KR100615380B1

KR100615380B1 - 캔용 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100615380B1
Application number: KR1019997011531A
Authority: KR
Inventors: 도사까아끼오; 아라따니마사또시; 후루끼미오사무; 구구미나또히데오; 아라따니마꼬또; 미끼유지
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 1998-04-08
Filing date: 1999-04-07
Publication date: 2006-08-25
Also published as: CN1263568A; DE69937481D1; EP0999288A1; WO1999053113A1; EP0999288B1; DE69937481T2; US6221180B1; KR20010013524A; CN1101482C; EP0999288A4

Abstract

본 발명은, 표면성상이 양호하고, 복잡한 캔의 성형에 부응할 수 있는 가공성ㆍ가공후 외관특성ㆍ고생산성을 가지는 캔용 강판 및 그 제조방법을 제공한다.

그 구체적인 발명의 구성은 중량% 로, C : 0.005 초과 ~ 0.1 %, Mn : 0.05 % ~ 1.0 % 를 함유하는 조성의 슬라브를, 마무리온도 800 ~ 1000 ℃ 에서 열간압연하고, 500 ~ 750 ℃ 에서 권취하여, 냉간압연한 후, 재결정온도 이상 800 ℃ 이하에서 연속소둔하고, 그 후에 500 ℃ 초과 ~ 600 ℃ 에서 1 시간 이상의 상자소둔을 행한다. 바람직하게는 페라이트를 주상으로 하고, 입경 0.5 ~ 3 ㎛ 의 펄라이트상을 체적비로 0.1 ~ 1 % 를 함유하는 평균결정입경이 10 ㎛ 이하인 조직으로 한다. 또한, 양호한 표면성상을 얻기 위해서는 바람직하게는 Ti : 0.015 ~ 0.10 %, Al : 0.001 ~ 0.01 %, Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0005 ~ 0.01 % 를 함유하고, S - 5 ×((32/40) Ca + (32/140)REM 을 0.0014 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

Description

캔용 강판 및 그 제조방법 {STEEL SHEET FOR CAN AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 캔용 강판 및 그 제조방법에 관계되는 것으로, 3 피스 캔(three-piece can) 특히 변형 3 피스 캔의 용도에 바람직한 캔용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

캔용기는 그 부품구조에 있어서, 캔동체와 윗뚜껑으로 이루어지는 2 피스 캔과, 캔동체 및 윗뚜껑, 아래 뚜껑으로 이루어지는 3 피스 캔으로 대별할 수 있다. 3 피스 캔에 있어서는 그 캔동체의 접합은 납땜부착, 수지접착, 용접 등의 방법으로 이루어지고 있다.

그런데, 최근에 캔의 의장성 향상이라는 관점에서, 단순한 원통형상의 캔이 아니라, 보다 3 차원적인 형상을 가지는 의장 캔의 요구가 높아지고 있다. 이런 상황은 예를 들어 잡지 「THE CANMAKER Feb. 1996, p32 - 37」 에 소개되어 있다.

이들 의장 캔은 주로 3 피스 캔으로 제조되고 원통으로 성형되며, 접합된 후에 정교한 분할 모형, 정수압 프레스 등의 기술을 사용하여 원통형상의 접합 동체부에 원주방향의 연신 변형을 부여하여 목적하는 형상, 예를 들어 배럴(barrel)형 등으로 제조된다.

이러한 방법으로 제조되는 의장 캔을 변형 3 피스 캔이라고 하는데, 종래의 3 피스 캔에 비하여 하기의 특성이 우수할 것이 요구된다.

(1) 2 차 변형 (원통성형 후의, 의장성 부여를 위한 가공을 가리키는 것으로 한다. 이하 상동) 시에 파단을 일으키지 않을 것,

(2) 2 차 변형시에 외관불량이 없을 것,

(3) 2 차 변형시에 캔 높이의 감소가 적을 것,

이 요구된다. 또한, 2 차 변형에 있어서의 주된 파단형태로서, 용접부 근방의 파단, 캔 동체부의 파단이 있고, 또한, 2 차 변형에 있어서의 주된 외관불량으로서 표면 거침, 스트레쳐 스트레인(stretcher strain)이 있다. 또한, 2 차 변형에 있어서 캔 높이가 감소되면, 제품 캔용량의 확보 또는 재료 생산성을 확보하기 어려워진다. 또한, 캔 높이의 감소는 r 값이 크면 크다.

나아가, 근년의 비용절감을 위한 재료 판두께의 저감요구를 감안하여,

(4) 재료강도 (경도) 가 높을 것,

(5) 재료의 항복(降伏)강도 (YS) 가 과도하게 높지 않을 것,

도 요구된다. 재료강도 (경도) 가 낮으면 캔체의 강도를 확보할 수 없는 반면, 재료의 항복강도 (YS) 가 과도하게 높으면 스프링백(springback)의 증대를 초래하고, 원통의 정원도(正圓度, roundness)의 저하 또는 중첩대의 편차에 의하여 용접성이 저하된다.

그런대, 종래부터 캔용 강판의 제조방법은,

(ⅰ) C : 0.01 ~ 0.10 % 정도, 바람직하게는 0.03 % 이상의 저탄소강을 냉간압연 후, 상자소둔(box annealing)으로 제조하는 방법,

(ⅱ) 저탄소강을 냉간압연 후, 연속소둔으로 제조하는 방법,

(ⅲ) C : 0.01 % 미만 정도의 극저탄소강에 Ti, Nb 등의 강력한 고용 C 고정원소를 첨가한 것 (IF 강) 을 냉간압연 후, 연속소둔으로 제조하는 방법,

으로 대별된다.

그러나, (ⅰ) 의 저탄소강을 상자소둔하는 방법에서는, 일반적으로 2 차 변형의 가공성은 양호한 경향이 되나, r 값을 낮출 수 없으므로 2 차 변형시에 캔 높이의 감소를 해소하기 어렵다. 또한, 이 방법에서는 결정립이 조대해지기 쉬우므로 표면 거침이 다소 발생하기 쉽고 외관불량이 되기 쉽다. 나아가, 연질화되기 때문에 강도를 확보하기 어려워지고, 한편으로 일반적으로 사용되는 2 차 압연을 실시하면 경질화되고, YS 과잉이라는 문제가 발생한다.

한편, (ⅱ) 의 저탄소강을 연속소둔하는 방법에서는, 저탄소강을 상자소둔하는 방법에 비하여 r 값을 불충분하지만 저하시킬 수 있고, 결정립이 세립화 되므로 표면 거침의 방지 또는 강도 (경도) 확보도 하기 쉽다. 그러나, 가공성이 부족하고, 2 차 변형시에 특히 용접부 근방의 파단이 발생되기 쉬워진다. 또한, 이 방법에서는 비시효화가 곤란하여 스트레처 스트레인이 발생되기 쉽다.

(ⅲ) 의 IF 강을 연속소둔하는 방법에서는, 일반적으로 비시효성은 우수하나, 조대립이 되기 쉬우므로 표면 거침 방지에 가장 불리하고, 또한 r 값도 가장 높다. 재결정소둔을 불완전하게 행하는 방법 등에 의하여 이 문제들을 해결하는 것도 고려할 수 있으나, 2 차 변형에서 충분한 가공성을 얻기는 곤란하다.

이상과 같이, 종래의 방법에서는 r 값을 1.0 미만으로 저감시켜 캔 높이의 감소를 억제하기가 곤란하고, 또한 일반적으로 표면 거침과 2 차 변형 가공성ㆍ비시효성의 양립이 곤란하였다.

또한, 일본 공개특허공보 평1 - 116030 호 공보에는 C : 0.10 % 이하의 실질적으로 저탄소강을, 재결정온도 이상 800 ℃ 이하에서 연속소둔한 후, 300 ℃ ~ 700 ℃ 의 온도범위에서 상자소둔을 실시함으로써, 결정립도 번호 9 번 이상, (평균입경 17.6 ㎛ 이하에 상당) 의 미세립을 가지고, 뚜껑의 소부-도장(bake-coating)에 의해서도 시효되지 않는 비시효성으로, 캔 오픈성 등이 우수한 이지 오픈 캔(easy-open can)용 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 기술에 의해서도 r 값은 1.0 이상이 되고, 또한 2 차 변형 가공성, 경도, 내표면 거침성은 본 발명이 목표로 하는 변형 3 피스 캔에서 요구되는 수준을 만족시킬 수 있는 것은 아니었다.

본 발명은 상기 종래 기술의 문제점을 해결하고, 복잡한 캔디자인의 요구에 대해서도 부응할 수 있는 가공성, 가공후의 외관특성, 고생산성을 만족시키는 캔용 강판 및 그 제조방법의 제공을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은 알루미나 등의 클러스터(cluster)형상 개재물에서 기인하는 표면결함의 발생을 유효하게 방지하고, 외관의 미려성, 무결함성 등 표면성상이 양호하고, 용접부의 성형성이 우수한 캔용 강판 및 그 제조방법의 제공을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 적정량의 Mn 첨가와 적정한 조건하에서의 연속소둔을 조합시킴으로써 r 값의 저감, 결정립의 세립화, 고경도화를 동시에 달성할 수 있고, 나아가 상자소둔 싸이클의 열처리를 실시함으로써 2 차 변형 가공성의 개선과, 비시효화를 얻을 수 있다는 것을 새로이 알아내었다.

