JP2010007138A - 耳発生の小さい深絞り用鋼板および製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、鋼板における高張力付与と低Δｈを両立することを課題とする。
【解決手段】本発明の耳発生の低いＤＲ鋼は、質量％でＣ：０．０１５〜０．０７％、Ｓｉ：０．０２０％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６〜０．０１％を含有し、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、引張強度５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下であることを特徴とする。
【選択図】図４
【解決手段】本発明の耳発生の低いＤＲ鋼は、質量％でＣ：０．０１５〜０．０７％、Ｓｉ：０．０２０％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６〜０．０１％を含有し、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、引張強度５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下であることを特徴とする。
【選択図】図４
Description
本発明は、ぶりきやティンフリースチール、Ｎｉメッキ鋼板などの表面処理鋼板の原板において、1回以上の深絞り加工が施される２ピース缶に使用される容器用鋼板に用いて好適な耳発生の小さい深絞り用鋼板およびその製造方法に関するものである。
絞り缶用の容器用鋼板はＪＩＳ Ｇ３３０３において、ロックウェルＴ硬さにより定められた調質度ＤＲ−８〜ＤＲ−９のものが主流である。その硬さはＤＲ−８が７３狙い、ＤＲ−９が７６狙いであり、引張試験における引張強度（以下、ＴＳと略す）が５００〜６５０ＭＰａに相当する高張力鋼板である。
近年、製缶コスト削減から鋼板のゲージダウン要求が強まっており、缶強度を維持するために高張力化は避けられない状況にある。この高張力化を大きく進展させた技術に、以下の特許文献１のような連続焼鈍後の二回目の冷間圧延（以下、冷延と略す）率を１０〜５０％で行うダブルレデュース（以下、ＤＲと略す）製法がある。
この製法は高張力化とゲージダウン化を安価かつ容易に両立できる技術として広く普及しているが、この製法によるＤＲ鋼板は、圧延による冷延ひずみで高張力を得るため脆い性質が強く、絞り加工時の割れ起因になる課題がある。
近年、製缶コスト削減から鋼板のゲージダウン要求が強まっており、缶強度を維持するために高張力化は避けられない状況にある。この高張力化を大きく進展させた技術に、以下の特許文献１のような連続焼鈍後の二回目の冷間圧延（以下、冷延と略す）率を１０〜５０％で行うダブルレデュース（以下、ＤＲと略す）製法がある。
この製法は高張力化とゲージダウン化を安価かつ容易に両立できる技術として広く普及しているが、この製法によるＤＲ鋼板は、圧延による冷延ひずみで高張力を得るため脆い性質が強く、絞り加工時の割れ起因になる課題がある。
一方、深絞り加工に使用されるＤＲ鋼板はランクフォード値（以下、ｒ値と略す）が一様であること、すなわち異方性の無いことが望まれる。ｒ値とは引張り試験における試験片平行部の幅方向縮みと厚み方向縮みの比で表されるr値＝［幅方向縮み］／［厚み方向縮み］のことであり、異方性とはr値が引張り試験片の採取方向ごとに値が異なる特性をいう。例えば、板厚が０．２０ｍｍより薄いＤＲ鋼板では圧延方向（以下、Ｌ方向と略す）のｒ値が最も低い値を示し、次いでＬ方向に対して９０°傾いた方向（以下、Ｃ方向と略す）が続き、Ｌ方向に対して４５°傾いた方向（以下、Ｄ方向と略す）のｒ値が最も高くなるような異方性を示す。
このような異方性を有するＤＲ鋼板を円盤状にブランキングして絞り加工を施すと、缶口部においてｒ値の小さいＬ、Ｃ方向は板厚が増加して半径方向に材料が伸びず、缶高さの低い谷部が形成され、ｒ値の大きいＤ方向は板厚が増加せずに半径方向に伸びることで缶高さの高い山部が形成される。
図１に示すように深絞り終了後の缶を円周方向に俯瞰すると山部と谷部が交互に続く、いわゆる「耳（イヤリング）」と呼ばれる缶高さバラツキとなって見える。これは缶外観のみの問題ではなく、異方性が強いほど耳が大きく出て歩留りが悪くなり、耳が金型に接触する製缶トラブルも生じやすくなる。これらの実情から耳の大きさは平均の缶高さを示すイヤリング率、％表示から缶円周方向の最大高さ（山部）と最小高さ（谷部）の差分である耳高さΔh表示（以下、Δｈと略す、単位ｍｍ）とする方向に厳格化されつつあり、低イヤリングと呼ばれるにはΔｈを０．９mm以下にする必要がある。
図１に示すように深絞り終了後の缶を円周方向に俯瞰すると山部と谷部が交互に続く、いわゆる「耳（イヤリング）」と呼ばれる缶高さバラツキとなって見える。これは缶外観のみの問題ではなく、異方性が強いほど耳が大きく出て歩留りが悪くなり、耳が金型に接触する製缶トラブルも生じやすくなる。これらの実情から耳の大きさは平均の缶高さを示すイヤリング率、％表示から缶円周方向の最大高さ（山部）と最小高さ（谷部）の差分である耳高さΔh表示（以下、Δｈと略す、単位ｍｍ）とする方向に厳格化されつつあり、低イヤリングと呼ばれるにはΔｈを０．９mm以下にする必要がある。
特許文献２および特許文献３は、耳発生を抑える技術として開示されたものであるが、２つの文献は鋼成分のＣ、Ｎ、Ｐが耳発生を助長する因子であるとして添加量を制限した点に共通性がある。Ｃ、Ｎ、Ｐは鋼に対する硬化元素としての働きもあるため添加を制限すると高張力が得難くなりイヤリング率抑制との両立が困難になる課題がある。
一方、特許文献４はＣ、Ｎが多く添加されておりＴＳ値７００ＭＰａの高張力が得られている。しかしながら特許文献４に記載の技術では、得られる鋼材のイヤリング率は、特許文献２および３により得られる鋼材のイヤリング率より大きく、イヤリング率を更に小さくできない課題がある。
以上のように従来技術においては、ゲージダウンに必要な高張力と２ピース缶に必要なイヤリング率低減を両立させた技術が提供されていなかった。
特開昭５１−１３１４１３号公報
特開平２−１４１５３５号公報
特開平２−１４１５３６号公報
特開昭５８−２１７６５９号公報
一方、特許文献４はＣ、Ｎが多く添加されておりＴＳ値７００ＭＰａの高張力が得られている。しかしながら特許文献４に記載の技術では、得られる鋼材のイヤリング率は、特許文献２および３により得られる鋼材のイヤリング率より大きく、イヤリング率を更に小さくできない課題がある。
