KR100623681B1

KR100623681B1 - 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판 및 그제조 방법

Info

Publication number: KR100623681B1
Application number: KR1020047012646A
Authority: KR
Inventors: 무라카미히데쿠니; 다나카세이이치; 도리스게이이치로
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2002-02-13
Filing date: 2003-01-22
Publication date: 2006-09-19
Also published as: CN1630733A; JP2003231948A; WO2003069010A8; CN1322159C; WO2003069010A1; JP4234932B2; KR20040077966A

Abstract

본 발명은, 질량%로, C: 0.0030% 이하, S: 0.020% 이상, N: 0.0080% 이하, Al: 0.040% 이하를 함유하고, B/N: 0.40 ~ 2.70, Al/B: 30 이하를 만족하며, 필요에 따라 (AlN으로서 존재하는 N의 양)/(BN으로서 존재하는 N의 양) < 0.40 을 만족하는 것을 특징으로 하는 강판에 관한 것이다. 본 발명에 따르면, 양호한 가공성을 확보할 수 있고, 용접성 저항에 기인하는 응력 집중으로 인한 파괴를 감소시킬 수 있으며, 소둔 온도가 낮을 경우에도 특성이 양호하기 때문에 열좌굴의 발생을 방지하면서 고효율적인 생산을 실현할 수 있다.

용기, 성형성, 용접부, 질화물, 황화물, 소둔 온도

Description

성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판 및 그 제조 방법{STEEL SHEET FOR CONTAINER EXCELLENT IN FORMABILITY AND PROPERTIES AT WELD, AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 식품 캔 또는 음료 캔과 같은 금속 캔에 사용되는 강판인 캔용 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로는, 강판 제조 분야, 특히 제관 분야에 있어서, 고생산성으로 제조할 수 있고, 성형성, 용접부의 사용 특성이 우수한 용기용 극박(極薄) 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.

일반적으로 강판을 성형하여 제품을 제조할 경우에, 성형성이 양호한 강판이 바람직하다는 것은 주지의 사실이다. 강판으로 식품 캔, 음료 캔 등을 제조하는 분야, 즉 제관 분야에 있어서, 강판 자체는 가공성이 우수하여야 할 뿐만 아니라, 드로잉, 아이어닝, 펀치 신장 성형, 확장 성형 및 캔 본체에 캔 바닥과 캔 뚜껑을 부착하기 위하여 캔 본체 개구부를 확장하는 캔 본체의 플랜지 성형과 같은 가공 중에 아무런 문제도 발생하지 않아야 할 필요가 있다. 또한, 용접부를 성형할 필요가 있는 소위 3 피스 캔을 제조하는 분야에 있어서, 강판은 용접부에서 양호한 성형성이 요구된다. 또한, 대형 용기 등의 경우, 용기에 금속제의 손잡이를 부착시킬 때에 흔히 용접을 실시하며, 용접부에서의 강도, 특히 피로 강도가 문제가 되는 경 우가 있다.

한편, 용기용 강판의 두께는 비용 절감의 관점에서 점점 박육화되어 왔으며, 이 경우 강판의 연성과 피로 특성은 저하하는 경향이 있다. 따라서, 극박 강판이라도 성형성이 양호하고 강도가 높을 필요가 있다. 또한, 극박 강판은 강판 제조시의 연속 소둔 공정에서 열좌굴(heat-buckle)라고 불리는 좌굴을 발생시키는 경향이 있기 때문에, 통판성이 상당히 저하되며, 이러한 이유에서 생산성이 현저하게 저하된다.

전술한 문제를 해결하기 위하여, 최종 제품보다 두께가 두꺼운 강판을 소둔처리하고, 소둔 후에 2차 냉연에 의하여 최종 제품의 두께를 얻는 소위 DR(double reduce)법에 의하여 생산된 DR재가 일본 특허공개 평3-257123호 공보, 일본 특허공개 평2-118026호 공보 등에 개시되어 있다.