나아가, 본 발명자들은, 2 차 변형시의 캔동체의 깨짐을 방지하기 위해서는, 판두께 분포의 불균일에 의한 변형의 집중을 억제하는 것이 중요하고, 이를 위하여 제품코일에 있어서의 크라운을 5 ㎛ 이하로 하는 것이 유효하다는 것을 알아내었다.

또한, 본 발명자들은, 강판의 표면성상을 양호하게 하고 용접부의 성형성을 양호하게 하기 위해서는, 강중에 잔류하는 산화물 및 황화물의 조성을 제어하는 것이 중요한 인자라는 것을 생각하기에 이르렀다. 즉, 이들 개재물의 조성을 적정범위로 제어하는 점, 그리고 보다 바람직하게는 이들 강판의 제조공정을 최적화함으로써 최종제품으로서 잘 녹슬지 않고 표면성상이 양호하며, 용접부의 성형성이 양호한 3 피스 캔에 적당한 캔용 강판을 얻을 수 있다는 것을 알아내었다.

본 발명은 상기 지식을 토대로 하여 완성된 것이다.

(1) 중량% 로, C : 0.005 % 초과 ~ 0.1 %, Mn : 0.05 % ~ 1.0 % 를 함유하는 조성과, 페라이트상을 주상(主相)으로 하고, 평균결정입경이 10 ㎛ 이하인 조직을 가지고, 압연방향 또는 압연직각방향의 r 값이 0.4 ~ 1.0 미만, 시효경화지수 AI 값이 30 ㎫ 이하인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(2) (1) 에 있어서, 중량% 로, C : 0.03 ~ 0.1 %, Mn : 0.5 % 초과 ~ 1.0 % 를 함유하는 조성인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 조직이 페라이트를 주상으로 하고, 입경 0.5 ~ 3 ㎛ 의 펄라이트상을 체적비로 0.1 ~ 1 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(4) (2) 또는 (3) 에 있어서, 상기 조성이 중량% 로, C : 0.03 ~ 0.1 %, Mn : 0.5 % 초과 ~ 1.0 %, Al : 0.10 % 이하, N : 0.0050 % 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(5) (4) 에 있어서, 상기 조성에 부가하여 더욱 중량% 로, Ti : 0.20 % 이하, B : 0.01 % 이하, V : 0.1 % 이하, Nb : 0.1 % 이하 중에서 선택된 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(6) (1) 에 있어서, 상기 조성에 부가하여 더욱 중량% 로, Al : 0.001 ~ 0.01 %, Ti : 0.015 ~ 0.10 %, N : 0.02 % 이하, Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0005 ~ 0.01 % 를 함유하고, 다시 S 및 Ca, REM 의 1 종 또는 2 종의 함유량이 다음의 식

S - 5 ×((32/40) Ca + (32/140)REM) ≤0.0014

의 관계를 만족시켜 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고, 입경 1 ~ 50 ㎛ 의 산화물계 개재물이 Ti 산화물 및 CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종을 함유하고, 또한 재결정 집합조직이 압연방향 및 압연직각방향의 적어도 어느 한 쪽의 r 값으로 1.0 이하에 상당하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(7) (6) 에 있어서, 입경 1 ~ 50 ㎛ 의 산화물계 개재물이 Ti 산화물 : 20 wt% 이상 90 wt% 이하, CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종의 합계 : 10 wt% 이상 40 wt% 이하, Al₂O₃ : 40 wt% 이하 (Ti 산화물, CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종, Al₂O₃ 의 합계는 100 % 이하) 인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(8) (1) 내지 (7) 의 어느 하나에 있어서, 전체 연신 (EL) (%) 이 판두께 (t) (㎜) 에 대하여 EL ≥110 t 인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(9) (1) 내지 (8) 의 어느 하나에 있어서, 제품코일에 있어서의 판크라운이 5 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.

(10) 중량% 로, C : 0.03 ~ 0.1 %, Mn : 0.5 % 초과 ~ 1.0 % 를 함유하는 강슬라브를 마무리온도 800 ~ 1000 ℃ 에서 열간압연하고, 500 ~ 750 ℃ 에서 권취하고, 냉간압연한 후, 재결정온도 이상 800 ℃ 이하에서 연속소둔하고, 그 후에 500 ℃ 초과 ~ 600 ℃ 에서 1 시간 이상의 상자소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판의 제조방법.

(11) (10) 에 있어서, 상기 연속소둔의 소둔온도를 720 ℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판의 제조방법,

(12) (10) 또는 (11) 에 있어서, 상기 열간압연시에 열연판의 크라운(crown)을 40 ㎛ 이하로 하고, 상기 냉간압연시에 냉연판의 크라운을 5 ㎛ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판의 제조방법.

3 피스 캔의 캔동체는 강판의 L 방향 (압연방향) 이 캔의 원주방향이 되도록 원통성형되는 방법 (노말 그레인법, normal grain process) 과, 강판의 C 방향 (압연직각방향) 이 캔의 원주방향이 되도록 원통성형되는 방법 (리버스 그레인법, reverse grain process) 이 있다.

노말 그레인법의 경우에는, 원통성형한 후에 강판은 2 차 성형에 의하여 L 방향으로 연신되게 된다 (도 4 참조). 따라서, 캔 높이 방향의 축소량은 강판 L 방향으로 인장변형을 가한 경우의 폭방향 (인장방향에 직각방향) 축소량, 즉 강판 L 방향의 r 값과 상관이 있는 것을 알 수 있었다. 한편, 리버스 그레인법의 경우에는, 강판은 2 차 성형에 의하여 C 방향으로 연신되게 된다. 이 때문에 캔 높이방향의 축소량은 강판 (C) 방향의 r 값과 상관이 있게 된다. 따라서, 각각의 r 값이 작을수록 2 차 성형후의 캔축 방향의 축소량은 작아진다. 또한, r 값이 높은 경우에는, 캔 높이가 원주방향에서 불균일해지기 쉽다는 것도 판명되었다. 2 차 성형후의 캔높이는 캔의 제조업자에 의하여 규정되고 있으나, 축소량이 과도하게 크면 캔의 용량을 확보하기가 곤란해지거나, 캔뚜껑, 캔바닥과 캔동체 부분을 감아서 체결하기가 불가능해지는 등의 문제가 발생된다.

먼저, 본 발명자들이 행한 기초적 실험결과에 대하여 설명하기로 한다.

각종 제품판을 사용하여, 노말 그레인법으로 원통형상으로 성형한 후, 도 4b 에 나타낸 바와 같은 2 차 성형을 실시하고, 캔동체의 치수변화를 상세하게 조사하였다. 도 5 에, 강판의 압연방향 r 값과 2 차 성형후의 캔높이 변화와의 관계를 나타낸다. 도 5 에서, 캔의 높이방향의 변화를 작게 하고, 또한 충분한 가공성을 확보하기 위해서는 r 값을 0.4 ~ 1.0 으로 하는 것이 적당하다는 것을 알 수 있다. 이 경향은 리버스 그레인법의 경우에도 동일하다. 또한, 강판의 r 값을 L 방향과 C 방향에서 모두 0.4 ~ 1.0 으로 제어하면, 원통성형의 방향에 관계없이 캔높이 변화를 작게 할 수 있으므로 바람직하다.

이러한 비교적 낮은 r 값을 얻기 위해서는, 강판의 소둔방법은 연속소둔법에 의한 단시간 소둔으로 할 필요가 있다. 단, 한번 재결정에 의한 집합조직의 형성이 진행되어 버리면, 그 후 상자소둔과 같은 장시간의 소둔처리를 실시해도 r 값은 거의 변화하지 않는다.

다음으로, 여러 가지 제품판을 사용하여 210 ℃ ×20 분의 시효처리후의 항복점 연신 (Y - E1) 과 강판의 시효성지수 (AI) 값과의 관계를 조사하여, 그 결과를 도 2 에 나타낸다. AI 값은, 제품판에 7.5 % 의 인장 예비변형을 부여한 후 100 ℃ ×30 분의 시효처리를 실시한 경우, 처리전후의 항복응력의 변화량이다. 그리고, 동일한 제품판을 사용하여 2 차 성형후에 강판에 걸리는 1 축에 상당하는 변형범위가 0.05 ~ 0.15 인 배럴형상의 캔으로 성형한 후, 캔동체부에 있어서의 스트레쳐 스트레인 발생의 유무를 조사하고, 도 2 에 병기하였다. 도 2 에서, 스트레쳐 스트레인의 발생을 방지하기 위해서는, 도장ㆍ소부 또는 필름라미네이트 처리상당의 시효처리 (210 ℃ ×20 분) 후의 강판의 항복점 연신을 3 % 미만, 강판의 AI 값을 30 MPa 이하로 할 필요가 있다는 것을 알 수 있다. 그리고, 본 발명자들은 스트레쳐 스트레인의 발생을 방지하기 위해서는, C 량을 0.03 ~ 0.1 %, Mn 량을 0.5 % 초과, Al 량을 0.01 ~ 0.1 %, N 량을 0.0050 % 이하로 제한함과 동시에 상자소둔 사이클의 적용이 유효하다는 것을 알아내었다. 또한, 본 발명자들은 이러한 저시효성 강판을 얻기위해서는 저 r 값 등을 위한 연속소둔에 이어서 상자소둔에 의한 과시효처리를 실시하여, 탄화물 및 질화물을 충분히 석출시켜, 고용 C 및 고용 N 을 가능한 저감하는 것이 중요하다는 사실을 알아내었다.