以上のように従来技術においては、ゲージダウンに必要な高張力と２ピース缶に必要なイヤリング率低減を両立させた技術が提供されていなかった。
本発明はかかる従来技術の問題点、即ち、鋼板における高張力付与と低Δｈの両立を課題にするものである。特に、ＤＲ−８〜ＤＲ−９相当の高張力鋼が常用する８５〜９５％以下の高冷延率領域において、深絞り成形時の耳発生を強く抑制し、従来のイヤリング率に代わるΔｈ管理が可能な２ピース缶用鋼板とその製造方法を提供するものである。
本発明者は、鋼成分Ｃ、Ｎ利用が耳発生を助長する一方、高張力確保に不可欠な手段であることから、冷延率８５〜９５％の範囲において鋼成分Ｃ、Ｎ利用が可能になる共存他成分との関係を調査した。その結果０．０１５〜０．０７％Ｃの低炭素鋼において、深絞り２ピース缶のΔhを支配する因子がＭｎ／Ｓ比と固溶Ｎ量であるとの知見を得た。即ちこの冷延率範囲において、固溶Ｎ量が極めて少ない場合と極めて多い場合に耳発生が抑制され、Δhが小さくなることを知見したものである。
これに対して例えば特許文献２および３に記載されている技術は、Ｎ添加量を抑え、固溶Ｎ量が極めて少ない例である。一方、本発明は固溶Ｎ量が極めて多い場合の知見であって、最適なＭｎ、Ｓ量（Ｍｎ／Ｓ比）の選択によって高張力と低Δhが両立することを見出したものである。
これに対して例えば特許文献２および３に記載されている技術は、Ｎ添加量を抑え、固溶Ｎ量が極めて少ない例である。一方、本発明は固溶Ｎ量が極めて多い場合の知見であって、最適なＭｎ、Ｓ量（Ｍｎ／Ｓ比）の選択によって高張力と低Δhが両立することを見出したものである。
すなわち本発明の要旨とするものは次の通りである。
（１）本発明の耳発生の小さい製缶用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０７％、Ｓｉ：０．０２０％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６〜０．０１％を含有し、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、ＴＳ値５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下であることを特徴とする。
（１）本発明の耳発生の小さい製缶用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０７％、Ｓｉ：０．０２０％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６〜０．０１％を含有し、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、ＴＳ値５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下であることを特徴とする。
（２）本発明の耳発生の小さい製缶用鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０７％、Ｓｉ：０．０２０％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６〜０．０１％を含有し、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなる組成の連続鋳造鋼片を熱間圧延仕上温度（以下、ＦＴと略す）８６０〜９５０℃で熱間圧延した後、捲取温度（以下、ＣＴと略す）６５０〜７２０℃の範囲で捲取り、酸洗後、一次冷間圧延率を８５〜９５％とした冷間圧延を施し、再結晶温度以上となる６５０〜７４０℃の温度範囲で１５〜６０秒均熱する連続焼鈍を行い、引き続き二次冷間圧延（調質圧延、以下ＤＲと略す）率１０〜２０％の冷間圧延を施すことを特徴とする。
（３）本発明の製造方法は、（２）に記載の製造方法を施すことにより、Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、引張強度５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下の鋼板を製造することを特徴とする。
（３）本発明の製造方法は、（２）に記載の製造方法を施すことにより、Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、引張強度５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下の鋼板を製造することを特徴とする。
本発明の主たる効果は高張力を維持したまま耳発生を抑え０．９ｍｍ以下のΔｈを示す深絞り用高強度薄鋼板を容易に製造できるとした点にある。これは金属容器分野に新たな製缶コストダウンシーズを提供できることになり、省資源、省エネルギー等への貢献は大きい。
また、本発明において鋼に合金元素として添加するＮは自然界に安価多量に存在するものであり、Ｓを少なく利用してＭｎ量を節減するＭｎ／Ｓ比制御によって深絞り用高強度薄鋼板の製造そのものにおいて、省資源、省エネルギー等に大きく貢献することができる。
また、本発明において鋼に合金元素として添加するＮは自然界に安価多量に存在するものであり、Ｓを少なく利用してＭｎ量を節減するＭｎ／Ｓ比制御によって深絞り用高強度薄鋼板の製造そのものにおいて、省資源、省エネルギー等に大きく貢献することができる。
以下に本発明を完成するに至った基本的な考え方及びそれに基づいて行った探索実験と組成比の限定理由について説明する。
本発明は高張力鋼板の製造を前提にしているため、安価に高張力が得られるＮ強化鋼を素材に検討を進め、以下の探索実験を行った。
供試材はＳ量が異なる２成分の鋼板を用いた。
通常Ｓ量の供試材成分は質量％においてＣ：０．０４％、Ｓｉ：０．００９％、Ｍｎ：０．２１％、Ｐ：０．０１４％、Ｓ：０．０１４％、Ａｌ：０．０４７％、Ｎ：０．００８２％である。この組成の鋼を以下に基準鋼と称す。一方、溶銑予備処理により含有Ｓ量を０．００３％まで下げた供試材の成分は、Ｃ：０．０４％、Ｓｉ：０．００５％、Ｍｎ：０．３９％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０３７％、Ｎ：０．００８２％である。微量Ｓなので、この組成の鋼を以下に低Ｓ鋼と称す。