그러나, 2차 냉연에 의하여 재료의 연성이 급격히 저하되므로, 2차 냉연시에 매우 높은 압하율을 가할 수 없고, 그 결과 만족스러운 얇은 강판을 얻을 수 없다. 또한, 높은 2차 냉연시에 높은 압하율을 가하여 과도하게 경화시킨 강판에 있어서는, 용접 중의 발열로 인하여 재료의 회복과 재결정에 의한 용접부에서의 재료 연화가 현저하게 일어나고, 따라서 용접부 근방에서의 응력 집중이 증가하고, 성형성과 피로 특성이 저하된다.

또한, 일본 특허공개 평6-41683호 공보에는, 극저탄소강에 Nb와 B를 첨가하여 결정립 크기를 제어함으로써, 용접시의 열영향부(HAZ)에서의 균열을 억제하고 드로잉 성형성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이러한 제안된 기술에 서는 소둔 중의 극박 재료의 통판성 및 HAZ의 연화에 미치는 질화물, 황화물과 같은 석출물들의 영향을 고려하고 있지 않기 때문에, 재결정 온도가 높고, 따라서 소둔 온도를 충분히 낮출 수가 없다. 따라서, 소둔 공정에서의 통판성이 양호하지 않고, 용접부의 특성 개선도 불충분하다.

본 발명은, 소둔 중의 통판성을 저하시키지 않으면서 높은 생산성으로 용기용 극박 재료를 제조하는 것을 가능하게 하고, 제관시의 성형성과 용접부의 성형성이 향상하고 사용 중에 문제가 되는 용접부에서의 피로에 의한 균열이 감소하는 용기용 강판 및 강판 제조 방법을 제공한다.

본 발명은, 소재 재질뿐만 아니라, 플랜지 성형 또는 사용 중에 응력 집중이 일어나기 쉬운 용접부의 재질이 목적에 적합할 수 있도록, 소재의 S 및 기타 원소의 함량 등을 적절하게 설정함으로써, 드로잉, 아이어닝, 확장 성형, 펀치 신장 성형과 같은 가공시의 성형성, 캔 성형시의 용접부의 플랜지 성형성 및 사용시의 용접부의 피로 강도를 향상시키는 기술에 관한 것이다. 즉, 본 발명은, B 첨가 극저탄소강에 있어서 질화물과 황화물의 형태, 종류, 양을 각각 적절한 범위 내에서 제어함으로써 특성을 향상시키는 기술에 관한 것이다.

따라서, 본 발명은 이하의 항목으로 이루어진다.

(1) 질량%로,

C: 0.0030% 이하,

S: 0.020% 이상,

N: 0.0080% 이하, 및

Al: 0.040% 이하를 함유하고,

B/N: 0.40 ~ 2.70,

Al/B: 30 이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판.

(2) 항목(1)에 있어서,

(AlN으로서 존재하는 N의 양)/(BN으로서 존재하는 N의 양) < 0.40 을 만족하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판.

(3) 항목(1) 또는 항목(2)에 있어서,

질량%로,

Mn: 0.2% ~ 2.0%를 또한 함유하고,

강 중의 황화물에 대해서,

(Cu 황화물로서 존재하는 S의 양)/(Mn 황화물로서 존재하는 S의 양) < 0.10 을 만족하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판.

(4) 항목(1) 내지 항목(3) 중 어느 하나에 있어서,

질량%로,

Si: 0.015% ~ 2.00%,

P: 0.005% ~ 0.080%를 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판.

(5) 항목(1) 내지 항목(4) 중 어느 하나에 따른 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판을 제조하는 방법에 있어서,

냉간 압연후의 소둔 온도를 700℃ 이하로 제어하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판의 제조 방법.

도 1은 용접부의 가공성을 평가하는 방법을 나타내는 도면.

도 2는 용접부의 강도를 측정하는 방법을 나타내는 도면.

