KR100825559B1

KR100825559B1 - 성형성이 우수한 주석도금 원판의 제조 방법

Info

Publication number: KR100825559B1
Application number: KR1020010072846A
Authority: KR
Inventors: 김재익; 김병수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-11-22
Filing date: 2001-11-22
Publication date: 2008-04-25
Also published as: KR20030042195A

Abstract

본 발명은 각종 음료 및 식품의 저장용기로 사용되는 주석도금 원판의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 주석도금 강판의 재결정 온도를 낮추어 저온에서 연속소둔 할 수 있을 뿐만 아니라, 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎ 집합조직비를 제어하여 최종 제품의 시효 및 컵핑(Cupping) 특성 등의 성형성을 보다 개선할 수 있는 주석도금 원판의 제조 방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 탄소 0.04~0.1%, 망간 0.2~0.4%, 크롬 0.2~0.6%, 실리콘 0.05% 이하, 황 0.02%이하, 알루미늄 0.04~0.07%, 질소 0.004~ 0.008%, 보론 0.001~0.002%, 보론/질소의 원자비가 0.3~0.5를 만족하고, 나머지 철 및 불가피한 불순물로 조성된 강을 750~790℃의 2상 영역에서 마무리압연하고 400~550℃로 권취한 다음 연속소둔하는 것을 포함하고, 이 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎의 집합조직비가 2.5~4.0범위로서 성형성이 우수한 주석도금원판의 제조방법에 관한 것을 그 기술적요지로 한다.

주석도금원판, 집합조직, 재결정온도, 2상영역, 열연마무리온도

Description

성형성이 우수한 주석도금 원판의 제조 방법{Method of manufacturing blackplate with excellent formability}

본 발명은 각종 음료 및 식품의 저장용기로 사용되는 주석도금 원판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 주석도금 강판의 재결정 온도를 낮추어 저온에서 연속소둔 할 수 있을 뿐만 아니라, 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎ 집합조직비를 제어하여 최종 제품의 성형성이 우수한 주석도금 원판의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명에 의해 제공되는 주석도금원판은 제관 가공성이 우수하므로 심한 가공을 받으며 내압특성이 요구되는 용기용 소재강판으로 사용할 수 있다.

캔(Can)용 소재로 사용되는 철강 소재인 주석도금 원판은 대부분 소재의 두께가 얇으므로 록크웰 표면 경도인 HR30T에 의한 조질도(Temper Grade)에 의해 재질을 구분한다. 즉, 조질도 T1(HR30T49±3) 및 T2(HR30T 53±3)까지는 연질주석도금강판으로, 조질도 T3(HR30T 57±3), T4(HR30T 61±3), T5(HR30T 65±3), T6(HR30T 69±3)는 경질 주석 도금강판으로 구분되는데, 주석을 도금하지 않은 상태의 주석 도금원판도 여기에 준하여 구분되어 지고 있다.

주석도금 원판을 이용하여 내용물을 저장하는 캔을 만들기 위해서는 원판의 표면에 주석(Tin, 원소기호 Sn) 등을 도금하여 내식성을 부여하고 일정한 크기로 절단한 후 원형 또는 각형으로 가공하고 있다. 용기를 가공하는 방법으로는 용기가 뚜껑과 몸체(Body)의 2부분으로 구성되는 2-피스(Piece) 캔과 같이 용접을 하지 않고 가공하는 방법과, 캔의 구성이 몸통, 위 뚜껑(End) 및 아래 뚜껑(Bottom)의 3부분으로 이루어진 3-피스캔과 같이 용접 또는 접합에 의해 몸통을 체결하는 방법으로 나누어 진다. T5(HR30T 62~68) 이상의 조질도를 가지는 경질 주석도금 원판의 주 사용 용도는 캔의 몸체, 뚜껑(End 및 Bottom) 등과 같이 내용물에 의한 내압을 견딜 수 있는 성질이 요구되는 부위들로서 주로 3-피스 가공법에 의해 제조되고 있다. 용접을 실시하는 제관법의 경우 위 뚜껑과 아래 뚜껑을 각각 가공하여 부착하고 몸통은 원판으로부터 절단된 소재를 롤-포밍(Roll Forming) 등에 의해 원하는 모양으로 가공한 후 와이어 심(Wire Seam) 용접과 같은 저항 용접법으로 결합하는 공정을 거치게 된다. 또한 이들 캔의 경우 가공전에 원하는 색상의 건조 및 캔 내용물의 보호를 위해 유기피막을 도장한 후 이의 건조를 위해 180~220℃ 정도에서 소부(Baking) 처리를 행하게 된다.