이어서, 2 차 성형후의 표면 거침과 결정립도의 관계에 대하여 조사하고, 그 결과를 도 3 에 나타낸다.

도 3 에서, 2 차 성형후 표면 거침의 발생방지를 위해서는 제품판의 결정입경은 10 ㎛ 이하로 할 필요가 있다는 것을 알 수 있다. 제품의 결정입경을 10 ㎛ 이하로 하기 위해서는 C 량을 0.03 % 이상으로 조정하고, 또한 냉간압연후의 재결정소둔을 단시간 소둔인 연속소둔으로 하고, 그에 이어지는 상자소둔은 결정립이 조대화되지 않는 범위로 하여 탄화물, 질화물의 석출촉진만을 목적으로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 접합된 캔동체를 배럴형 캔 (배럴형 캔은 강판에 걸리는 일축 상당 변형 범위가 0.05 ~ 0.15 임) 에 2 차 성형했을 때 접합부에서 발생되는 깨짐과, 제품판의 연성과의 관계를 조사하였다. 그 결과를, 도 1 에 제품판의 전체 연신 (EL)/판두께 (t) 의 비 (EL/t) 와 깨짐 발생율과의 관계를 나타낸다. 도 1로부터, 2 차 성형후에 깨짐의 발생을 방지하기 위해서는 (EL/t) > 110 으로 할 필요가 있다는 것을 알 수 있다.

(EL/t) > 110 으로 하기 위해서는, C 량을 0.1 % 이하, Mn 량을 0.7 % 이하, Al 량을 0.07 % 이하, N 량을 0.003 % 이하로 제한함과 동시에, 연속소둔법에 의한 단시간 소둔과 상자소둔 사이클에 의한 장시간 소둔을 함께 실시하는 것이 유효하다는 것을 알았다.

다음으로, 본 발명에 있어서의 강의 화학성분의 한정이유에 대하여 설명하기 로 한다.

C : 0.005 % 초과 ~ 0.1 %

C 는 본 발명에 있어서의 중요한 원소의 하나로서, C 량을 증가시킴으로써 강판의 소둔 상태의 강도를 결정할 수 있다. C 량이 0.005 % 이하일 때에는, 결정립이 지나치게 조대해지므로, 캔용으로 적용했을 경우 표면 거침현상을 일으키는 위험성이 증대된다. 제품재질의 안정성 확보라는 관점에서는 C 량은 0.010 % 이상인 것이 바람직하다.

한편, C 량이 0.1 % 를 초과하면, 페라이트ㆍ펄라이트 조직의 펄라이트량이 증대되어 열간압연성과 냉간압연성의 어느 한쪽이 열화되는 것에 부가하여. 과도하게 경질화되고, 성형성, 내식성의 저하도 현저하게 되어 캔용 강판의 용도로 바람직하지 않다. 또한, C 량은 용접부의 경도상승에 직접적인 영향을 미치는 것으로서, 이것이 높아질수록 용접부의 경도가 상승되고, 결과적으로 용접부의 성형성을 저하시킨다.

또한, 박육화(thinning)에 대응하는 캔체의 만족할 만한 강도를 얻기 위한 강판의 강화와, 강판의 시효성 저감이라는 관점에서, C 량은 0.03 ~ 0.1 % 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 시효성을 저감시키기 위해서는, 시멘타이트를 충분히 석출시키고, 강중의 고용량을 적게 할 필요가 있다. C 량이 0.03 % 미만일 때는 박육화에 대응하는 캔체 강도를 얻을 수 없다.

Mn : 0.05 ~ 1.0 %

Mn 은 용제시의 탈산에 유효하고, 또한 강의 열간 취성을 억제하는 효과도 있다. 이러한 바람직한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.05 % 이상의 첨가가 바람직하다.

또한, Mn 은 강판의 r 값을 목표범위내의 낮은 r 값으로 제어하기 위한 중요한 원소 중의 하나이다. 변형 3 피스 캔에 있어서는 2 차 변형후의 캔높이 방향의 축소량을 작게 하기 위하여 제품강판의 L, C 방향 r 값을 0.4 이상, 1.0 미만으로 할 필요가 있다. Mn 이 r 값의 저감에 효과를 나타내는 것에 대하여, 상세한 기구는 불분명하나, 강중의 고용 Mn 의 증대가 r 값의 저감에 작용하는 것으로 유추된다.

또한, Mn 의 첨가는 강판의 시효성 저감에도 효과를 나타내는 것으로 유추된다. Mn 은 시멘타이트 중에 농화됨으로써, 시멘타이트/페라이트 계면의 이동속도를 지연시키는 효과가 있다. 열연판에서 석출된 시멘타이트는 소둔공정에 있어서 일부가 재고용되나, Mn 이 시멘타이트 중에 농화됨으로써 시멘타이트/페라이트 계면의 이동속도가 지연되게 된다. 이 때문에, 시멘타이트의 재고용이 일어나기 어려워진다. 이 점에서, Mn 이 소둔단계에서의 고용 C 의 증대를 억제함으로써 저시효성을 나타내는 강판을 얻을 수 있는 것으로 유추된다.

나아가, Mn 은 고용강화에 대해서도 효과가 있는데, 향후의 박육화에 대응하기 위해서도 Mn 의 첨가는 유효하다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 0.5 % 를 초과하는 첨가가 바람직하다. 한편, Mn 을 다량으로 첨가하면, 내식성이 열화경향에 있는 것에 부가하여 강판을 경질화시켜, 연신 플렌지 가공성(stretch flanging property) 등의 캔제조 가공성을 열화시키므로 그 상한을 1.0 % 하였다. 바람직하게는 0.7 % 이하이다.

또한, 시멘타이트를 주로 펄라이트 중에 생성시킴으로써 매우 우수한 비시효성ㆍ연성 (EL) 을 얻을 수 있으나, 이러한 펄라이트를 생성하기 위해서는 C : 0.03 ~ 0.1 %, Mn : 0.5 %초과 ~ 1.0 % 의 범위로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.02 % 이하

N 은 고용강화 성분으로서 기여하기 때문에, 본 발명과 같은 매우 엄격한 소성 (塑性) 가공에 적용하는 경우에는 연성저하에 이어지므로, 가능한 저감시키는 것이 바람직하다. N 함유량의 증대에 수반하는 연성의 열화량을 고려하여, 0.02 % 를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, N 은 시효성을 높이는 원소로서, 스트레쳐 스트레인의 발생빈도를 증가시킨다. 시효성의 관점에서, 실용상 곤란함의 발생은 0.0050 % 이하로 함으로써 방지할 수 있으므로, N 량을 0.0050 % 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. N 량의 하한은 특별히 한정되지 않으나, 0.0010 % 이면, 비용적으로 볼 때 공업적으로 달성할 수 있는 범위라고 할 수 있다. 또한, 연성 관점에서 볼 때, N 량은 0.0030 % 이하로 하는 것이 바람직하고. 또한 안정된 재질을 확보한다는 관점에서는, 0.0020 % 이하의 범위가 더욱 바람직하다.

Al : 0.10 % 이하

Al 은 AlN 으로서 강중의 고용 N 을 고정화시키고, 내시효성에 대하여 유효한 원소이다. 내시효성을 높이기 위해서는, 0.010 % 이상의 Al 을 첨가하는 것이 바람직하나, 내시효성에 대하여 보다 엄격한 용도에 대해서는 0.05 % 이상의 Al 을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 함유량이 많아지면 알루미나 클러스터 등에 기인하는 표면결함의 발생빈도가 급증되므로 그 상한을 0.10 % 로 하였다. 또한, 성형성의 관점에서는 Al 은 0.07 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 제품판의 표면성상이 엄격하게 요구되는 경우에는, Al 은 0.01 % 이하로 조정하는 것이 바람직하다. Al 이 0.01 % 를 초과하면, 탈산은 Al 탈산이 되어 거대한 Al₂O₃ 클러스터가 대량으로 생성되기 때문에 표면성상을 열화시키는 경향으로 된다.

또한, 본 발명에서는 고용 N 을 저감시키기 위해서는, Al의 일부 또는 전부를 대신하여 Ti, B, V, Nb 의 1 종 이상을 첨가할 수도 있다.