도 3은 용접부의 피로 강도를 평가하는 방법을 나타내는 도면.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 우선, 화학 성분에 대해서 설명한다. 설명에 있어서, 각 화학 성분은 질량%로 표시되어 있다. C 함량은 일반적으로 가공성의 관점에서 낮은 것이 바람직하고, 따라서 상한은 0.0030%로 설정된다. 특히, 시효성이 작고 연성이 양호할 필요가 있는 경우에, C 함량을 0.0015% 이하까지 감소시키면, 특성을 대폭적으로 향상시킬 수 있다. 그러나, 너무 감소시킬 경우에는, 비용 상승을 초래할 뿐만 아니라 강판이 연질화되고, 따라서 캔 강도가 저하하기 때문에, 하한은 0.0003%로 설정된다.

N은, 본 발명의 중요한 요건인 질화물 형성을 제어하기 위한 중요한 원소이다. N의 함량이 다량으로 함유되면 질화물이 다량으로 형성되며, 따라서 본 발명 목적을 달성할 수 없기 때문에, N 함량의 상한은 0.0080%로 설정된다. B의 첨가량이 비교적 적은 경우에는, 후술하는 바와 같이, 고용 N의 잔존에 의한 시효성과 관련된 문제가 발생하며, 따라서 시효 효과를 감소시키기 위해서는 N 함량을 0.0030% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 진공 탈가스 처리를 충분히 실시함으로써 N 함량을 0.0020% 이하로 제어하면, 질화물의 형성이 억제되고, 특히 성형성이 향상된다. 질화물의 양이 너무 적으면, 용접부의 특성이 저하하며, 따라서 하한을 0.0008%로 설정하는 것이 바람직하다.

B는 질화물 형태에 영향을 미치고, 용접부의 열영향부의 재료 물성을 변화시키며, 적당히 첨가될 경우에는 강판의 재결정 온도를 저하시키므로, 강판을 보다 저온에서 소둔하는 것이 가능하며, 그 결과, 소둔시의 통판성이 향상되므로, B는 본 발명에 있어서 필수 원소로서 첨가된다. 그러나, B를 과잉으로 첨가하면, 용접부가 과도하게 경질화되고, 가공성이 저하되고, 재결정 온도가 상승한다. 따라서, 소둔 온도가 상승하여야 하며, 그 결과로서 열좌굴이 용이하게 발생하게 된다. 중요한 점은 N에 대한 B의 비이고, B/N의 비는 0.40 내지 2.70, 바람직하게는 0.60 내지 2.00으로 설정된다. 본 발명에서의 중요한 요건은 질화물의 종류와 양의 제어이며, B 첨가 극저탄소강 내에 AlN으로서 존재하는 N과 BN으로서 존재하는 N의 비가 0.40 미만인 것이 바람직하고, 0.20 이하이면 보다 바람직하다.

여기에서, AlN으로서 존재하는 N의 함량은, 강판을 요소 알코올 용액에 용해시켰을 때에 잔재 중의 Al 함량을 분석한 후에 AlN의 구성 성분으로서의 Al 전량에 대하여 N 함량을 계산한 값이다. 마찬가지로, BN으로서 존재하는 N의 함량은, 강판을 요소 알코올 용액에 용해시켰을 때의 잔재 중의 B 함량을 분석한 후에 BN의 구성 성분으로의 B 전량에 대하여 N 함량에 계산한 값이다.

전술한 바와 같이, 질화물을 제어하기 위해서는, Al과 B 첨가량, Al과 B 첨 가량의 비, 질화물의 석출 핵으로서 작용하는 산화물, 즉 강 중의 O(산소) 함량, 및 제조 공정 전반에 걸친 열이력이 중요한 인자이다. Al/B를 30 이하, 바람직하게는 20 이하, Al을 0.040% 이하, 바람직하게는 0.020% 이하로 제어함으로써, 강 중에 과잉으로 존재하는 고용 N이 질화물 석출시에 Al보다 B와 우선적으로 결합하며, 그에 따라, 질화물의 종류와 양을 바람직하게 제어할 수 있다.