가공도가 크게 요구되는 용도에 적용되는 조질도 T3(HR30T 54~60)급 이하의 주석도금 원판은 주로 상소둔 방식에 의해 제조하여 왔으나, 내압특성 등이 요구되는 고강도의 주석도금 원판의 경우 연속소둔 방식에 의해 제조하여 왔다. 알려진 바와 같이 연속소둔 방식의 경우 상소둔 방식에 비하여 생산비가 낮을 뿐만 아니라 재질 균일성, 평탄도 및 표면특성이 우수하다는 장점도 가지고 있다. 그러나, 저탄소강을 사용하여 연속소둔 방식을 거치는 경우 제관 단계에서 가공시 강에 고용 상태로 존재하는 탄소 및 질소 등에 의해 각형으로 꺽임이 발생하는 프루팅(Fluting)이나 스트레쳐 스트레인(Stretcher Strain)과 같은 가공 결함을 유발하는 문제점이 있었다. 또한, 고강도 주석도금 원판을 제조하기 위해서는 강화원소로서 과다한 합금원소를 첨가함에 따라 소재 제조원가를 상승시킬 뿐만 아니라, 강의 재결정온도를 상승시켜 0.35mm 이하의 두께가 주를 이루는 주석도금 원판의 연속소둔 작업성을 나쁘게 하는 문제점(히트-버클과 같은 고온소둔 결함 유발)이 있었다.

본 발명에서는 주석도금 강판의 재결정 온도를 낮추어 저온에서 연속소둔 할 수 있을 뿐만 아니라, 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎ 집합조직비를 제어하여 최종 제품의 컵핑 특성 등의 성형성을 보다 개선할 수 있는 주석도금 원판의 제조 방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 주석도금원판의 제조방법은, 중량%로 탄소 0.04~0.1%, 망간 0.2~0.4%, 크롬 0.2~0.6%, 실리콘 0.05% 이하, 황 0.02%이하, 알 루미늄 0.04~0.07%, 질소 0.004~ 0.008%, 보론 0.001~0.002%, 보론/질소의 원자비가 0.3~0.5를 만족하고 나머지 철 및 불가피한 불순물로 조성된 강을 750~790℃의 2상 영역에서 마무리압연하고 400~550℃로 권취한 다음 연속소둔하는 것을 포함하고, 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎의 집합조직비가 2.5~4.0범위로 이루어진다.

이하 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은 저탄소 베이스(Base)의 알루미늄-킬드(Al-killed)강에 고용강화 원소인 Cr과 B 첨가량 및 B/N원자비을 적절히 관리하면서 저온의 열연마무리작업을 행하여 낮은 재결정온도에서 연속소둔할 수 있고 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎의 집합조직비가 2.5~4.0범위를 갖음으로써 성형성을 개선하는데, 그 특징이 있다. 이러한 본 발명을 강성분과 그 제조조건으로 구분하여 설명한다.

[강 조성]

·탄소(C): 0.04~0.1%

탄소는 본 발명에서 목표로 하는 조질도 T5(HR30T 62~68)급 이상의 강도 및 재질의 안정적인 확보를 위해서 0.04% 이상 첨가하나, 0.1% 이상으로 첨가하면 최종 제품의 저항 용접성 및 연성을 나쁘게 할 뿐만 아니라 강 제조단계의 연속주조 공정에서 면세로 균열과 같은 결함이 발생할 가능성이 높다.

·망간(Mn): 0.2~0.4%

망간은 강화 원소로서 목표 강도를 확보하고 적열 취성을 방지하기 위해서 최소한 0.2% 이상 첨가하나, 그 첨가량이 0.4% 이상 되면 소입성을 증가시켜 베이나이트와 같은 경한 2상 조직을 형성하여 강도가 불안정해지고 또한 미소-편석(micro-segregation)을 일으켜 성형성을 나쁘게 하는 요인이 된다.