本発明は高張力鋼板の製造を前提にしているため、安価に高張力が得られるＮ強化鋼を素材に検討を進め、以下の探索実験を行った。
供試材はＳ量が異なる２成分の鋼板を用いた。
通常Ｓ量の供試材成分は質量％においてＣ：０．０４％、Ｓｉ：０．００９％、Ｍｎ：０．２１％、Ｐ：０．０１４％、Ｓ：０．０１４％、Ａｌ：０．０４７％、Ｎ：０．００８２％である。この組成の鋼を以下に基準鋼と称す。一方、溶銑予備処理により含有Ｓ量を０．００３％まで下げた供試材の成分は、Ｃ：０．０４％、Ｓｉ：０．００５％、Ｍｎ：０．３９％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０３７％、Ｎ：０．００８２％である。微量Ｓなので、この組成の鋼を以下に低Ｓ鋼と称す。
二つの鋼は実機転炉にて溶製し、連続鋳造にてスラブにし、実機熱延にて１２００℃まで再加熱後、ＦＴ（熱間圧延仕上温度）：８９０℃で厚み１．８ｍｍの熱延鋼板とした後、ＣＴ（捲取温度）：７２０℃で捲取った。この鋼板を酸洗し、実機冷延にて厚み０．１９ｍｍに圧延後、６９０℃の均熱温度にて連続焼鈍した。次いでＤＲ率１８％にて再冷延し、最終板厚を０．１５５ｍｍとした。
この鋼板より図１に示すブランク板を切り出し、絞り比１．７３の条件で深絞り缶を成形し、Δｈおよびイヤリング率測定を行った。
同じ鋼板からＪＩＳ５号引張試験片をＬ方向（圧延方向）に切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて引張試験を行った。探索試験材の化学成分を表１に示し、熱延〜ＤＲ圧延実績を表２に示し、Δｈ、イヤリング率、引張試験値を表３に示し、Ｍｎ／Ｓ比別の固溶Ｎ量とΔｈの関係を図２に示し、Ｍｎ／Ｓ比別のＴＳ値とΔｈの関係を図３に示した。この探索試験において得られた知見を整理すると以下のようになる。
この鋼板より図１に示すブランク板を切り出し、絞り比１．７３の条件で深絞り缶を成形し、Δｈおよびイヤリング率測定を行った。
同じ鋼板からＪＩＳ５号引張試験片をＬ方向（圧延方向）に切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて引張試験を行った。探索試験材の化学成分を表１に示し、熱延〜ＤＲ圧延実績を表２に示し、Δｈ、イヤリング率、引張試験値を表３に示し、Ｍｎ／Ｓ比別の固溶Ｎ量とΔｈの関係を図２に示し、Ｍｎ／Ｓ比別のＴＳ値とΔｈの関係を図３に示した。この探索試験において得られた知見を整理すると以下のようになる。
「１」図２は固溶Ｎ量とΔｈの関係を示すものである。Ｍｎ／Ｓ比が基準鋼より大きい低Ｓ鋼は固溶Ｎ量０．００６〜０．００８の範囲においてΔｈ≦０．９ｍｍを確保している。一方、Ｍｎ／Ｓ比の低い基準鋼は同じ固溶Ｎ量範囲において０．９ｍｍを超える実績が多くあり、Ｎ量が多い場合は低Δｈが得難い。
「２」表１の基準鋼Ｎｏ．５のＦＴ：８５３℃材（Ｎｏ.５の基準鋼）は、図２においてΔｈが最も大きく顕著な耳発生がある。低温ＦＴ条件はΔｈを劣化させると考えられる。
「３」図３はＴＳとΔｈの関係を示すものである。基準鋼および低Ｓ鋼のＴＳ範囲が同等なのは、固溶Ｎ強化がＭｎ／Ｓ比の影響を受けずに作用するためと推察される。
以上の探索実験結果より、Ｎ強化鋼において高張力と低Δｈを両立させるには高Ｍｎ／Ｓ比となるＭｎ、Ｓ量配分と熱延での高温ＦＴ圧延が必要であることが判明した。
「２」表１の基準鋼Ｎｏ．５のＦＴ：８５３℃材（Ｎｏ.５の基準鋼）は、図２においてΔｈが最も大きく顕著な耳発生がある。低温ＦＴ条件はΔｈを劣化させると考えられる。
「３」図３はＴＳとΔｈの関係を示すものである。基準鋼および低Ｓ鋼のＴＳ範囲が同等なのは、固溶Ｎ強化がＭｎ／Ｓ比の影響を受けずに作用するためと推察される。
以上の探索実験結果より、Ｎ強化鋼において高張力と低Δｈを両立させるには高Ｍｎ／Ｓ比となるＭｎ、Ｓ量配分と熱延での高温ＦＴ圧延が必要であることが判明した。
以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明に係る鋼板の成分について説明する。
＜Ｃ：０．０１５〜０．０７％＞
２ピース缶としての強度確保と深絞り加工性の両立にはＣ量の上下範囲を限定する必要がある。まずＣ量下限については粗大結晶粒の生成を抑制し安定した高張力を確保するため０．０１５％以上が必要である。Ｃ量が０．０１５％未満ではセメンタイト析出が疎らになる分、大きな粒の組織となり鋼板が高強度化し難くなるためである。一方、Ｃ量が０．０７％を超えるとパーライトのような第二相や粗大なセメンタイト粒子の析出があって深絞り加工時の破壊の起点となる。特にゲージダウン化が進んだＤＲ鋼板では絞り加工中の割れ危険性が高まる。従ってＣ量の範囲は０．０１５〜０．０７％としなければならない。なお工業生産上、安価な溶製を行うにはＣの範囲を０．０３〜０．０６％とすることが好適である。
＜Ｓｉ：０．０２０％以下＞
Ｓｉは容器用鋼板としての耐食性を劣化させ、過剰に含有させれば介在物を形成し深絞り加工性を劣化させるため本発明には不要な元素である。従って含有しないことが望ましくＳｉ下限を定めない。一方、Ｓｉ上限はＡＳＴＭ規格が定める０．０２０％にする必要がある。Ｓｉは溶製時に敢えて添加する必要はなく、耐火物中のＳｉＯ２が溶鋼中のＡｌで還元されて残留する程度に止める必要があり、０．０１％未満の含有が望ましい。
＜Ｃ：０．０１５〜０．０７％＞
２ピース缶としての強度確保と深絞り加工性の両立にはＣ量の上下範囲を限定する必要がある。まずＣ量下限については粗大結晶粒の生成を抑制し安定した高張力を確保するため０．０１５％以上が必要である。Ｃ量が０．０１５％未満ではセメンタイト析出が疎らになる分、大きな粒の組織となり鋼板が高強度化し難くなるためである。一方、Ｃ量が０．０７％を超えるとパーライトのような第二相や粗大なセメンタイト粒子の析出があって深絞り加工時の破壊の起点となる。特にゲージダウン化が進んだＤＲ鋼板では絞り加工中の割れ危険性が高まる。従ってＣ量の範囲は０．０１５〜０．０７％としなければならない。なお工業生産上、安価な溶製を行うにはＣの範囲を０．０３〜０．０６％とすることが好適である。
＜Ｓｉ：０．０２０％以下＞
Ｓｉは容器用鋼板としての耐食性を劣化させ、過剰に含有させれば介在物を形成し深絞り加工性を劣化させるため本発明には不要な元素である。従って含有しないことが望ましくＳｉ下限を定めない。一方、Ｓｉ上限はＡＳＴＭ規格が定める０．０２０％にする必要がある。Ｓｉは溶製時に敢えて添加する必要はなく、耐火物中のＳｉＯ２が溶鋼中のＡｌで還元されて残留する程度に止める必要があり、０．０１％未満の含有が望ましい。