본 발명에 있어서는, 질화물을 제어함과 더불어 황화물의 형태를 제어하는 것이, 특히 용접부의 특성 향상에 중요하다. 여기에서, 주요한 황화물 형태는 MnS이다. 이와 같은 목적으로, S의 함량을 0.020% 이상, 바람직하게는 0.030% 이상, 보다 바람직하게는 0.035% 이상으로 제어한다. S 함량이 상기 수치보다 적으면, 황화물의 양이 감소함과 동시에 황화물이 불안정해지는 경향이 있고 용접 중의 열 영향에 의해 바람직하지 않은 형태가 되며, 그 결과로서 용접부의 특성이 저하한다. 본 발명에서는 S 함량의 상한을 규정하지는 않으나, 강판 제조 과정에서의 열간 가공성 및 다른 인자들을 고려할 경우에 상한은 통상적으로 약 0.10% 이하이다.

Mn 함량은 0.2% 내지 2.0%로 설정된다. Mn 함량이 0.2% 미만이면, 황화물이 불안정하게 되고 용접 중의 열 영향으로 바람직하지 않은 형태가 된다. 반면에, Mn 함량이 2.0%를 초과하면, 고용 Mn이 증가하고 따라서 소재 및 용접부의 열영향부가 너무 경질화되므로 가공성이 저하된다.

또한, 강 중의 황화물에 있어서, Cu 황화물 형성을 억제하는 것도 중요하다. 일반적으로 열간 압연성과 관련하여 강 중의 S는 황화물로서 고정되어야 한다. 본 발명에 따른 강에서는, S를 MnS로서 고정하는 것이 중요하다. 본 발명에서는 (Cu 황화물로서 존재하는 S)와 (Mn 황화물로서 존재하는 S)의 비를 0.10 미만으로 설정하는 것이 바람직하다. 그 이유는, Cu 황화물이 미세하게 석출하여 강판의 재결정 온도를 상승시킬 뿐만 아니라, Cu 황화물들은 B와 Al 질화물들과의 복합 석출물을 형성시키며 따라서 질화물 형태가 바람직하지 않기 때문이다.

여기서, (Cu 황화물로서 존재하는 S)는, 강판의 전해 추출에 의해 얻은 잔사 중의 Cu 함량을 정량한 후에 Cu/S = 2/1의 수식을 이용하여 Cu 함량을 S 함량으로 환산함으로써 얻은 값이고, (Mn 황화물로서 존재하는 S)는, 강판의 전해 추출에 의해 얻은 잔사 중의 Mn 함량을 정량한 후에 Mn/S = 1/1의 수식을 이용하여 Mn 함량을 S 함량으로 환산한 값이다.

본 발명에서 O(산소) 함량에 대하여 특별히 제한하는 것은 아니지만, O(산소)는 강 중에서 Si, Al, Mn, Fe 및 Ca, Mg 등의 원소를 함유하는 산화물의 형태로 존재하고, 산화물이 적정량 존재할 경우에 질화물의 석출 핵으로서 유효하게 작용하며, 따라서 O(산소)는 질화물 제어에 바람직한 효과를 발휘한다. 그러나, 한편으로는, 과잉인 강 중의 과잉량의 O(산소)는 산화물을 조대화시키고 가공 중의 균열의 기점으로서 작용하며, 따라서 제품 품질을 현저하게 저하시킨다. 이러한 이유로, O(산소) 함량의 바람직한 범위는 0.0010% 내지 0.0070%이다.

전술한 바와 같이 산화물 형태를 바람직하게 제어하기 위하여, 또는 강판의 소재 강도를 조정하여 용접부 근방으로의 응력 집중을 완화함으로써 가공성과 피로 강도를 향상시키기 위하여, Si, P 등을 첨가할 수도 있다. 이 경우에, 첨가량을 Si: 0.005% ~ 2.00%, P: 0.005 ~ 0.080%로 설정하는 것이 바람직하다. 첨가량이 이 범위를 벗어나면, 고용 강화에 의하여 소재 재질이 과도하게 경질화하고 가공성이 저하될 뿐만 아니라, 산화물 형태가 변화하거나 용접부가 비정상적으로 연화 또는 경화하며, 따라서 용접부의 바람직한 물성이 얻어질 수 없게 된다.