·실리콘(Si):0.05% 이하

실리콘(Si)은 산소 등과 결합하여 강판의 표면에 산화층을 형성하여 주석 도금성을 나쁘게 하고 내식성을 떨어뜨리는 요인으로 작용하므로 그 첨가량을 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

·황(S): 0.02% 이하

황은 일부가 강중 망간과 결합하여 망간-설파이드계 석출물을 형성하므로 황이 너무 많은 경우 이들 석출물의 크기가 조대화되어 재질이 연화됨에 따라 목표 강도를 확보하기 곤란하므로 그 첨가량을 0.02% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

·알루미늄(Al): 0.04~0.07%

알루미늄은 알루미늄 킬드강에서 탈산제 및 시효에 의한 재질 열화를 방지할 목적으로 첨가되는 원소로서 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 최소한 0.04% 이상 첨가하나, 0.07% 보다 과다하게 첨가되면 탈산 효과의 포화 및 알루미늄-옥사이드(Al₂O₃)와 같은 표면 개재물이 급증하여 열간 압연재의 표면특성을 악화시킬 수 있다.

·질소(N): 0.004~0.008%

질소는 강내에 침입하여 강화 특성을 나타내는 대표적인 침입형 강화원소로서 목표 강도 특성을 확보하기 위해서 0.004% 이상 첨가하나, 0.008% 보다 많이 첨가되면 시효성이 급격히 나빠질 뿐만 아니라 강 제조 단계에서 탈질에 따른 부담을 증가시켜 제강작업성이 악화될 수 있다.

·크롬(Cr): 0.2~0.6%

크롬의 경우 고용강화효과, 결정립 미세화에 의한 집합조직 제어 및 제품의 재질 확보를 위해 첨가되는 원소로서 이와 같은 효과를 확보하기 위해서는 0.2% 이상의 첨가하나, 첨가량이 0.6%를 넘으면 고가의 Cr 첨가량 과다로 인한 제조원가의 상승 용인으로 작용할 뿐만 아니라 강의 재결정온도를 높여 소둔온도도 올리는 문제점이 있다.

·보론(B): 0.001~0.002%

보론은 소재의 Ar₃변태점 저하를 통한 열간압연 작업성 확보와 강의 연성 확보 및 시효에 의한 가공성 열화를 억제할 목적으로 첨가되며 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 최소한 0.001% 이상 첨가하여야 한다. 반면에, 0.002% 보다 많이 첨가되면 오 히려 베이나이트 변태를 촉진하여 강의 성형성을 나쁘게 할 뿐만 아니라 소재의 재결정온도를 급격히 상승시키는 요인으로도 작용한다.

·보론(B)/질소(N)의 원자비: 0.3~0.5

보론/질소의 원자비는 내시효성 확보를 통한 소재의 성형성 개선을 위한 것으로 그 값이0.3미만이 되면 고용 N의 잔존량이 증가하여 변형시효를 유발하므로 성형시 스트레쳐 스트레인(Stretcher Strain)과 같은 가공 결함을 일으키는 요인으로 작용하며, 반면에 B/N원자비가 0.5 보다 커지면 소입성 및 경화능을 상승시켜 성형성을 나쁘게 하는 문제점이 있다.

[제조조건]

위의 조성으로 제조된 강은 통상적으로 열간압연하고 권취한 다음에 연속소둔한다. 본 발명은 이러한 공정에서 열간압연마무리온도를 통상의 조건 보다 낮은 오스테나이트와 페라이트의 2상영역에서 행하여 재결정온도를 낮추는데, 특징이 있다.

·열간압연공정

본 발명에서 열간압연은 오스테나이트역에서 균질화 처리한 후 열간압연마무리온도를 고려한 적정 온도에서 열간압연을 시작하여 오스테나이트와 페라이트의 2상역에서 마무리압연한다.

본 발명에서 슬라브 재가열 온도는 초기의 오스테나이트 조직을 가능한한 조대화시킬 수 있는 오스테나이트 단상역에서 행하는 것이 좋다.