Ti : 0.20 % 이하

Ti 는 TiN 으로서 N 과 결합하고, 고용 N 량을 저감하는 원소로서, 내시효성에 대하여 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 함유하는 N 함유량에 따라서 Ti, B 등의 첨가량을 조정하는데, Ti 를 단독으로 첨가하는 경우에는 0.01 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 0.20 % 를 초과하여 첨가하면, 고비용이 되고 연성이 저하됨과 동시에 표면결함을 많이 발생시킨다. 이 때문에, Ti 는 0.20 % 이하, 바람직하게는 0.01 % 이상으로 한다. 또한, 표면성상에 대하여 엄격한 요구가 있는 경우에는 미세 산화물계 개재물을 형성시키고, 결정립의 미세화를 달성하기 위하여 Ti 는 0.015 ~ 0.10 % 의 범위로 하는 것이 바람직하다.

B : 0.01 % 이하

B 는 BN 으로서 N 과 결합하고, 고용 N 량을 저감하는 원소이고, 내시효성에 대하여 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 함유하는 N 함유량에 따라서 Ti, B 등의 첨가량을 조정하는데, B 를 단독으로 첨가하는 경우에는 0.0003 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 0.01 % 를 초과하여 B를 첨가하면, 고비용이 되는데다 BN 형성에 의한 강의 취화(脆化)가 현저해진다.

V : 0.1 % 이하

V 는 VN 으로서 N 과 결합하고, 고용 N 량을 저감하는 원소로서, 내시효성에 대하여 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 함유하는 N 함유량에 따라서 Ti, V 등의 첨가량을 조정하는데, V 를 단독으로 첨가하는 경우에는 0.005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.01 %이상이 좋다. 한편, 0.1 % 를 초과하여 V 를 첨가하면, 고비용이 되는데다 연성이 저하된다.

Nb : 0.1 % 이하

Nb 는 NbN 으로서 N 과 결합하고, 고용 N 량을 저감하는 원소로서, 내시효성에 대하여 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 함유하는 N 함유량에 따라서 Ti, Nb 등의 첨가량을 조정하는데, Nb 를 단독으로 첨가하는 경우에는 0.002 % 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.005 % 이상이 좋다. 한편, 0.1 % 를 초과하여 Nb 를 첨가하면, 고비용이 되는데다 연성이 저하된다.

고용 N 량을 저감시키기 위하여 고용 N 량을 저감하는 원소를 복합하여 첨가하는 경우에는, N 에 대하여 당량 이상, 바람직하게는 2 배 이상이 되도록, 하기 조건으로 하는 것이 바람직하다.

(14/27ㆍAl+14/48ㆍTi+14/11ㆍB+14/51ㆍV+14/93ㆍNb) ≥N

Al, Ti, B, V, Nb, N 은 각 원소의 함유량 (wt%) 이다.

또한, 본 발명에서는 표면성상이 엄격하게 요구되는 캔용 강판의 경우에는, 강중의 개재물의 크기, 조성을 제어하는 것이 바람직하다. 이를 위해서는 상기 Al 량을 더욱 0.001 ~ 0.01 %, 상기한 Ti 량을 0.015 ~ 0.10 % 로 한정한 후에, Ca 및/또는 REM 량을 0.0005 ~ 0.01 % 로 하고, 그리고 S 및 Ca, REM 의 1 종 또는 2 종의 함유량이 다음의 식

S - 5 ×((32/40) Ca+ (32/140)REM) ≤0.0014

의 관계를 만족시키는 것이 바람직하다.

Ti : 0.015 ~ 0.10 %

표면성상에 대하여 엄격한 요구가 있는 캔용 강판의 경우에는, Ti 탈산을 행하고, 50 ㎛ 이하 크기의 미세산화물계 개재물을 형성시키고, 냉연-소둔시의 입자 성장성을 제어하여, 결정립의 미세화를 달성함과 동시에 강도-연성 균형을 향상시킨다. 나아가, Ti 의 미세산화물은 용접부 (특히, 열영향부) 의 조직의 조대화를 억제함으로써 용접부의 성형성을 향상시킬 수 있다. Ti 의 첨가량이 0.015 % 미만일 때는, 미세산화물의 양이 지나치게 적으므로 소망하는 효과를 얻을 수 없다. 그러나, Ti 의 첨가량이 0.10 % 를 초과하면 열간압연성, 냉간압연성 및 소둔후의 2 차 냉간압연성이 현저하게 저하되고, 제품의 표면성상도 현저하게 저하된다. 따라서, Ti 는 0.015 ~ 0.10 % 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 우수한 표면성상을 확보하기 위해서는 0.05 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.001 ~ 0.01 %

제품판의 표면성상이 엄격하게 요구되는 경우에는, Al 은 0.01 % 이하로 조정하는 것이 바람직하다. Al 이 0.01 % 를 초과하면, 탈산은 Al 탈산이 되어 거대한 Al₂O₃ 클러스터가 대량으로 생성되고, 표면성상을 열화시키는 경향이 된다. 그리고, Al 이 0.01 % 를 초과하면, 냉연 - 소둔시의 입자 성장성을 제어할 수 있고 50 ㎛ 이하의 미세산화물이 적어지므로, 캔 제조시의 표면 거침 등의 좋지 않은 상황이 발생할 위험성이 증대된다. 또한 중요한 것은, Al 량이 많으면 개재물 조성이 Al₂O₃ - CaO 및/또는 Al₂O₃ - REM 산화물계가 되므로, 이러한 개재물이 녹이 스는 기점이 되고, 내식성을 열화시키는 경향이 된다. 이러한 점에서, 엄격한 표면성상이 요구되는 경우, Al 은 0.01 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 탈가스 및 연속주조의 조업안정화라는 관점에서는 Al 은 0.001 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0005 ~ 0.01 %

REM 은 La, Ce 등의 희토류원소를 말한다. 양호한 표면성상이 엄격하게 요구되는 경우에는, Ca 및 REM 의 1 종 또는 2 종을 0.0005 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. Ti 탈산한 후에 더욱 0.0005 % 이상이 되도록 Ca 및 REM 의 1 종 또는 2 종을 첨가하여 용강 중의 산화물조성을, Ti 산화물 : 20 % 이상 90 % 이하, 바람직하게는 85 % 이하, CaO 및/또는 REM 산화물 : 10 % 이상 40 % 이하, Al₂O₃ : 40 % 이하인 저융점의 산화물계 개재물로 한다. 이렇게 하면, 연속주조시에, Ti지금(地金)을 포함하는 Ti 산화물이 노즐에 부착하는 것을 유효하게 방지할 수 있어, 노즐의 폐쇄를 방지할 수 있다. 나아가, CaO 및/또는 REM 산화물은 냉연 - 소둔후의 입자 성장의 억제, 용접부 (특히 용접 열영향부) 의 조대화 방지에 기여할 수 있다. 이들 중에서 Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0005 % 이상 함유시킨다. 한편, Ca, REM 의 합계량이 0.01 % 를 초과하면 반대로 표면결함이 발생할 위험이 증대되는 점과, 캔용 강판으로서 중요한 내식성이 저하된다고 하는 결점이 현재화되는 점에서 상한은 0.01 % 로 하는 것이 바람직하다.

또한, 탈산을 위하여 Ca 를 첨가할 수도 있으나, 0.01 % 를 초과하는 첨가는 가공성을 열화시킨다.

S - 5 ×((32/40)Ca + (32/140)REM) ≤0.0014

S 는, 강의 가공성에 대하여 유해한 성분이므로, 가능한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, 과도한 탈황처리는 비용상승이라는 요인이 되므로, 탈황처리에 필요한 비용과 탈황에 의한 기계적 특성의 개선효과를 감안하여, 상한은 0.01 % 로 하는 것이 바람직하다. 나아가, 가공성에서 바람직한 상한값은 0.005 % 이다. 또한, S 는 강중에서 여러 가지 황화물로서 존재할 수 있으나, MnS 계 개재물로서 존재하는 경우에는 열간압연시에 압연방향으로 현저하게 전신되어, 최종제품의 캔 제조가공시의 깨짐을 조장한다. 이 점에서, Ca, REM 을 첨가함으로써 황화물의 형태 및 비연성이 개선되고, 용접부를 포함한 가공부의 성형성의 개선이 현저해진다. 본 발명자들의 조사에 의하면, 이유는 불분명하나 Ca, REM 의 첨가에 의하여 원자비로 이들 원소의 약 5 배의 S 까지가 무해한 황화물이 되는 것으로 생각할 수 있다. 따라서, 유해한 S 량, 즉 S - 5 ×((32/40) Ca + (32/140)REM) 의 값이 충분히 작다면, 황화물에 의한 가공성의 저하는 발생되지 않는다. 본 발명자들의 조사에 의하면, 상기 식으로 나타내어지는 유해한 S 량은 0.0014 % 이하이면 문제가 없다는 것을 알 수 있었다.