본 발명에 있어서는, 강판이 드로잉 또는 다른 유형의 성형 등을 받게 되는 경우에 드로잉 성형성을 향상시키기 위하여, 또는 특정 목적으로 결정 조직을 미세화시키기 위하여 일반적으로 첨가되는 Ti 및 Nb의 함량을 최소화하는 것이 중요하다. 따라서, Ti와 Nb는 원칙적으로 첨가되지 않으며, Ti와 Nb의 함량은 철광석, 제강 단계에서 혼입되는 강 스크랩 및 생산 중에 필연적으로 포함되는 분진, 잔재 등에 불가피하게 함유되는 양으로 제한되어야 한다. 일반적으로는, Ti 또는 Nb의 바람직한 함량은 0.006% 이하이다. Ti와 Nb가 과도하게 첨가될 경우에는, 강판의 재결정 온도가 상승하고 소둔 공정에서의 통판성이 현저하게 저하될 뿐만 아니라, 용접부 근방에서의 열 영향에 의해 결정 조직이 비정상적으로 조대화 및 연질화되어 그 부위에서의 응력 집중을 촉진하며, 그러한 경우에, 제품의 성형성과 피로 강도에 현저한 편차가 발생할 수도 있기 때문에, 0.006%를 초과하는 Ti 또는 Nb를 첨가하는 것은 바람직하지 않다.

제조 공정에서의 열이력 등을 규정할 필요는 없다. 그러나, 열연 중의 슬라브 재가열 온도(SRT), 권취 온도 및 냉간 압연후의 소둔 온도는 재료 물성에 약간의 영향을 미치며, 따라서 열연 중의 슬라브 재가열 온도를 1100℃ 이상, 열연 중의 권취 온도를 730℃ 이하, 냉간 압연후의 소둔 온도를 700℃ 이하로 제어함으로써, 용접부의 가공성 및 피로 강도를 향상시킬 수 있다. 그 이유는 명백하지 않지만, 전술한 한정 조건이 질화물의 형태 또는 질화물 이외의 석출물의 형태에 영향을 주고, 따라서 질화물과 석출물의 과도한 조대화가 억제되고 그 형태가 적절하게 제어되기 때문이라고 생각된다. 냉간 압연후의 소둔 온도를 700℃ 이하로 제한함으로써, 열좌굴의 발생을 억제할 수 있고 소둔 공정에서의 통판성을 향상시킬 수 있다.

전술한 바와 같이, 질화물 및 황화물 형태를 제어함으로써 용접부의 가공성과 피로 강도를 향상시키는 기구에 관해서는 특별히 밝혀진 것은 없으나, 현상적으로는 용접부 및 그 근방의 열영향부에서 재료의 경도가 적절하게 조절되고, 그에 따라 그 부위로의 응력 집중이 완화되고 바람직한 경도가 얻어지는 것으로 생각된다. 용접부 및 그 근방에서는, 용접 중의 온도 상승에 의해 질화물 및 황화물이 용해되고, 고용 N, B, S 및 Mn이 증가함과 동시에, 완전히 용해되지 않고 잔존하는 미세한 질화물과 황화물 및 냉각 과정 중에 재석출하는 미세한 질화물과 황화물 등에 의해 경도가 결정된다. 따라서, 고용 N, 고용 B 및 질화물의 바람직한 형태를 얻기 위해서는, 용접 전의 강 중의 질화물 형태를 본 발명에서 규정하는 바와 같이 제어할 필요가 있는 것으로 추정된다.