＜Ｍn：０．３０〜０．６％＞
ＭｎはＭｎＳを形成し熱延コイルの耳割れ発生を防ぐほか、熱処理後の結晶組織を均一にし、深絞り加工缶のイヤリングを抑制する働きがある。ただし本発明のようにＳ量を少なくした鋼では過剰の添加は経済的に好ましくないのでＭｎ量の上限は０．６％以下とする。またＭｎＳに使われなかったＭnは固溶強化元素として高強度化に働く。本発明においてＭｎＳ形成と固溶強化の両立にはＭｎ／Ｓ比３３以上が好適であるためＭｎ量の下限は０．３０％とする。
＜Ｐ：０．０２％以下＞
Ｐは材質を脆くし、過度に含有すると結晶粒界に偏析して深絞り加工割れの原因になるほか、食缶としての耐食性を劣化する元素である。従って実用上支障のない上限を０．０２％とするが、好ましくは０．０１％以下であって、本発明において不要な元素であることから下限を定めない。
ＭｎはＭｎＳを形成し熱延コイルの耳割れ発生を防ぐほか、熱処理後の結晶組織を均一にし、深絞り加工缶のイヤリングを抑制する働きがある。ただし本発明のようにＳ量を少なくした鋼では過剰の添加は経済的に好ましくないのでＭｎ量の上限は０．６％以下とする。またＭｎＳに使われなかったＭnは固溶強化元素として高強度化に働く。本発明においてＭｎＳ形成と固溶強化の両立にはＭｎ／Ｓ比３３以上が好適であるためＭｎ量の下限は０．３０％とする。
＜Ｐ：０．０２％以下＞
Ｐは材質を脆くし、過度に含有すると結晶粒界に偏析して深絞り加工割れの原因になるほか、食缶としての耐食性を劣化する元素である。従って実用上支障のない上限を０．０２％とするが、好ましくは０．０１％以下であって、本発明において不要な元素であることから下限を定めない。
＜Ｓ：０．００９％以下＞
Ｓは後述のＮと同様に重要な化学成分であり、Δｈを抑制するように０．００９％以下の微量に規制する必要がある。多量Ｎを含む鋼であっても微量Ｓにより深絞り缶のΔｈは低減されるが、その冶金的機構は必ずしも明らかではない。
本発明鋼には多量Ｍｎがあり熱延高温ＣＴが施されることから、ＭｎＳ析出物と微量Ｓが熱延鋼板に存在している。このような鋼板に一次冷延、ＤＲ圧延を適用したときに鋼の集合組織がΔｈを改善するように変化するためと推察される。またＳの過度の含有は連続鋳造時に粒界ＭｎＳとして析出しスラブ割れを起こし、次いで熱間圧延時には地鉄と結合して低融点化合物を作り、熱間圧延温度で融解して鋼板に割れを起こすなど美麗な鋼板を製造する上で極めて有害である。
さらに本発明のように過剰なＭnを含む鋼板においてはＳ量が多いほど大きなＭｎＳ析出物を生成する。このＭｎＳは圧延により圧延方向に長く伸びる性質を有しており、析出物が大きいほど破断の起点となって深絞り加工性を劣化させる。従って深絞り加工性を良好に保ち、耳発生を抑制するにはＳは微量であることが望ましい。一方、原料段階から不可避的に混入する元素のため、溶製時に０．００９％以下まで低減して本発明の目的が達成可能なＳ量にすることが重要である。Ｓ量上限を０．００９％とすればＭｎＳ析出物が連続鋳造性、熱間圧延性、製缶における深絞り加工割れ起因とならず、Δｈも小さくなる利点がある。容器となった後においてもＳが極微量であるほど耐食性が向上するので０．００５％以下の規制が好ましい。
Ｓは後述のＮと同様に重要な化学成分であり、Δｈを抑制するように０．００９％以下の微量に規制する必要がある。多量Ｎを含む鋼であっても微量Ｓにより深絞り缶のΔｈは低減されるが、その冶金的機構は必ずしも明らかではない。
本発明鋼には多量Ｍｎがあり熱延高温ＣＴが施されることから、ＭｎＳ析出物と微量Ｓが熱延鋼板に存在している。このような鋼板に一次冷延、ＤＲ圧延を適用したときに鋼の集合組織がΔｈを改善するように変化するためと推察される。またＳの過度の含有は連続鋳造時に粒界ＭｎＳとして析出しスラブ割れを起こし、次いで熱間圧延時には地鉄と結合して低融点化合物を作り、熱間圧延温度で融解して鋼板に割れを起こすなど美麗な鋼板を製造する上で極めて有害である。
さらに本発明のように過剰なＭnを含む鋼板においてはＳ量が多いほど大きなＭｎＳ析出物を生成する。このＭｎＳは圧延により圧延方向に長く伸びる性質を有しており、析出物が大きいほど破断の起点となって深絞り加工性を劣化させる。従って深絞り加工性を良好に保ち、耳発生を抑制するにはＳは微量であることが望ましい。一方、原料段階から不可避的に混入する元素のため、溶製時に０．００９％以下まで低減して本発明の目的が達成可能なＳ量にすることが重要である。Ｓ量上限を０．００９％とすればＭｎＳ析出物が連続鋳造性、熱間圧延性、製缶における深絞り加工割れ起因とならず、Δｈも小さくなる利点がある。容器となった後においてもＳが極微量であるほど耐食性が向上するので０．００５％以下の規制が好ましい。
＜Ａｌ：０．０１〜０．０５％＞
Ａｌ量は０．０１〜０．０５％に限定する。Ａｌが多い場合、連続鋳造時にＡｌＮとなって粒界に析出しスラブ割れを起こし、また熱延捲取りや焼鈍加熱時にＡｌＮの析出サイズが大きくなり深絞り加工の割れ原因となる。さらには固溶Ｎを減じる効果があり、高張力と低Δｈの両立には不都合である。Ａｌ量上限は熱延高温ＣＴにおいても固溶Ｎが必要以上に減らぬよう上限を０．０５％に規制する。一方、Ａｌは少ないほど好ましく、溶鋼中の溶存酸素量に見合った量を添加し脱酸素を完了できればよい。実質的に金属Ａｌとして残す必要はないので下限を０．０１％に規制する。なお、材質の安定性という観点から０．０１〜０．０３％の範囲が望ましい。
Ａｌ量は０．０１〜０．０５％に限定する。Ａｌが多い場合、連続鋳造時にＡｌＮとなって粒界に析出しスラブ割れを起こし、また熱延捲取りや焼鈍加熱時にＡｌＮの析出サイズが大きくなり深絞り加工の割れ原因となる。さらには固溶Ｎを減じる効果があり、高張力と低Δｈの両立には不都合である。Ａｌ量上限は熱延高温ＣＴにおいても固溶Ｎが必要以上に減らぬよう上限を０．０５％に規制する。一方、Ａｌは少ないほど好ましく、溶鋼中の溶存酸素量に見合った量を添加し脱酸素を完了できればよい。実質的に金属Ａｌとして残す必要はないので下限を０．０１％に規制する。なお、材質の安定性という観点から０．０１〜０．０３％の範囲が望ましい。
＜Ｎ：０．００６〜０．０１％＞