그리고, 열간압연 시작 온도는 열간압연마무리 온도를 오스테나이트와 페라이트의 2상역을 확보할 수 있는 온도면 무방하나, 가장 바람직하게는 950~980℃ 부근에서 행하여 준다. 열간압연시작온도가 980℃ 보다 높을 경우에는 마무리 압연온도를 확보하기 위해 열연 롤(Roll) 통과 시간이 그 만큼 증가함에 따라 최종 제품의 결정립이 커질 가능성이 높아져 목표 재질을 확보하지 못할 수도 있다. 반면에 950℃ 이하로 떨어지면목표 마무리 압연온도를 안전하게 확보할 수 없다.

상기와 같이 열간압연을 시작하여 비교적 낮은 온도에서 압연을 시작하여 2상역에서 마무리 열간압연을 하는데, 이는 다음과 같은 효과가 있다. 결정립의 성장은 핵 생성 위치(Nucleation site)를 감소시키고 핵 성장 속도를 증가시킴으로써 얻을 수 있다. 변태시의 페라이트 핵 생성 위치로서는 오스테나이트의 입계 등이 고려될 수 있다. 통상의 열간 압연법과는 달리, 본 발명과 같이 약 750~790℃ 정도의 2상역에서 마무리 열간압연을 행할 경우 미재결정 영역에서의 압연을 거치므로 오스테나이트상은 연신되고 오스테아니트 결정립내에는 변형대가 형성되어 페라이트의 재결정 핵 생성 위치로 작용한다. 이에 따라 냉연 및 연속소둔재의 재결정을 촉진하여 통상적인 작업재에 비하여 연속 소둔로에서의 소둔 온도를 낮출 수 있다. 본 발명에서 열간 마무리온도가 790℃ 이상이 되면 변태점과의 온도 차이가 적어 목표로 하 는 효과중 재결정 및 시효 개선 효과를 얻기 곤란하다. 반면에 열연 마무리온도가 750℃ 이하로 낮아지면 상온에서 안정한 상인 페라이트 결정립의 혼립화가 급격히 진행되어 최종 제품의 가공성을 현저히 나쁘게 할 뿐만 아니라 열간압연의 부하를 증가시켜 부위별 재질편차의 요인으로도 작용한다.

· 권취공정

열간압연하고 열연 권취하는데, 권취단계에서는 탄화물 및 알루미늄 질화물(AlN)의 석출이 일어나는 공정으로 이의 최적화를 통해 원하는 재질 및 가공성을 얻을 수 있다. 즉, 권취온도가 400℃ 보다 낮은 경우에는 저탄소강의 탄화물이 너무 미세화되어 강도 불안정의 요인이 될 뿐만 아니라 목표로 하는 강도-연성의 조합도 확보하기 곤란하다. 반면에 권취온도가 550℃ 보다 높은 경우에는 열연판 결정립이 성장하여 목표로 하는 재질을 확보할 수 없을 뿐만 아니라 탄화물의 괴상화가 일어나 가공성을 나쁘게 하는 요인으로 작용한다.

·연속소둔

본 발명에 따라 제조된 열간압연판을 소둔하는데, 이 열간압연판은 재결정온도가 낮으므로 저온에서 연속소둔이 가능하다. 연속소둔은 저온인 재결정온도이상~650℃이하의 범위에서 행할 수 있다. 소둔온도가 재결정온도 이하로 떨어지면 강에 변형립이 존재함에 따라 연성 및 가공성을 현저히 악화시키는 요인으로 작용하며, 반면에 소둔온도가 650℃ 보다 높을수록 극박재의 소둔 작업성을 떨어뜨리는 요인으로 작용하므로 650℃ 이하로 하는 것이 가장 바람직하다.

상기와 같이 연속소둔하여 얻은 소둔판의 집합조직은, 본 발명에 따라 강성분계를 제어하고 또한, 열간압연마무리온도와 권취온도를 제어한 것이므로 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎ 집합조직비가 2.5~4.0의 범위를 갖는다. 즉, I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎ 성분의 집합조직비가 2.5이하로 낮아지면 성형성에 불리한 (200)성분이 발달하여 가공성을 열화시키며, 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎ 집합조직비가 4.0을 넘는 경우에는 가공성의 개선에는 효과적이지만 압연방향과 45도를 이루는 방위의 소성변형비가 증가하여 귀발생이 커져 소재의 손실 등이 증가하는 문제점이 있다.