용기용 얇은 강판의 제조에 있어서, 용기의 강도를 확보하기 위하여, 2CR 압연(소둔후 2차 냉연)하여 소둔 후에 가공 경화에 의해 경질화한 강판을 사용하는 경우가 있다. 이와 같은 강판에 있어서도, 본 발명에 의하면 용접부의 가공성과 피로 강도를 향상시키는 효과를 얻을 수 있다. 그러나, 전술한 바와 같이, 가공 경화된 재료는 열영향에 의해 연화되기 쉽기 때문에, 가공 경화의 정도를 낮은 수준으 로 제어하는 것이 바람직하다. 적절한 2CR 압하율은 10% 이하이다.

또한, 내식성 및 기타 특성을 향상시키기 위하여 원소들을 첨가하는 경우에도, 본 발명의 효과가 손실되는 것은 아니다. 강판의 드로잉성과 용접부 특성뿐만 아니라, 2차 가공 등의 가공성, 내식성, 각종 공정으로의 통판성 및 기타 특성을 향상시키기 위하여 Sn, W, Mo, Ca, Cr, Ni, V, Sb 등을 첨가하는 경우일지라도, 적어도 본 발명의 효과가 손실되는 것은 아니다. 그러나, 이러한 원소들은 일반적으로는 재결정 온도를 상승시키고 소둔 중의 통판성을 저하시키기 때문에, 악영향이 나타나지 않는 범위로 첨가량을 제한하여야 한다.

통상, 본 발명에 따른 강판은 표면 처리 강판용의 원판으로서 사용되며, 이러한 경우에 있어서도, 표면 처리에 의해 본 발명의 효과가 전혀 손상되지 않는다. 캔용 표면 처리로서, 주석, 크롬(주석 무함유), 니켈, 납, 알루미늄 등이 사용된다. 또한, 최근 사용되고 있는 유기 피막이 피복된 라미네이트(laminate) 강판의 원판으로서 본 발명에 따른 강을 사용할 수 있고, 이 경우에도 본 발명의 효과를 손상시키지 않는다.

<실시예>

우선, 아래의 실시예에서의 강판의 가공성의 평가에 대하여 설명한다. JIS 5호 인장 시험편을 사용한 인장 시험을 실시하였고, 강판 제조에서의 압연 방향으로의 총 연신율과 압연 방향과 0°, 45°, 90° 각도를 이루는 방향에서의 랭크포드(Lankford)치(r치)의 평균치로 가공성을 평가하였으며, r치의 평균치는 다음과 같은 식에 따라 계산하였다.

{(0°각도에서의 r치)+(90°각도에서의 r치)+2×(45°각도에서의 r치)}×1/4

용접부의 가공성을 평가하기 위하여, 도 1에 도시되어 있는 바와 같이, 통상의 3 피스 음료 캔의 캔 본체의 제조의 경우와 마찬가지로, 사각형의 강판을 심(seam) 용접하여 원통형으로 형성시키고, 개구부에 원추형 다이를 압입함으로써 개구부를 확장시키고, 개구부의 단부에 균열이 발생할 때까지 아래 식에 따른 변형량을 계산하였다.

{(균열 발생시의 직경)-(초기 직경)}/(초기 직경)

용접부의 강도를 평가하기 위하여, 도 2에 도시되어 있는 바와 같이, 용접 비산 또는 표면 적열이 발생하는 전류보다 낮은 용접 전류에서 2매의 사각형의 강판을 점 용접하고, 인장 시험에서의 최대 하중을 측정하였다. 용접부의 피로 강도를 평가하기 위하여, 도 1에 도시되어 있는 바와 같이 성형한 원통형 용접 캔 본체로부터 도 3에 도시된 바와 같이 용접부를 중앙에 가지는 폭 20mm의 시험편을 절단하고, 시험편에 진동 인장을 가하여 피로 시험을 실시하고, 1000만 회의 진동 사이클에 견디는 최대 하중을 측정하였다.