O : 0.010 %이하

O 는, 미세한 황화물을 생성시키는 관점에서는 필요한 성분이나. 0.010 % 를 초과하여 첨가하면, 조대한 Al₂O₃ 를 다량으로 생성시켜 연성, 디프 드로잉 (deep drawing) 을 저하시킨다. 이 때문에, 0.010 % 를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, O 의 보다 바람직한 상한치는 0.007 % 이다. 또한, O 는 0.005 % 이하이면 더욱 바람직하다.

양호한 표면성상이 엄격하게 요구되는 경우에는, Al 량, Ti 량, 그리고 Ca 및/또는 REM 량을 적정한 범위내로 조정하고, 나아가 유해 S 량을 저감하도록 S 및 Ca, REM 의 1 종 또는 2 종의 함유량을 적정화시킨 조성으로 하고, 입경 1 ~ 50 ㎛ 의 산화물계 개재물이 Ti 산화물 및 CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종을 함유하도록 하는 것이 바람직하다.

탈산생성물로서의 개재물이, Ti 산화물 및 CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종, 보다 상세하게는 Ti 산화물 - CaO 및/또는 REM 산화물 - Al₂O₃ - SiO₂ 계의 개재물이 됨으로써, 녹이 적고, 개재물과 석출물에 의한 변형능의 열화가 거의 없고, 또한 클러스터형상 개재물에 의한 표면결함이 없는 캔용 강판이 된다.

본 발명에서 규정하는 산화물계 개재물의 입경을 1 ~ 50 ㎛ 으로 한정하고 있는 것은, 이러한 범위의 개재물이 탈산에 의하여 생성된 개재물로 간주할 수 있기 때문이다. 한편, 입경이 50 ㎛ 을 초과하는 개재물은 일반적으로 슬러그, 몰드파우더 등의 외래계 개재물이 주 요인이다. 또한, Al₂O₃ 계 클러스터에는 이보다 거대한 것도 있으나, 입경 50 ㎛ 이하의 개재물의 산화물조성이 상기 요건을 충족시키면 거대한 Al₂O₃ 계 클러스터도 충분히 감소되어 있는 것으로 간주할 수 있다.

입경 1 ~ 50 ㎛ 의 산화물계 개재물의 조성은, Ti 산화물 : 20 wt% 이상 90 wt% 이하, CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종의 합계 : 10 wt% 이상 40 wt% 이하, Al₂O₃ : 40 wt% 이하 (Ti 산화물, CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종, Al₂O ₃ 의 합계는 100 % 이하) 인 것이 바람직하다.

상기 개재물의 Ti 산화물이 20 wt% 미만인 경우에는, Ti 탈산강이 아니고, Al 탈산강이 형성되어, Al₂O₃ 농도가 높아지므로 노즐 막힘이 발생한다. 또한, CaO, REM 산화물 농도가 높아지면 녹 발생이 현저해지므로, Ti 산화물 농도는 20 wt% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ti 산화물 농도가 90 wt% 를 초과하면, CaO, REM 산화물 농도의 비율이 적어지게 되어, 오히려 노즐 막힘이 일어난다는 점에서 Ti 산화물 농도는 90 wt% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 30 wt% 이상 80 wt% 이하이다.

또한, 상기 개재물 중의 CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종의 합계가 10 wt% 미만일 때에는 개재물이 저융점의 개재물이 되지 않고, 노즐의 폐색 (閉塞) 을 일으킨다. 한편, 40 wt% 를 초과하면 개재물이 그 후에 S 를 흡수하여 수용성으로 변화하고, 녹의 기점이 되므로 내식성이 저하된다. 또한, 보다 바람직한 범위는 20 ~ 40 wt% 이다.

또한, 상기 개재물 중의 Al₂O₃ 에 대해서는, 40 wt% 를 초과하면 고융점 조성이 되므로 노즐폐색이 일어날 뿐만 아니라, 개재물의 형상이 클러스터형상이 되고, 제품판에서의 비금속 개재물성의 결함이 증가된다. 또한, 강중에 Al 이 거의 함유되어 있지 않는 경우에는, 개재물 중의 Al₂O₃ 도 거의 무시할 수 있을 정도의 농도가 된다.

또한, 상기 산화물계 개재물 중에는 전술한 것 이외의 산화물이 혼입된 경우도 있다. 그 경우, 전술한 것 이외의 산화물의 양에 대해서는 특별히 한정되지 않으나, SiO₂ 에 대해서는, 30 wt% 이하, MnO 에 대해서는 15 wt% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 그 이유는 이것들이 각각의 양을 상회하면, 티탄킬드강이라고는 할 수 없기 때문이다. 또한, 이러한 조성하에서는 Ca 를 첨가하지 않아도 노즐 막힘은 없고 녹발생 문제도 없어진다. 산화물의 형성경향을 고려하면, 개재물 중에 SiO₂ , MnO 을 함유시키기 위해서는 용강의 Si, Mn 농도를 Mn/Ti>100, Si,/Ti>50 으로 하는 것이 바람직하나, 이 경우에는 강의 경질화, 표면성상의 열화를 초래한다.

이러한 입경 1 ~ 50 ㎛ 의 산화물계 개재물은 전체 개재물량의 80 wt% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 80 wt% 미만일 때는 개재물의 제어가 불충분하고, 코일의 표면결함 또는 노즐 막힘의 원인이 되기 때문이다.

그밖에 Si, P, S 는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다.

Si : 0.10 % 이하

Si 는 다량으로 함유되면 표면처리성의 열화, 내식성의 열화 등의 문제가 발생되기 때문에 그 상한을 0.10 % 로 하였다. 특히, 우수한 내식성이 필요한 경우에는, 0.02 % 이하가 보다 적합하다.

P : 0.04 % 이하

P 는 다량으로 함유되는 경우, 강을 경질화시키고 가공성을 악화시킴과 동시에, 내식성을 열화시키므로 그 상한을 0.04 % 로 하였다. 이 특성들이 특히 중요시되는 경우에는 0.01 % 이하로 할 필요가 있다.

S : 0.01 % 이하

S 는 개재물로서 존재하고, 강판의 연성을 감소시키고, 나아가 내식성의 열화를 초래하는 원소이므로, 그 상한을 0.01 % 로 하는 것이 바람직하다. 특히 양호한 가공성이 요구되는 용도에 있어서는 0.005 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

그밖에, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로는 Cu, Cr, Ni, Sn, Mo, Zn, Pb 등이 원료 또는 스크랩(scrap)으로부터의 혼입원소로 생각할 수 있는데, Cu, Cr, Ni 는 각각 0.2 % 이하, Sn, Mo, Zn, Pb 및 기타의 원소는 각각 0.1 % 이하이면 캔으로서의 사용특성에 미치는 영향은 무시할 수 있다.

상기한 조성에 부가하여, 연속소둔 종료시에 하기 조직으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 캔용 강판은 페라이트를 주상으로 하고, 평균결정입경이 10 ㎛ 이하를 가지고, 바람직하게는 입경 0.5 ~ 3 ㎛ 의 펄라이트상을 체적비로 0.1 ~ 1 % 를 함유하는 조직으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 입경 이외의 펄라이트상은 체적비 1 % 이하까지 허용할 수 있다.

상기한 조성과 조직으로 함으로써, AI 값 ≤20 MPa, EL/t ≥120 의 우수한 특성을 얻을 수 있다. 이것은 고용 C 가 펄라이트 중의 시멘타이트에 고정되기 때문으로 추측된다. 또한, 주상인 페라이트상은 체적비로 95 % 이상이면 된다.

평균결정입경 : 10 ㎛ 이하

본 발명에서는 2 차 성형시의 표면 거침의 발생을 방지하기 위하여 제품판의 평균결정입경은 10 ㎛ 이하로 한다. 또한, 연성확보라는 점에서 5 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서의 평균결정입경이란 JIS GO552 의 규정에 준거한 절단법을 사용하여 판두께단면 (압연방향단면) 에 있어서 측정한 결정립의 평균입경을 사용한다 (단, 최외각표면 5 ㎛ 씩은 평균에서 제외함).

r 값 : 압연방향 또는 압연방향직각방향에서 0.4 ~ 1.0 미만

압연방향 또는 압연직각방향의 r 값을 0.4 이상, 1.0 미만으로 함으로써, 원통형상의 캔동체의 2 차 성형시에 원통의 길이방향의 수축량을 최저한으로 억제할 수 있어 강재의 생산성을 개선할 수 있다. 또한, 변형부는 박육화되나, 가공경화에 의하여 강도가 증가하여 캔체 특성으로는 문제가 없고 캔체의 경량화라는 관점에서 바람직하다. 또한, r 값은 압연방향 또는 압연직각방향의 어느 한쪽, 캔제조시의 2 차 성형의 인장방향으로 일치시키는 방향이면 되나, 양방향을 만족하는 것이 더욱 바람직하다.

시효지수 AI 값 : 30 MPa 이하

제품판의 AI 값이 30 MPa 를 초과하면, 2 차 성형시에 스트레쳐 스트레인이 발생하여 외관불량이 되므로 AI 값은 30 MPa 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 20 MPa 이하이다.