본 발명에 따라 제조된 강은 최종 제품의 재결정온도를 낮출 수 있을 뿐만 아니라 소재의 시효 및 성형 특성을 개선함으로써 제관 성형성이 우수한 고강도 주석도금 원판를 제조할 수 있었다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예]

표 1의 성분으로 조성되는 강을 연속주조한 후 슬라브를 오스테나이트역에서 재가열하여 950~980℃부근에서 열간압연을 시작하여 표 2의 조건으로 마무리압연하고 초당 20℃의 냉각속도로 냉각하여 표 2의 권취온도에서 권취한 다음 소둔하였다. 이러한 경로로 제작된 열연 강대의 제조 공정별 시험 결과를 표2에 나타내었다.

구분	강종	화 학 성 분 (중량 %)								B/N 원자비
구분	강종	C	Mn	Si	S	Al	N	Cr	B	B/N 원자비
발명강	A1	0.067	0.35	0.02	0.011	0.048	0.0052	0.28	0.0013	0.324
	A2	0.075	0.35	0.01	0.010	0.051	0.0049	0.39	0.0015	0.397
	A3	0.091	0.34	0.02	0.009	0.049	0.0042	0.51	0.0012	0.370
비교강	A4	0.032	0.17	0.01	0.011	0.037	0.0034	-	0.0014	0.534
	A5	0.097	0.36	0.01	0.010	0.057	0.0120	0.83	0.0021	0.227
	A6	0.153	0.81	0.02	0.011	0.057	0.0058	0.41	-	0
	A7	0.054	0.24	0.01	0.009	0.043	0.0041	-	-	0

구분	강종	마무리 열연온도 (℃)	권취 온도 (℃)	소둔 온도¹⁾ (℃)	I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎ 집합조직비	조질도 T5이상²⁾	가공성³⁾	비 고
①	A1	910	680	X	4.3	O	X	비교재
②	A1	770	520	O	3.3	O	O	발명강
③	A1	790	500	O	2.9	O	O	발명강
④	A2	780	350	O	1.7	O	X	비교재
⑤	A2	780	500	O	3.5	O	O	발명강
⑥	A2	880	620	X	4.5	O	X	비교재
⑦	A3	780	450	O	3.7	O	O	발명강
⑧	A3	780	520	O	3.9	O	O	발명강
⑨	A4	750	550	O	1.3	X	X	비교강
⑩	A4	750	500	X	0.8	X	X	비교강
⑪	A5	880	600	X	2.8	X	X	비교강
⑫	A5	760	550	X	3.4	O	X	비교강
⑬	A6	750	450	O	1.2	O	X	비교강
⑭	A7	880	600	O	2.7	X	X	비교강
⑮	A7	750	500	O	3.1	X	X	비교강
1)소둔온도 : O 재결정온도~650℃ 소둔 가능, X 650℃ 이상 고온소둔 필요 2)조질도 T5급 이상 : O 확보 가능, X 확보 불가 3)가공성 : O 양호, X 불량(시효 발생재 포함)

표 1의 발명강을 본 발명의 제조조건을 벗어나서 제조한 비교재 ①과 비교재 ⑥의 경우 목표로 하는 집합조직비를 만족하지 못함에 따라 충분한 제관 성형성을 확보 할 수 없었을 뿐만 아니라 재결정온도도 상승하여 연속소둔시 소둔온도가 650℃ 이상이 필요하여 소재의 연속소둔 작업성을 나쁘게 하는 문제점이 있었다.

또한, 비교재 ④(권취온도 350℃)의 경우 권취온도가 본 발명 보다 낮음에 따라 강도는 증가하였으나, 연성이 급격히 감소하고 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎집합조직비도 낮아 제관 성형성을 확보할 수 없었다.

한편, 본 발명강에 비하여 탄소, 크롬, 질소함량 등이 낮은 비교강 A4를 이용하여 본 발명법의 제조 범위를 적용한 비교강 ⑨ 및 ⑩의 경우 전반적으로 집합조직비가 관리 범위를 벗어나 가공성이 열화되었다. 또한, 연속소둔 후에도 경도가 목표 재질인 조질도 T5급 이상의 확보가 곤란하였다.