가공성 및 용접부의 특성은, 조건들이 본 발명에서 한정한 각각의 범위 내일지라도, 본 발명에서 규정한 조건들의 각각의 값에 따라 변동하고, 본 발명에서 특별히 규정하지 않는 화학 성분과 제조 조건에 의해서도 영향을 받기 때문에, 가공성 및 용접부 특성의 절대값에 의해 본 발명 효과를 판단하는 것은 적절하지 않다. 이러한 이유에서, 이하에서 설명할 실시예에서는, 본 발명에서 특별히 규정하지 않는 화학 성분과 제조 조건이 실질적으로 동일한 시료들을 상대적으로 비교함으로써 본 발명의 효과를 평가하기로 하였다. 이에 따라, 실질적으로 동일한 예에 있어서, 상대 비교에 의하여 특정 특성을 판단하였고, 그 결과를 다음과 같은 기호로 표시하였다. ◎: 매우 양호; ○: 양호; △: 종래 제품과 대등; ×: 불량.

열좌굴을 평가하기 위하여, 판 두께와 폭이 동일한 냉연 코일을 재결정 온도+40℃의 동일 연속 소둔 라인에 통과시켰을 때에 열좌굴 발생 유무를 판정하였고, 그 결과를 다음과 같은 기호로 표시하였다. ○: 미발생; △: 약간 발생; ×: 현저하게 발생.

전술한 4가지 평가 항목을 종합적으로 판정하여 본 발명의 효과를 평가하였으며, 그 결과를 다음과 같은 기호로 표시하였다. ◎: 매우 양호(발명강); ○: 양호(발명강); △: 일부 평가 항목이 양호(발명강); ×: 종래 제품과 대등(비교강).

(실시예 1)

기본 성분이 C: 0.002%, Si: 0.1%, Mn: 0.5%, P: 0.01%이고, 표 1에 나타나 있는 기타 성분을 또한 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어진 강을 250mm 두께의 슬라브로 주조한 다음, 1150℃의 슬라브 재가열 온도와 650℃의 권취 온도 조건으로 2.0mm 두께의 열연 강판을 제조하였고, 그 후 산세, 92% 압하율의 냉간 압연, 670℃에서의 1분간 소둔 및 2% 압하율의 조질 압연 공정을 실시하여 0.16mm 두께의 강판을 제조하였으며, 제조한 강판을 평가하였다. 표 2로부터 명확히 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에서 규정한 범위 내에서 제조한 강판은 가공성, 용접부의 특성 및 열좌굴 저항성과 같은 모든 평가 항목에 있어서 양호한 특성을 갖는다.

강	S	Al	N	B	B/N	Al/B
a	0.021	0.052	0.0024	0.0006	0.25	86.67
b	0.026	0.025	0.0022	0.0009	0.41	27.78
c	0.031	0.021	0.0027	0.0020	0.74	10.50
d	0.023	0.008	0.0019	0.0036	1.89	2.22
e	0.021	0.012	0.0024	0.0048	2.00	2.50
f	0.026	0.024	0.0016	0.0050	3.13	4.80
g	0.025	0.024	0.0060	0.0015	0.25	16.00
h	0.013	0.024	0.0025	0.0048	1.92	5.00

강	가공성	용접부	열좌굴	판정
a	△	△	△	×	비교강
b	◎	○	○	○	발명강
c	◎	◎	◎	◎	발명강
d	◎	◎	◎	◎	발명강
e	◎	◎	○	○	발명강
f	△	◎	×	×	비교강
g	◎	△	×	×	비교강
h	◎	×	△	×	비교강

(실시예 2)

기본 성분이 C: 0.002%, Si: 0.01%, Mn: 0.9%, P: 0.02%, Al: 0.02%, N: 0.002%, B: 0.002%이고, B/N의 값이 0.9이고 Al/B의 값이 8 ~ 12이며, 표 3에 나타나 있는 바와 같은 기타 성분을 또한 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어진 강을 250mm 두께의 슬라브로 주조한 다음, 표 3에 나타낸 슬라브 재가열 온도와 620℃의 권취 온도 조건으로 2.2mm 두께의 열연 강판을 제조하였고, 그 후 산세, 93% 압하율의 냉간 압연, 670℃에서의 1분간 소둔 및 3% 압하율의 조질 압연 공정을 실시하여 0.15mm 두께의 강판을 제조하였으며, 제조한 강판을 평가하였다. 표 4로부터 명확히 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에서 규정한 범위 내에서 제조한 강판은 가공성, 용접부의 특성 및 열좌굴 저항성과 같은 모든 평가 항목에 있어서 양호한 특성을 갖는다.