전체 연신 (EL)/판두께 (t) 의 비 (EL/t) : 110 이상

2 차 성형 시의 깨짐 발생을 방지하기 위하여 변형방향의 연성을 높게 할 필요가 있고, 각 방향의 전체 연신 (EL)/판두께 (t) 의 비 (EL/t) 를 110 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 140 이상이다.

표면경도 : HR30T 50 ~ 57

강판의 경도가 HR30T 로서 50 보다 낮으면, 충분한 캔체 강도를 얻을 수 없고, 외력에 대하여 용이하게 변형되거나, 캔동체에 뚜껑을 부착할 때 캔의 높이방향으로부터의 힘에 의하여 캔의 상하에 실시한 플렌지부가 변형되어 뚜껑이 부착되기 힘든 등의 문제가 발생한다. 한편, 57 을 초과하는 경우에는 플렌지 성형성이 나빠져 깨짐이 발생하기 쉬워진다. 이에 더하여, 57 을 초과하는 경우에는 본 발명의 방법이라도 조질(調質)압연 5 % 초과가 필요해지고, 원통성형시에 스프링백량이 커져서 용접불량이 일어나는 등의 문제가 발생한다. 따라서, 경도는 HR30T 50 ~ 57 으로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 제조조건의 한정에 대하여 설명하기로 한다.

상기 조성의 강소재 (슬라브) 를 열간압연하여 열연강판으로 하거나, 더욱 이들 열연판을 냉연압연에 의하여 냉연판으로 한다.

제조조건의 한정에 대하여 설명하기로 한다.

슬라브 가열온도 : 1000 ~ 1300 ℃

슬라브를 열간압연에 앞서 가열하는 슬라브 가열온도가 1000 ℃ 미만일 때에는 높은 열연마무리온도를 확보하기 곤란하고, 한편으로 가열온도가 1300 ℃ 를 초과하면 강판의 표면성상이 현저하게 열화된다. 그래서 슬라브 가열온도를 1000 ~ 1300 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬라브는 일단 실온까지 냉각시킨 후에 재가열할 수도 있고, 또한 냉각시키지 않고 가열로에 삽입하여 가열할 수도 있다. 또한, 마무리압연에 앞서 조압연할 수도 있고, 얇은 슬라브를 사용하여 직접 마무리압연할 수도 있다.

마무리압연온도 : 800 ~ 1000 ℃

마무리압연온도가 800 ℃ 미만에서는 최종제품판의 결정립을 미세화하는 것이 곤란하여 캔제조후의 외관 미려성이 상실된다. 그러나, 1000 ℃ 를 초과하여 마무리압연된 경우에는 스케일의 손실이 현저하게 증가되어 바람직하지 못하다. 그래서, 마무리압연온도를 800 ~ 1000 ℃ 로 한정하였다. 또한, 마무리압연온도는 통상적인 방법에 따라서 압연기 출구측에서 측정한 값으로 한다.

열간압연에서 열연판의 크라운을 40 ㎛ 이하로 압연을 행하는 것은, 냉연판의 크라운을 5 ㎛ 이하로 무리 없이 마무리하기 위하여 바람직하다. 열연판의 크라운을 40 ㎛ 이하로 하는 압연은, 롤크로스 방식의 압연(roll-cross-type rolling)을 실시하고, 특히 마무리압연시에 3 스탠드 이상을 페어크로스롤(pair cross rolls)로 압연하는 것이 바람직하다.

또한, 크라운 (판크라운) 의 정의는 「판폭방향으로 중앙에서의 판두께 - 판폭방향으로 단부에서의 (최단부에서 30 ㎜) 판두께」 의 절대치 (판폭방향으로 양단부를 측정한 값의 평균치) 이다.

권취온도 : 500 ~ 750 ℃

권취온도가 500 ℃ 미만일 때는, 강판의 형상, 폭방향의 재질의 균일성이 저하된다. 또한, 고용 N 을 AlN 등으로 하여 고정화하고 시효성을 저하시키기 위해서는, 권취온도는 600 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 고용 N 의 고정이 주로 Ti 단독으로 이루어지는 경우에는 권취온도는 500 ℃ 로 저온일 수도 있다. 한편, 권취온도가 750 ℃ 를 초과하면, 시멘타이트가 응집, 조대화되고, 냉연, 소둔후의 r 값이 목표범위보다 높아짐과 동시에 열연모판(母板)조직의 균일성이 저하되고, 또한 스케일의 두께가 현저하게 증가되어 탈스케일성이 저하된다.

또한, 냉간압연에 앞서, 열연판 표면에 생성된 스케일을 산세(酸洗; pickling) 등으로 제거하는 것이 바람직하다. 산세 조건에 대해서는 특별한 한정은 없으나, 통상적인 염산 또는 황산에 의한 산세가 바람직하다.

이어서, 산세된 열연판은 냉간압연이 실시된다. 냉간압연의 조건은 특별히 규제하지 않으나, 극박강판의 제조에 있어서는 통상적으로 80 % 이상으로 하는 것이 열연 및 산세 비용상 유리하다. 냉간압연에서는 냉연판의 크라운을 5 ㎛ 이하로 한다.

크라운이 5 ㎛ 를 초과하면, 특히 판폭방향의 단부 부근에서 판이 잘려나간 강판을 2 차 변형시킬 때 캔동체부에서 파단이 발생할 수 있다. 또한, 크라운 5 ㎛ 이하를 실현시키기 위해서는, 롤시프트 방식(roll shift type) 또는 롤크로스 방식 (혹은 양방) 의 압연이 바람직하고, 특히 1 스탠드 이상을 롤크로스 방식과 롤시프트 방식을 병용한 방식으로 압연하는 것이 바람직하다.

재결정소둔 : 연속소둔법에 의하여 재결정 종료온도 이상 또는 800 ℃ 이하

본 발명에서는 원통성형된 후 높은 2 차 성형성이 필요하기 때문에, 강판은 재결정 종료온도 이상에서 소둔되고 재결정조직으로 되어 있을 필요가 있다. 특수한 용도로 부분재결정조직을 이용할 가능성은 있으나, 재질의 안정성 확보가 곤란하다. 한편, 800 ℃ 를 초과하는 높은 온도에서 소둔한 경우에는, 고온강도가 저하되고 또한 강판 판두께가 얇기 때문에 히트버클(heat buckle)이라고 하는 불량 현상을 일으킬 위험성이 증대한다. 또한, 800 ℃ 를 초과하는 높은 온도에서 소둔하면 강판의 r 값이 1.0 을 초과하고, 2 차 성형후의 캔높이가 낮아진다. 또한 결정립이 조대화되고, 2 차 성형 후에 표면 거침이 발생할 위험이 있다. 따라서, 재결정소둔은 연속소둔법에 의하여 재결정 종료온도 이상, 800 ℃ 이하로 한다. 또한, 연속소둔후의 조직이 페라이트를 주상으로 하고, 페라이트중에 입경 0.5 ~ 3 ㎛ 의 펄라이트상을 체적비로 0.1 ~ 1 % 함유하는 조직으로 함으로써, 상자소둔후의 비시효성 및 연성이 향상되는 것을 알 수 있었다. 이러한 조직을 얻기 위해서는 소둔온도를 720 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

상자소둔 : 500 ℃ 를 초과하고 600 ℃ 이하에서 1 ~ 10 시간 유지

본 발명에 있어서는, 연속소둔에 이어서 상자소둔형 열사이클 (본 발명에서는 이 열사이클을 상자소둔이라고 함) 을 실시한다. 상자소둔은, 시멘타이트 및 AlN 의 석출촉진을 목적으로 하여 장시간의 균열(均熱; soaking) 및 서냉이 되는 열처리로서, 500 ℃ 를 초과하고 600 ℃ 이하의 온도에서 1 ~ 10 시간 유지하는 것이 바람직하다. 열처리온도가 500 ℃ 이하에서는 시멘타이트, AlN 등의 석출이 불충분하고, 연성이 부족하다. 한편, 열처리온도가 600 ℃ 를 초과하면 시멘타이트가 과도하게 조대화되고, 또한 재결정립이 조대화된다. 이 때문에, r 값이 1.0 이상으로 커지고, 2 차 성형시에 표면 거침이 발생된다. 따라서, 상자소둔의 처리온도는 500 ℃ 를 초과하고, 600 ℃ 이하로 한다. 또한, 상자소둔의 유지시간이 1 시간 미만일 때에는 상기 효과를 얻을 수 없다. 한편, 10 시간을 초과하는 경우에는 생산성이 저하되므로 유지시간은 1 ~ 10 시간으로 하는 것이 바람직하다. 시멘타이트 및 AlN 을 충분히 석출시킴으로써 내시효성과 연성이 향상되고, 2 차 성형시의 스트레쳐 스트레인의 발생이나 2 차 성형시의 깨짐의 발생을 방지한다.

