아이용 석도원판의 제조방법.