강	S	O	*1	SRT
i	0.007	0.0022	0.58	1230
j	0.007	0.0018	0.37	1100
k	0.026	0.0015	0.43	1230
l	0.026	0.0040	0.11	1100
m	0.027	0.0085	0.15	1100

SRT: 슬라브 재가열 온도 (℃)

*1: (AlN으로서 존재하는 N 함량)/(BN으로서 존재하는 N 함량)

강	가공성	용접부	열좌굴	판정
i	○	×	○	×	비교강
j	○	×	○	×	비교강
k	◎	◎	○	○	발명강
l	◎	◎	◎	◎	발명강
m	○	△	○	△	비교강

(실시예 3)

기본 성분이 C: 0.002%, Si: 0.02%, P: 0.01%, Al: 0.01%, N: 0.002%, B: 0.0022%이고, B/N의 값이 0.9이고 Al/B의 값이 8 ~ 12이며, 표 5에 나타나 있는 바와 같은 성분을 또한 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어진 강을 평가하였다. 제조 조건은 실시예 1의 제조 조건과 동일하다. 표 6으로부터 명확히 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에서 규정한 범위 내에서 제조한 강판은 가공성, 용접부의 특성 및 열좌굴 저항성과 같은 모든 평가 항목에 있어서 양호한 특성을 갖는다.

강	Mn	S	*2
n	0.05	0.026	0.15
o	0.22	0.025	0.08
p	0.58	0.021	0.06
q	0.85	0.032	0.02
r	1.32	0.028	0.04
s	2.21	0.044	0.02

*2: (CuS로서 존재하는 S 함량)/(MnS로서 존재하는 S 함량)

강	가공성	용접부	열좌굴	판정
n	○	△	◎	○	발명강
o	◎	○	◎	◎	발명강
p	◎	◎	◎	◎	발명강
q	◎	◎	◎	◎	발명강
r	○	○	◎	○	발명강
s	△	△	○	△	발명강

전술한 바와 같이, 본 발명은, 드로잉, 펀치 신장 성형, 확장 성형 및 용접과 같은 가공을 통해 성형되는 용기의 용접에 기인하는 성형 불량 및 사용 중의 파괴를 감소시키는 것을 가능하게 한다. 또한, 본 발명에 따른 강판은 소둔 온도가 낮을 경우일지라도 종래의 강판보다 양호한 특성을 나타내므로, 본 발명은 열좌굴의 발생을 방지하면서 용기용 극박 재료를 고효율적으로 제조하는 것을 가능하게 한다.

Claims

질량%로,

C: 0.0030% 이하,

S: 0.020% 이상,

N: 0.0080% 이하,

Al: 0.040% 이하, 및

O: 0.001% ~ 0.005%를 함유하고,

B/N: 0.40 ~ 2.70, 및

Al/B: 30 이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판.
제1항에 있어서,

(AlN으로서 존재하는 N의 양)/(BN으로서 존재하는 N의 양) < 0.40 을 만족하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

질량%로,

Mn: 0.2% ~ 2.0%를 또한 함유하고,

강 중의 황화물에 대해서,

(Cu 황화물로서 존재하는 S의 양)/(Mn 황화물로서 존재하는 S의 양) < 0.10 을 만족하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

질량%로,

Si: 0.015% ~ 2.00%, 및

P: 0.005% ~ 0.080%를 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판.
제1항 또는 제2항에 따른 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판을 제조하는 방법에 있어서,

냉간 압연후의 소둔 온도를 700℃ 이하로 제어하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판의 제조 방법.