또한 질소, 크롬, 보론 등의 첨가량이 발명강 범위를 초과하여 B/N원자비가 0.227로 본 발명강의 관리 범위인 0.3~0.5를 만족하지 못한 비교강 ⑪, ⑫의 경우 근본적으로 소둔온도가 상승하여 소둔작업성의 확보가 곤란하였으며 크롬 등의 첨가에 의해 집합조직의 비는 만족하였지만, 가공시 시효에 의한 스트레치 스트레인과 같은 가공 결함이 발생하여 가공 용도로 적용하기에 곤란하였다.

탄소의 함량이 본 발명강 보다 높고 보론을 첨가하지 않은 비교강 A6를 이용하 여 본 발명법 제조관리 범위를 만족하는 영역에서 제조한 비교강 ⑬의 경우 근본적으로 연속주조 단계에서 면세로 균열과 같은 결함이 빈번히 발생하여 연주 작업성을 현저히 악화시켰으며, 탄화물의 괴상화가 급격히 진행되어 성형시 가공 균열 또는 시효에 의한 형상 불량이 발생하는 등 제품의 성형성이 나쁜 문제점을 나타내었다.

반면에 다른 성분의 경우 본 발명강의 성분 범위를 만족하지만 크롬 및 보론이 첨가되지 않은 비교강 A7을 본 발명의 제조조건으로 제조하는 경우(비교강 ⑮)와 그렇지 않은 경우 (비교강 ⑭), Cr 등이 첨가되지 않음에 의해 두 경우 모두 목표로 하는 조질도 T5 이상의 재질을 확보할 수 없었다. 또한, B/N 원자비가 0으로 발명강의 관리 범위를 만족시키지 못함에 따라 가공시 시효 결함이 발생하여 성형성이 열화되는 문제점이 있었다.

상기에서와 같이 본 발명강들은 연속소둔시 재결정온도 이상 650℃ 이하의 비교적 낮은 소둔 온도에서도 (222)성분에 대한 (200)성분의 집합조직비가 2.5~4.0의 관리 범위를 만족함에 따라 시효성 및 가공 특성이 우수한 조질도 T5급 이상의 주석도금 원판을 제조할 수 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면 조질도 T5급 이상의 주석도금 원판을 제조함 에 있어서 적절한 성분제어와 제조조건을 통하여 집합조직을 관리하여 시효특성 등을 개선함과 아울러 제관 가공성을 확보할 수 있으므로 성형성이 요구되는 용도에 적용하면 가공균열과 같은 결함을 감소시킬 수 있다. 뿐만 아니라, 열간압연 작업이 비교적 저온의 영역에서 이루어지므로 열연판의 표면 스케일(Scale) 발생을 억제할 수 있으며, 또한 에너지 절감 효과도 동시에 확보 가능하므로 제조 원가 절감 측면에서도 효과적이다. 특히 본 발명 프로세스를 통과한 소재의 경우 재결정온도를 낮추는 효과도 나타내므로 소둔 작업성 개선에도 효과가 있었으며, 가공성이 요구되는 용도에 사용하는 경우에 우수한 성형성 뿐만 아니라 내압특성도 동시에 확보할 수 있는 효과가 있다.

Claims

중량%로 탄소 0.04~0.1%, 망간 0.2~0.4%, 크롬 0.2~0.6%, 실리콘 0.05% 이하, 황 0.02%이하, 알루미늄 0.04~0.07%, 질소 0.004~ 0.008%, 보론 0.001~0.002%로 함유하고, 보론/질소의 원자비가 0.3~0.5를 만족하고, 나머지 철 및 불가피한 불순물로 조성된 강을 열간압연하고 750~790℃의 2상 영역에서 마무리 열간압연하여 400~550℃로 권취한 다음 연속소둔하는 것을 포함하고, 이 소둔판의 I₍₂₂₂₎/I₍₂₀₀₎의 집합조직비가 2.5~4.0범위임을 특징으로 하는 성형성이 우수한 주석도금원판의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 열간압연의 시작온도는 950~980℃임을 특징으로 하는 성형성이 우수한 주석도금원판의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 연속소둔은 재결정온도~650℃이하임을 특징으로 하는 성형성이 우수한 주석도금원판의 제조방법.