Ｎ量は０．００６〜０．０１％に限定する。ＮはＳとともに本発明の重要な化学成分であって、Ｎの固溶強化により鋼板は高張力化し、微量Ｓとの共存によって深絞り２ピース缶のΔｈが低減する。固溶Ｎ量は鋼中の全Ｎ量から臭素エステルによる溶解法で測定した析出Ｎを差引いた値を使い、その量が０．００６０％以上である時に本発明の効果を発揮するのでＮ量下限を０．００６％とする。一方、Ｎが０．０１％を越えて添加されると固溶Ｎ量も０．０１％超に増加してＤＲ率が１０〜２０％の範囲において、鋼板脆化が認められるようになる。これは鋼板製造および製缶加工作業全般を阻害するのでＮ量の上限を０．０１％とする。なおＮは連続鋳造時に混入防止対策を採らなければ空気中から０．０００５％以上の混入がある。確実に鋼板脆化を抑えるには上限を０．００９％にすることが望ましい。
Ｎ量は０．００６〜０．０１％に限定する。ＮはＳとともに本発明の重要な化学成分であって、Ｎの固溶強化により鋼板は高張力化し、微量Ｓとの共存によって深絞り２ピース缶のΔｈが低減する。固溶Ｎ量は鋼中の全Ｎ量から臭素エステルによる溶解法で測定した析出Ｎを差引いた値を使い、その量が０．００６０％以上である時に本発明の効果を発揮するのでＮ量下限を０．００６％とする。一方、Ｎが０．０１％を越えて添加されると固溶Ｎ量も０．０１％超に増加してＤＲ率が１０〜２０％の範囲において、鋼板脆化が認められるようになる。これは鋼板製造および製缶加工作業全般を阻害するのでＮ量の上限を０．０１％とする。なおＮは連続鋳造時に混入防止対策を採らなければ空気中から０．０００５％以上の混入がある。確実に鋼板脆化を抑えるには上限を０．００９％にすることが望ましい。
＜ＴＳ：５００〜６００ＭＰａ＞
本発明鋼板のＴＳ値は固溶Ｎ量によって如何様にでも制御可能であるが、５００ＭＰa以上６００ＭＰａ以下に限定するのは深絞り加工に使用される高強度缶用薄鋼板のほとんどがこの強度範囲で製缶されており加工経験が豊富で強度起因による製缶不具合が生じ難いからである。本発明による鋼板は、特に０．２０mm以下の板厚の薄い場合にその効果が充分に発揮されるものである。
＜Δｈ≦０．９ｍｍ＞
深絞り加工後の缶口部は円周方向の板厚分布と高さに異方性が現われる。異方性が大きい鋼板ほど耳が大きく、耳近傍にシワや不均一な板厚変動を生じるが、缶口部をスリットし排除すれば深絞り加工による不具合を解消できる。一方、スリット加工は鋼板の歩留りを悪化し資源の浪費になる。本発明では耳発生を抑え、それに伴う不具合解消を検討した結果、耳の大きさΔｈが０．９ｍｍ以下になれば目視にて耳を視認できずシワ発生も極めて軽微になることを確認した。従って本発明のΔｈを０．９ｍｍ以下とする。
本発明鋼板のＴＳ値は固溶Ｎ量によって如何様にでも制御可能であるが、５００ＭＰa以上６００ＭＰａ以下に限定するのは深絞り加工に使用される高強度缶用薄鋼板のほとんどがこの強度範囲で製缶されており加工経験が豊富で強度起因による製缶不具合が生じ難いからである。本発明による鋼板は、特に０．２０mm以下の板厚の薄い場合にその効果が充分に発揮されるものである。
＜Δｈ≦０．９ｍｍ＞
深絞り加工後の缶口部は円周方向の板厚分布と高さに異方性が現われる。異方性が大きい鋼板ほど耳が大きく、耳近傍にシワや不均一な板厚変動を生じるが、缶口部をスリットし排除すれば深絞り加工による不具合を解消できる。一方、スリット加工は鋼板の歩留りを悪化し資源の浪費になる。本発明では耳発生を抑え、それに伴う不具合解消を検討した結果、耳の大きさΔｈが０．９ｍｍ以下になれば目視にて耳を視認できずシワ発生も極めて軽微になることを確認した。従って本発明のΔｈを０．９ｍｍ以下とする。
＜その他の化学成分＞
本発明の高強度薄鋼板の成分としては質量％でＣ：０．０１５〜０．０７％、Ｓｉ：０．０２０％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６〜０．０１％を含有することが必要であるが、公知の容器用薄鋼板中に一般的に存在する成分元素を含有してもよい。例えばＣｒ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖなどの１種または２種以上を０．３％以下、あるいはＣａ：０．０１％以下などの成分元素を目的に応じて含有させることができる。
本発明の高強度薄鋼板の成分としては質量％でＣ：０．０１５〜０．０７％、Ｓｉ：０．０２０％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６〜０．０１％を含有することが必要であるが、公知の容器用薄鋼板中に一般的に存在する成分元素を含有してもよい。例えばＣｒ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖなどの１種または２種以上を０．３％以下、あるいはＣａ：０．０１％以下などの成分元素を目的に応じて含有させることができる。
上記成分範囲の鋼は、各種転炉で溶製後、必要に応じて真空脱ガス処理を行い、連続鋳造の工程により容易に製造することができる。
次いで本発明の熱延条件としてＦＴとＣＴを限定する。この限定された熱延条件が本発明において成分効果を発揮させる上で重要である。以下にその限定理由を説明する。
ＦＴはＡｒ３変態点以上にする。探索実験の基準鋼Ｎｏ．５の知見により、変態点近傍あるいは以下となる低ＦＴで圧延すると異方性が大きくなりΔｈが大きくなるためである。具体的には上記成分範囲において８６０〜９５０℃にて圧延する。ＣＴはＭｎＳを作り結晶粒を大きくしてΔｈおよび絞り加工性を向上させるために６５０〜７２０℃の範囲にする。
主要成分Ｍｎ、Ｓ、Ｎに量規制を加えた本発明鋼板はＴＳ値５００ＭＰａ以上の高張力が安定して得られる特徴があり、本発明目的の容器向け鋼板として優れた缶強度、良加工性を発揮することは勿論、薄板を加工して利用する例えば建材や自動車用鋼板などさまざまな用途にも活用することができる。
次いで本発明の熱延条件としてＦＴとＣＴを限定する。この限定された熱延条件が本発明において成分効果を発揮させる上で重要である。以下にその限定理由を説明する。
ＦＴはＡｒ３変態点以上にする。探索実験の基準鋼Ｎｏ．５の知見により、変態点近傍あるいは以下となる低ＦＴで圧延すると異方性が大きくなりΔｈが大きくなるためである。具体的には上記成分範囲において８６０〜９５０℃にて圧延する。ＣＴはＭｎＳを作り結晶粒を大きくしてΔｈおよび絞り加工性を向上させるために６５０〜７２０℃の範囲にする。
主要成分Ｍｎ、Ｓ、Ｎに量規制を加えた本発明鋼板はＴＳ値５００ＭＰａ以上の高張力が安定して得られる特徴があり、本発明目的の容器向け鋼板として優れた缶強度、良加工性を発揮することは勿論、薄板を加工して利用する例えば建材や自動車用鋼板などさまざまな用途にも活用することができる。
＜ＦＴ（熱間圧延仕上温度）：８６０〜９５０℃＞