재결정소둔후의 2 차 압연압하율 : 0.5 ~ 5 %

재결정소둔후, 필요에 따라서 2 차 냉간압연을 실시한다. 2 차 냉간압연의 압하율은 캔체 강도의 확보와, 소둔판 재질의 균일화, 그리고 가동전위의 도입에 의한 시효성의 저감 때문에 0.5 ~ 5 % 로 하는 것이 바람직하다. 0.5 % 미만의 압하율에서는 소정의 효과가 인정되지 않는다. 한편, 압하율이 5 % 를 초과하면 원통성형했을 때의 스프링백량이 커지거나, 연성의 열화, 또는 연성의 이방성에서 기인하여 플렌지 깨짐이 일어나는 등의 문제가 발생된다.

제품의 판두께 : 0.25 ㎜ 이하

캔제조비용의 저감이라는 관점에서 소재의 박육화가 추진되고 있고, 캔제조 메이커의 요구에 대응한다는 본 발명의 취지에서, 판두께는 25 ㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 강판 (방법) 은 t ≤0.25 ㎜ 에 있어서 종래 강보다 특히 2 차 변형성을 발휘한다.

도 1 은 2 차 성형시의 깨짐 발생과 El/t 의 관계를 나타낸 그래프,

도 2 는 시효처리후의 항복연신과 시효경화지수 AI 값과의 관계를 나타낸 그래프,

도 3 은 2 차 성형후의 표면 거침과 제품판의 평균결정입경과의 관계를 나타낸 그래프,

도 4 는 변형 3 피스 캔의 예를 나타낸 설명도,

도 5 는 2 차 성형성, 캔 높이의 축소경향에 미치는, 2 차 성형후의 캔 높이변화와 압연방향 r 값과의 관계를 나타낸 그래프이다.

(실시예 1)

표 1 에 나타낸 화학조성의 강을 전로로 용제하고, 연속주조법에 의하여 슬라브로 하였다. 이들 슬라브에 표 2 에 나타낸 조건으로 열간압연, 냉간압연, 연속소둔, 그리고 2 차 냉연을 실시하여 최종마무리 판두께가 0.22 ㎜ 인 냉연판으로 하였다. 이어서, 할로겐타입의 전기주석도금라인에서 25 번 상당의 주석도금을 연속적으로 실시하고 양철판에 마무리하였다.

이렇게 하여 얻어진 주석도금강판의 판압연방향 (L 방향) 과 직각방향 (C 방 향) 에서 시험편을 채취하여, 전체 연신 (EL), 표면강도 (HR30T), r 값, AI 값 및 소부 상당의 시효처리 (210 ℃ ×20 분) 후의 항복점 연신 (Y - El), 전체 연신 (EL)/t 비를 조사하였다. 이것들은 JIS5 호 인장시험편을 사용하였다.

이 강판들을 250 g 캔사이즈로 원통성형한 후, 특수한 분할몰드구조(split mold structure)로 이루어지는 프레스 지그(press jig)를 사용하여 2 차 성형을 행하였다. 2 차 성형시의 인장 변형의 방향은 L 방향 (노말 그레인법) 및 C 방향 (리버스 그레인법) 으로 하고, 연신변형량은 평균 7 % 로 하였다. 캔제조후, 깨짐 발생의 유무, 표면거칠기 및 스트레쳐 스트레인 발생의 유무를 조사하였다. 나아가, 2 차 성형 전후에서의 캔축 방향 높이의 변화를 조사하였다. 이들 결과를 표 3 에 나타낸다. 또한, 페라이트 평균입경은, 제품판 C 단면조직에 대하여 JIS GO552 의 규정에 준거하여 측정하였다. 또한, 펄라이트 체적율은 제품판 C 단면조직의 SEM 조사로 측정하였다. 표면 거침은 표면조도 Ra ≥1.0 ㎛ 이 된 경우를 발생으로 하였다. 스트레쳐 스트레인은 명확히 시각적으로 관찰할 수 있는 것을 발생으로 하였다.

본 발명예는 2 차 성형후의 표면거칠기, 스트레쳐 스트레인의 발생은 없고, 또한 2 차 성형시의 깨짐 발생도 없었다. 이에 대하여, Mn 량이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예 (강판 №10 ~ №12) 에서는 r 값이 높고, 연성이 저하되고, 2 차 가공후에 표면거칠기, 스트레쳐 스트레인의 발생, 깨짐이 관찰되었다.

(실시예 2)

표 1 에 나타낸 강 №E 를 사용하여, 표 4 에 나타낸 조건으로 열간압연, 냉간압연, 연속소둔, 그리고 2 차 냉연을 행하고, 최종마무리 판두께 0.22 ㎜의 냉연판으로 하였다. 이어서, 할로겐타입의 전기주석 도금라인에서 25 번 상당의 주석도금을 연속적으로 실시하고 양철판에 마무리하였다. 이들 제품판에 대하여 실시예 1 과 동일하게 조사하였다. 그 결과들을 표 5 에 나타낸다. 또한, 열간압연은, 제조조건 №2 - 13 이외에는 전체 스탠드에 페어크로스롤을 가지는 압연기에 의하여 페어크로스 방식에 의한 압연을 실시하였다. 또한, 냉간압연은 제조조건 №2 - 13 이외에는 전단에 롤 크로스 스탠드(roll-cross-type stand)를 가지는 압연기에 의한 크로스롤 방식 및 시프트롤 방식을 병용한 압연으로 하고, 냉연판의 크라운을 조정하였다.

본 발명예는 r 값이 적정한 범위로 제어되고, 2 차 성형시의 캔축 방향의 수축량이 작고, 초기의 블랭크형상을 더욱 작게 할 수 있다. 이에 의한 생산성의 향상은 거의 2 % 정도이나, 생산수량이 매우 큰 제품분야에 있어서는 현저한 효과가 된다. 본 발명예는 다른 특성에 대하여도 비교예 이상의 특성을 갖는다.
본 발명도 실시예에서는 주석도금을 행하였으나, 무주석도금강판(tin-free steel sheet), 복합도금강판 등에 사용할 수도 있고, 그리고 도금을 행하지 않고 도장강판으로 사용할 수도 있다. 또한, 강판의 표면에 수지필름을 장착한 것과 같은 강재에도 적용할 수 있다.

또한 3 피스 캔용 강판으로 뿐만 아니고, 2 피스 캔용 강판으로 사용해도 아무런 문제는 없다.

(실시예 3)

전로출강후, 300 ton 의 용강을 RH진공 탈가스장치에서 탈탄처리하고, C=0.014 wt%, Si=0.01 wt%, Mn=0.25 wt%, P=0.010 wt%, S=0.005 ~ 0.009 wt% 로 조정함과 동시에, 용강온도를 1585 ~ 1615 ℃ 로 조정하였다. 이 용강 중에 Al 을 0.2 ~ 0.8 ㎏/ton 첨가하여 3 ~ 4 분의 예비탈산을 행하고 용강 중의 용존산소 농도를 55 ~ 260 ppm 까지 저하시켰다. 이 때의 용강 중의 Al 농도는 0.001 ~ 0.005 wt% 이었다. 그리고, 이 용강에 70 wt% Ti - Fe 합금을 0.8 ~ 1.8 ㎏/ton 첨가하여 8 ~ 9 분에 걸쳐 Ti 탈산하였다. 그후, 성분조정을 실시한 후에 용강 중에 30 wt% Ca - 60 wt% Si 합금 또는, 거기에 금속 Ca, Fe, 5 ~ 15 wt% 의 REM 을 혼합한 첨가제, 또는 90 wt% Ca - 5 wt% Ni 합금 등의 Ca 합금, REM 합금의 Fe 피복 와이어를 0.05 ~ 0.5 ㎏/ton 첨가하여 처리하였다. 이 처리후의 Ti 농도는 0.026 내지 0.058 wt%, Al 농도는 0.001 내지 0.005 wt%, Ca 농도는 0.0000 내지 0.0036 wt%, REM 농도는 0.0000 내지 0.0021 wt%, Ca 와 REM 의 농도의 합은 0.0005 내지 0.0043 wt% 이었다.

다음으로, 이 강을 2 스트랜드 슬라브 연속주조장치로 주조하고 연속슬라브를 제조하였다. 주조시에는 턴디쉬 및 침지노즐 내에 Ar 가스를 넣지 않았다. 연속주조후에 관찰한 바로는 턴디쉬 및 침지노즐 내에는 부착물은 거의 없었다.

다음으로, 상기 연속슬라브를 판두께 1.8 ㎜ 로 열간압연하였다. 열연조건은 슬라브 가열온도 : 1130 ℃, 마무리압연온도 : 890 ℃, 열연권취온도 : 620 ℃ 이었다. 열연강판을 산세하고, 냉연하여 판두께 0.18 ㎜ 의 냉연판으로 하였다. 그 후, 740 ℃ 에서 20 초 균열의 연속소둔형의 단시간 소둔을 행하고 냉연소둔판으로 하였다. 이렇게 하여 얻어진 냉연소둔판에서 시험편을 채취하여 개재물조직을 조사하고 r 값, Al 값을 조사하였다. 이들 r 값, Al 값의 조사에는 JIS5 호 인장시험편을 사용하였다. 또한, 이들 강판에 대하여 플렌지 크랙 평가시험 및 녹 발생을 조사하였다. 그 결과를 표 6 에 나타낸다. 또한, 이 때의 산화물계 개재물의 크기는 대부분 폭이 50 ㎛ 이하의 것이었다. 또한, 산화물의 내역은 Ti₂O₃ : 60 ~ 70 %, CaO + REM 산화물 : 20 ~ 30 %, Al₂O₃ : 15 % 이하이었다. 이 냉연판은 스캡(scab), 슬리버(sleever), 스케일 등의 비금속 개재물성의 결함은 0.00 내지 0.02 개/1000 m - 코일 이하밖에 확인되지 않았다.