圧延可能な温度に加熱したスラブをＦＴ：８６０〜９５０℃で熱間圧延する。８６０℃下限は探索試験で得られたΔｈ劣化の知見から設定する。一方、９５０℃を超えた圧延は著しい二次スケール生成がありスケール疵を多発させる危険性が極めて高く、圧延ロールの表面劣化を伴い、ロール寿命を短くすることから設定した。
＜ＣＴ（巻取温度）：６５０〜７２０℃＞
熱間圧延後、６５０〜７２０℃のＣＴ範囲で捲きとる。６５０℃以上とするのは捲取り後の自己焼鈍により圧延組織の残留がないようにするためで、一次冷延性が向上し連続焼鈍にとって望ましい鋼板形状が得られるためである。一方、７２０℃以下としたのは、これ以上の温度では鋼中に粗大なＭｎＳ、ＡｌＮが析出して深絞り加工性を劣化し、かつ酸洗での脱スケール性が劣化してスケール疵を多発させる危険性が極めて高いためである。
圧延可能な温度に加熱したスラブをＦＴ：８６０〜９５０℃で熱間圧延する。８６０℃下限は探索試験で得られたΔｈ劣化の知見から設定する。一方、９５０℃を超えた圧延は著しい二次スケール生成がありスケール疵を多発させる危険性が極めて高く、圧延ロールの表面劣化を伴い、ロール寿命を短くすることから設定した。
＜ＣＴ（巻取温度）：６５０〜７２０℃＞
熱間圧延後、６５０〜７２０℃のＣＴ範囲で捲きとる。６５０℃以上とするのは捲取り後の自己焼鈍により圧延組織の残留がないようにするためで、一次冷延性が向上し連続焼鈍にとって望ましい鋼板形状が得られるためである。一方、７２０℃以下としたのは、これ以上の温度では鋼中に粗大なＭｎＳ、ＡｌＮが析出して深絞り加工性を劣化し、かつ酸洗での脱スケール性が劣化してスケール疵を多発させる危険性が極めて高いためである。
＜酸洗＞
上記の捲取り温度により製造されれば酸洗条件に格別の規制はなく、通常条件としての塩酸または硫酸による酸洗が可能である。
＜一次冷間圧延：８５〜９５％＞
連続焼鈍前に施される冷間圧延を一次冷延として、その範囲を８５〜９５％とする。この範囲は一般の冷延鋼板に施される６０〜８０％に比べて高い冷延率である。これは板厚が０．２０ｍｍより薄いＤＲ鋼板を製造する場合、熱延の薄厚化の限界に到達するため、冷延率を８５〜９５％にしなければならないためである。本発明の低炭素鋼板はＬ方向のｒ値が最も低い値を示し、次いでＣ方向が続き、Ｄ方向のｒ値が最も高くなるような異方性を示す。このような異方性を改善する効果が本発明にはあり、この冷延率範囲において特に強く発揮されるものである。また本発明鋼は高張力を目的としており、冷延率が高いほどその効果が強くなる。冷延率が低い場合、再結晶焼鈍後の結晶粒径が粗大になり高張力が得られないので下限を８５％とする。一方、冷延率は高いほど高張力化を促進させる効果を有するが、一般に使用されるタンデム式冷間圧延機は実用冷延率に上限があり、９５％を超えると鋼板が破断する危険性が極めて高くなるため上限を９５％に限定する。
上記の捲取り温度により製造されれば酸洗条件に格別の規制はなく、通常条件としての塩酸または硫酸による酸洗が可能である。
＜一次冷間圧延：８５〜９５％＞
連続焼鈍前に施される冷間圧延を一次冷延として、その範囲を８５〜９５％とする。この範囲は一般の冷延鋼板に施される６０〜８０％に比べて高い冷延率である。これは板厚が０．２０ｍｍより薄いＤＲ鋼板を製造する場合、熱延の薄厚化の限界に到達するため、冷延率を８５〜９５％にしなければならないためである。本発明の低炭素鋼板はＬ方向のｒ値が最も低い値を示し、次いでＣ方向が続き、Ｄ方向のｒ値が最も高くなるような異方性を示す。このような異方性を改善する効果が本発明にはあり、この冷延率範囲において特に強く発揮されるものである。また本発明鋼は高張力を目的としており、冷延率が高いほどその効果が強くなる。冷延率が低い場合、再結晶焼鈍後の結晶粒径が粗大になり高張力が得られないので下限を８５％とする。一方、冷延率は高いほど高張力化を促進させる効果を有するが、一般に使用されるタンデム式冷間圧延機は実用冷延率に上限があり、９５％を超えると鋼板が破断する危険性が極めて高くなるため上限を９５％に限定する。
＜連続焼鈍：６５０〜７４０℃＞
深絞り成型を円滑に進めるには優れた加工性が必要であり、冷間圧延で生じた硬く脆い圧延組織を完全に無くすための再結晶焼鈍を確実に施さなければならない。前述の冷延率８５〜９５％であれば６５０℃以上において再結晶組織が確実に得られる。一方、７４０℃を越える焼鈍を施すと冷却後の鋼板組織に硬い再結晶粒が混在するようになり、ＭｎＳ、ＡｌＮなどの粗大析出物同様に加工割れ、くびれ、しわ発生の起点となる。また高温の連続焼鈍ほど鋼板の高温強度が低下するため炉内絞り、炉内破断の危険性も増す。安定した連続焼鈍を施すには上限を７４０℃に規制する必要がある。均熱時間は１５〜６０秒とした。これは１５秒未満では６５０℃焼鈍においても不十分な再結晶組織となる危険性があるためで、逆に６０秒以上では再結晶後の粒成長が進み過ぎて高張力化が困難となるためである。焼鈍後に一旦３００〜５００℃に冷却しその温度で１〜２分過時効処理することは固溶Ｎ量への影響が少なく、硬い再結晶粒を軟化させるため加工性向上に好ましい。
深絞り成型を円滑に進めるには優れた加工性が必要であり、冷間圧延で生じた硬く脆い圧延組織を完全に無くすための再結晶焼鈍を確実に施さなければならない。前述の冷延率８５〜９５％であれば６５０℃以上において再結晶組織が確実に得られる。一方、７４０℃を越える焼鈍を施すと冷却後の鋼板組織に硬い再結晶粒が混在するようになり、ＭｎＳ、ＡｌＮなどの粗大析出物同様に加工割れ、くびれ、しわ発生の起点となる。また高温の連続焼鈍ほど鋼板の高温強度が低下するため炉内絞り、炉内破断の危険性も増す。安定した連続焼鈍を施すには上限を７４０℃に規制する必要がある。均熱時間は１５〜６０秒とした。これは１５秒未満では６５０℃焼鈍においても不十分な再結晶組織となる危険性があるためで、逆に６０秒以上では再結晶後の粒成長が進み過ぎて高張力化が困難となるためである。焼鈍後に一旦３００〜５００℃に冷却しその温度で１〜２分過時効処理することは固溶Ｎ量への影響が少なく、硬い再結晶粒を軟化させるため加工性向上に好ましい。
＜ＤＲ（二次冷間圧延）：１０〜２０％＞
焼鈍後の調圧率も本発明の重要な製造因子であって、ＤＲ率が１０％未満では不均一な調圧による材質バラツキと形状不良およびストレッチャーストレイン模様発生の危険性が高まるので下限を１０％とする。一方、ＤＲ率が２０％を超えると硬質化と異方性の劣化が進みΔｈが安定して確保できないため上限を２０％とする。
焼鈍後の調圧率も本発明の重要な製造因子であって、ＤＲ率が１０％未満では不均一な調圧による材質バラツキと形状不良およびストレッチャーストレイン模様発生の危険性が高まるので下限を１０％とする。一方、ＤＲ率が２０％を超えると硬質化と異方性の劣化が進みΔｈが安定して確保できないため上限を２０％とする。
以上説明した製造方法により得られた鋼材は、５００ＭＰａ〜６００ＭＰａの範囲の高張力を維持したまま耳発生を抑え、０．９ｍｍ以下のΔｈを示す深絞り用高強度薄鋼板を得ることができる。この鋼板によれば、金属容器分野に新たな製缶コストダウンシーズを提供できることになり、省資源、省エネルギー等への貢献は大きい。
また、先の製造方法において、鋼に合金元素として添加するＮは自然界に安価多量に存在するものであり、Ｓを少なく利用してＭｎ量を節減するＭｎ／Ｓ比制御によって深絞り用高強度薄鋼板の製造そのものにおいて、省資源、省エネルギー等に大きく貢献することができる。
また、先の製造方法において、鋼に合金元素として添加するＮは自然界に安価多量に存在するものであり、Ｓを少なく利用してＭｎ量を節減するＭｎ／Ｓ比制御によって深絞り用高強度薄鋼板の製造そのものにおいて、省資源、省エネルギー等に大きく貢献することができる。
先に説明した探索実験に続く量産実験の結果を表４〜表６に示す。
表４において、特にＣが０．０２％以下の試料は真空脱ガス処理を行って連続鋳造機にて清浄度の優れたスラブとしたものである。
これらのスラブを熱間圧延にて圧延できる１２００℃以上の温度に加熱後、ＦＴ：８６０〜９５０℃で１．８〜２．０ｍｍに熱延し、ＣＴ：６５０〜７２０℃で捲取り、酸洗にて脱スケールを施した。次いで６スタンドタンデム冷延機にて９０％の一次冷延を行い、連続焼鈍にて板温度６５０〜７４０℃の条件で焼鈍を施した。その後にＤＲ率：１０〜２０％の調質圧延を施し材質調査用の鋼板を製造した。
これらのスラブを熱間圧延にて圧延できる１２００℃以上の温度に加熱後、ＦＴ：８６０〜９５０℃で１．８〜２．０ｍｍに熱延し、ＣＴ：６５０〜７２０℃で捲取り、酸洗にて脱スケールを施した。次いで６スタンドタンデム冷延機にて９０％の一次冷延を行い、連続焼鈍にて板温度６５０〜７４０℃の条件で焼鈍を施した。その後にＤＲ率：１０〜２０％の調質圧延を施し材質調査用の鋼板を製造した。
表４にＮｏ.１〜４８の各試料の化学成分を示し、表５にＮｏ.１〜Ｎｏ.４８の各試料のＭｎ／Ｓ比、ＦＴ（℃）、ＣＴ（℃）、冷間圧延率（％）、連続焼鈍温度（℃）、保持時間（秒）、ＤＲ率（％）の測定結果を示す。
なお、表４と表５に示す試料の一部に本発明範囲を外して製造した比較例がある。表６は得られた各ＤＲ鋼板試料の材質調査結果を示したものである。
本発明の重要な化学成分である固溶Ｎ量および硬さ、引張試験値、Δｈ、イヤリング率などを示す。固溶Ｎ量は鋼中の全Ｎ量から臭素エステルによる溶解法で測定した析出Ｎを差引いた値である。硬さはＪＩＳ Ｇ ３３０３およびＪＩＳ Ｚ ２２４５に準じたロックウェル硬さ試験値、ＴＳおよび全伸びは鋼板幅方向の中央部よりＪＩＳ５号引張り試験片をＬ方向に切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて測定した値である。
なお、表４と表５に示す試料の一部に本発明範囲を外して製造した比較例がある。表６は得られた各ＤＲ鋼板試料の材質調査結果を示したものである。
本発明の重要な化学成分である固溶Ｎ量および硬さ、引張試験値、Δｈ、イヤリング率などを示す。固溶Ｎ量は鋼中の全Ｎ量から臭素エステルによる溶解法で測定した析出Ｎを差引いた値である。硬さはＪＩＳ Ｇ ３３０３およびＪＩＳ Ｚ ２２４５に準じたロックウェル硬さ試験値、ＴＳおよび全伸びは鋼板幅方向の中央部よりＪＩＳ５号引張り試験片をＬ方向に切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて測定した値である。
イヤリング率およびΔｈは先に説明した探索実験で行った図１の手順に従って測定した。硬さ、引張試験片を切出した近傍の鋼板中央部から５７．２ｍｍφのブランク板を採取し、３３ｍｍφの深絞り製缶を行い、缶耳部を測定して得られた値である。
なお、表５と表６には、比較例において一部の缶に冷延破断、スケール疵多発、深絞り加工割れ、缶口辺シワが発生したため、一部あるいは全ての材質調査結果が欠落しているものがある。
表４〜表６に示した量産試験のまとめとしてＭｎ／Ｓ比別の固溶Ｎ量とΔｈの関係を図４に示す。本発明に係るＤＲ鋼板においては、高Ｍｎ／Ｓ比にあることでΔｈは０．９ｍｍ以下に安定しており、かつ固溶Ｎ量増加に伴いΔｈの値を更に改善できる傾向となることを確認できた。
なお、表５と表６には、比較例において一部の缶に冷延破断、スケール疵多発、深絞り加工割れ、缶口辺シワが発生したため、一部あるいは全ての材質調査結果が欠落しているものがある。
表４〜表６に示した量産試験のまとめとしてＭｎ／Ｓ比別の固溶Ｎ量とΔｈの関係を図４に示す。本発明に係るＤＲ鋼板においては、高Ｍｎ／Ｓ比にあることでΔｈは０．９ｍｍ以下に安定しており、かつ固溶Ｎ量増加に伴いΔｈの値を更に改善できる傾向となることを確認できた。
表４と表５に示すＮｏ.１〜Ｎｏ.２４の試料は、いずれも本発明に係る合金組成範囲を満足し、本発明を満足する条件で製造した試料であるが、表６に示す如く、硬さ（ＨＲ３０Ｔ：ロックウエルＴ硬さ）６８〜７５を示し、引張試験値５００ＭＰａ〜５９６ＭＰａを示し、イヤリング率１．３〜２．５％を示し、Δｈ＝０．４５３〜０．７３２ｍｍを示し、優れた特性を示した。
これらの試料に対し、Ｎｏ.２５〜Ｎｏ.３６の各試料は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｐ含有量、Ｓ含有量、Ａｌ含有量、Ｎ含有量のいずれかを本発明組成範囲から外した試料であり、Ｎｏ.３７〜Ｎｏ.４８の試料は、ＦＴ、ＣＴ、冷延率、連続焼鈍温度あるいは時間、ＤＲ率のいずれかを外して製造した試料であるが、いずれの試料においても、表６に示す如く、ＴＳ不足となるか、加工割れを生じるか、Δｈが大きいか、絞り缶口周辺割れを生じるか、スケール疵を発生するか、製造中に破断するか、ストレッチャーストレインを発生するか、の問題を生じた。
これらの試料に対し、Ｎｏ.２５〜Ｎｏ.３６の各試料は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｐ含有量、Ｓ含有量、Ａｌ含有量、Ｎ含有量のいずれかを本発明組成範囲から外した試料であり、Ｎｏ.３７〜Ｎｏ.４８の試料は、ＦＴ、ＣＴ、冷延率、連続焼鈍温度あるいは時間、ＤＲ率のいずれかを外して製造した試料であるが、いずれの試料においても、表６に示す如く、ＴＳ不足となるか、加工割れを生じるか、Δｈが大きいか、絞り缶口周辺割れを生じるか、スケール疵を発生するか、製造中に破断するか、ストレッチャーストレインを発生するか、の問題を生じた。