한편, 비교를 위하여 전로출강후 300 ton 의 용강을 RH진공 탈가스장치로 탈탄처리하고, C=0.014 wt%, Si=0.01 wt%, Mn=0.25 wt%, P=0.010 wt% , S=0.002 wt% 으로 조정함과 동시에, 용강온도를 1590 ℃ 로 조정하였다. 이 용강 중에, Al 을 1.2 ~ 1.6 ㎏/ton 첨가하고 탈산처리하였다. 탈산처리후의 용강 중의 Al 농도는 0.041 wt% 이었다 (Al 킬드강). 그후, FeTi를 상기 강에 첨가하고 성분을 조정하였다. 이 처리후의 Ti 농도는 0.040 wt% 이었다.

다음으로, 이 강을 2 스트랜드 슬라브 연속주조장치로 주조하고 연속슬라브를 제조하였다. 또한, 턴디쉬내 용강의 개재물의 평균적인 조성은 95 ~ 98 wt% Al₂O₃ , 5 wt% 이하의 Ti₂O₃ 의 클러스터형상의 개재물이 주체였다.

주조시에 턴디쉬 및 침지노즐내에 Ar 가스를 넣지 않은 경우에는, 상당한 양의 Al₂O₃ 이 노즐에 부착되었고, 3번째 장입에서는 슬라이딩 노즐의 개도가 현저히 증가하였고, 노즐 막힘에 의하여 주물넣기를 중지하였다. 또한, Ar 가스를 넣은 경우에도, 노즐내에는 Al₂O₃ 이 대량 부착되어 있고, 8번째 장입에서는 몰드내의 탕면 (湯面) 의 변동이 커져서 주물넣기를 중지하였다.

다음으로, 상기 연속슬라브는 슬라브 가열온도 : 1150 ℃, 마무리압연온도 : 890 ℃, 열연권취온도 : 680 ℃ 로 1.8 ㎜ 까지 열간압연한 후, 산세하고 냉연하여 판두께 0.18 ㎜ 의 냉연판으로 하였다. 그후, 750 ℃ 에서 20 초 균열의 연속소둔형의 단시간 소둔을 행하여 냉연소둔판을 얻었다. 이렇게 하여 얻어진 냉연소둔판에서 시험편을 채취하여 개재물조직을 조사하고, r 값, AI 값을 조사하였다. r 값, AI 값의 조사에는 JIS5 호 인장시험편을 사용하였다. 또한, 이들 냉연판은 플렌지 크랙 평가시험 및 녹 발생 조사를 행하였다. 이 냉연판은 스캡, 슬리버, 스케일 등의 비금속 개재물성의 결함은 0.45 개/1000 m - 코일로 확인되었다. 그 결과를 표 6 에 나타낸다. 얻어진 냉연판의 플렌지 깨짐 시험결과를 S - 5 ×((32/40) Ca + (32/140)REM) 과의 관계로 표 6 에 나타낸다. 여기에서, 강판 №30 ~ 35 는, S, Ca, REM 의 관계 이외에는 본 발명에 따른 방법으로 제조한 강이고, 강판 №36 은 비교용으로 용제한 Al 킬드강이다.

표 6 에서, S - 5 ×((32/40) Ca + (32/140)REM) 이 0.0014 wt% 이하인 본 발명예는 우수한 연신플렌지 특성, 1.0 미만의 r 값, 30 MPa 이하의 AI 값을 나타내었다. 또한, 강판의 녹 발생율 (0 ℃, 습도 95 % 중에 10 시간 방치후) 에 대해서는 문제가 없는 값이었다.

본 발명에 의하면, 원통형상으로 성형된 강판에 원주방향으로 연신 변형을 부여하여 3 차원적인 변형캔을 제조할 때, 캔축방향의 폭 수축량을 저감시킴으로써 소재의 생산성을 향상시킬 수 있다.

또한, 본 발명에 의하면, 강중의 개재물을 제어함으로써, 연속주조시에 침지노즐의 폐색를 일으키지 않고, 매우 안정된 연속주조가 가능하다. 또한, 본 발명의 강판은 녹이 적고, 개재물 또는 석출물에 의한 변형능의 열화가 거의 없고, 또한, 클러스터형상 개재물에 의한 표면결함이 없고, 표면성상이 양호하고, 용접부의 성형성이 우수한 강판으로서, 3 피스 캔용 강판으로서 매우 우수하다.

본 발명에 의하면, 복잡한 캔 디자인의 요구에 대해서도 부응할 수 있는 가공성, 가공후 외관특성을 가지는 캔용 강판을 제조할 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 캔제조에 있어서의 소재의 생산성을 향상시킬 수 있어 산업상 격단의 효과를 올릴 수 있다.

Claims

중량% 로, C : 0.005 % 초과 ~ 0.1 %, Mn : 0.05 % ~ 1.0 %, 잔부 Fe와 불가피한 불순물을 함유하는 조성과, 페라이트상을 주상으로 하고, 평균결정입경이 10 ㎛ 이하인 조직을 가지고, 입경 0.5 ~ 3 ㎛ 의 펄라이트상을 체적비로 0.1 ~ 1 % 를 함유하고, 압연방향 또는 압연직각방향의 r 값이 0.4 ~ 1.0 미만, 시효경화지수 AI 값이 30 ㎫ 이하인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.
제 1 항에 있어서, 중량% 로, C : 0.03 ~ 0.1 %, Mn : 0.5 % 초과 ~ 1.0 % 를 함유하는 조성이고, 상기 조직이 페라이트를 주상으로 하고, 입경 0.5 ~ 3 ㎛ 의 펄라이트상을 체적비로 0.1 ~ 1 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판.
삭제
제 2 항에 있어서, 상기 조성이 중량% 로, C : 0.03 ~ 0.1 %, Mn : 0.5 % 초과 ~ 1.0 %, Al : 0.10 % 이하, N : 0.0050 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 캔용 강판.
제 4 항에 있어서, 상기 조성에 부가하여 더욱더 중량% 로, Ti : 0.20 % 이하, B : 0.01 % 이하, V : 0.1 % 이하, Nb : 0.1 %이하 중에서 선택된 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판.
제 1 항에 있어서, 상기 조성에 부가하여 더욱더 중량% 로, Al : 0.001 ~ 0.01 %, Ti : 0.015 ~ 0.10 %, N : 0.02 % 이하, Ca, REM 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.0005 ~ 0.01 % 를 함유하고, 다시 S 및 Ca, REM 의 1 종 또는 2 종의 함유량이 다음의 식

S - 5 ×((32/40) Ca + (32/140)REM) ≤0.0014

의 관계를 만족시켜 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고, 입경 1 ~ 50 ㎛ 의 산화물계 개재물이 Ti 산화물 및 CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종을 함유하고, 또한 재결정 집합조직이 압연방향 및 압연직각방향의 적어도 어느 한 쪽의 r 값으로 1.0 이하에 상당하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판.
제 6 항에 있어서, 입경 1 ~ 50 ㎛ 의 산화물계 개재물이 Ti 산화물 : 20 wt% 이상 90 wt% 이하, CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종의 합계 : 10 wt% 이상 40 wt% 이하, Al₂O₃ : 40 wt% 이하 (Ti 산화물, CaO, REM 산화물의 1 종 또는 2 종, Al₂O₃ 의 합계는 100 % 이하) 인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.
제 1 항 내지 제 7 항중 어느 한 항에 있어서, 전체 연신 (EL) (%) 이 판두께 (t) (㎜) 에 대하여 EL ≥110 t 인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.
제 1 항 내지 제 7 항중 어느 한 항에 있어서, 제품코일에 있어서의 판크라운이, 5 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 캔용 강판.
중량% 로, C : 0.03 ~ 0.1 %, Mn : 0.5 % 초과 ~ 1.0 % 를 함유하는 강슬라브를 마무리온도 800 ~ 1000 ℃ 에서 열간압연하고, 500 ~ 750 ℃ 에서 권취하여, 냉간압연한 후, 재결정온도 이상 800 ℃ 이하에서 연속소둔하고, 그 후에 500 ℃ 초과 ~ 600 ℃ 에서 1 시간 이상의 상자소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판의 제조방법.
제 10 항에 있어서, 상기 연속소둔의 소둔온도를 720 ℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판의 제조방법.
제 10 항 또는 제 11 항에 있어서, 상기 열간압연시에 열연판의 크라운을 40 ㎛ 이하로 하고, 상기 냉간압연시에 냉연판의 크라운을 5 ㎛ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 캔용 강판의 제조방법.