以上の試験結果から、Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、引張強度５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下である製缶用鋼板を提供できることが明らかとなった。
また、以上の試験結果から、前記組成の連続鋳造鋼片を熱間圧延仕上げ出口温度：８６０〜９５０℃で熱間圧延した後、６５０〜７２０℃の範囲で捲取り、酸洗後、一次冷間圧延率を８５〜９５％とした冷間圧延を施し、再結晶温度以上となる６５０〜７４０℃の温度範囲で１５〜６０秒均熱する連続焼鈍を行い、引き続き二次冷間圧延率１０〜２０％の調質圧延を施すことにより、上述の優れた特性を発揮する製缶用鋼板を製造できることが明らかとなった。
また、以上の試験結果から、前記組成の連続鋳造鋼片を熱間圧延仕上げ出口温度：８６０〜９５０℃で熱間圧延した後、６５０〜７２０℃の範囲で捲取り、酸洗後、一次冷間圧延率を８５〜９５％とした冷間圧延を施し、再結晶温度以上となる６５０〜７４０℃の温度範囲で１５〜６０秒均熱する連続焼鈍を行い、引き続き二次冷間圧延率１０〜２０％の調質圧延を施すことにより、上述の優れた特性を発揮する製缶用鋼板を製造できることが明らかとなった。
本発明の深絞り鋼板を使用したブリキ、ＴＦＳ、あるいは冷延鋼板は、一回以上の深絞り加工において、破断、しわなどが発生し難く、耳が小さくΔｈの低い２ピース缶が安価、容易に得られるものである。
本発明鋼板は深絞り成型性に優れた極薄容器用鋼板として従来技術では成し得なかった高張力と低Δｈの両特性を有しており、本発明目的の容器向け鋼板として優れた缶強度、良加工性を発揮することは勿論、薄板を加工して利用する例えば建材や自動車用鋼板などさまざまな用途にも活用することができる金属材料である。
本発明鋼板は深絞り成型性に優れた極薄容器用鋼板として従来技術では成し得なかった高張力と低Δｈの両特性を有しており、本発明目的の容器向け鋼板として優れた缶強度、良加工性を発揮することは勿論、薄板を加工して利用する例えば建材や自動車用鋼板などさまざまな用途にも活用することができる金属材料である。
Claims (3)
- 質量％で
Ｃ ：０．０１５〜０．０７％
Ｓｉ：０．０２０％以下
Ｍｎ：０．３０〜０．６％
Ｐ ：０．０２％以下
Ｓ ：０．００９％以下
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ｎ ：０．００６〜０．０１％
を含有し、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなり、
Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、引張強度５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下であることを特徴とする耳発生の小さい製缶用鋼板。 - 質量％で
Ｃ ：０．０１５〜０．０７％
Ｓｉ：０．０２０％以下
Ｍｎ：０．３０〜０．６％
Ｐ ：０．０２％以下
Ｓ ：０．００９％以下
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ｎ ：０．００６〜０．０１％
を含有し、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなる組成の連続鋳造鋼片を熱間圧延仕上げ出口温度：８６０〜９５０℃で熱間圧延した後、６５０〜７２０℃の範囲で捲取り、酸洗後、一次冷間圧延率を８５〜９５％とした冷間圧延を施し、再結晶温度以上となる６５０〜７４０℃の温度範囲で１５〜６０秒均熱する連続焼鈍を行い、引き続き二次冷間圧延率１０〜２０％の調質圧延を施すことを特徴とする耳発生の小さい製缶用鋼板の製造方法。 - 請求項２に記載の製造方法を施すことにより、Ｍｎ／Ｓ比３３以上、固溶Ｎ量０．００６０％以上を満足し、引張強度５００ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下、かつ絞り比１．７３以下の深絞り缶における円周方向最大高さと最小高さの差Δｈが０．９ｍｍ以下の鋼板を製造することを特徴とする請求項２に記載の耳発生の小さい製缶用鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|---|
| CN103938103A (zh) * | 2014-04-15 | 2014-07-23 | 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 | 两片罐用马口铁mrt-3基板及其生产方法 |
| CN114635095A (zh) * | 2022-03-23 | 2022-06-17 | 邯郸市金泰包装材料有限公司 | 一种含有太阳花图案的气雾罐底盖用镀锡板及其生产方法 |
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2008
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Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103938103A (zh) * | 2014-04-15 | 2014-07-23 | 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 | 两片罐用马口铁mrt-3基板及其生产方法 |
| CN103938103B (zh) * | 2014-04-15 | 2016-05-11 | 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 | 两片罐用马口铁mrt-3基板及其生产方法 |
| CN114635095A (zh) * | 2022-03-23 | 2022-06-17 | 邯郸市金泰包装材料有限公司 | 一种含有太阳花图案的气雾罐底盖用镀锡板及其生产方法 |
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