JP2003231948A - 成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板及びその製造方法 - Google Patents
成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 容器に用いられる極薄材料を、焼鈍通板性を
阻害することなく高生産性で製造することを可能とし、
製缶時の成形性、溶接部の成形性を向上させると共に、
使用時に問題となる溶接部での疲労による割れを低減す
る容器用鋼板及びその製法を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓ：
０．０２０％以上、Ｎ：０．００８０％以下を含み、か
つ、Ｂ／Ｎ：０．４０〜２．７０、Ａｌ／Ｂ：３０以
下、Ａｌ：０．０４０％以下であり、必要に応じて、
（ＡｌＮとして存在するＮ）／（ＢＮとして存在する
Ｎ）＜０．４０とすることを特徴とする。 【効果】加工性が良好で、溶接性に起因した応力集中に
よる破壊を低減できる。さらに低い焼鈍温度でも特性が
良好なため、ヒートバックルを回避した高効率な製造が
可能となる。
阻害することなく高生産性で製造することを可能とし、
製缶時の成形性、溶接部の成形性を向上させると共に、
使用時に問題となる溶接部での疲労による割れを低減す
る容器用鋼板及びその製法を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓ：
０．０２０％以上、Ｎ：０．００８０％以下を含み、か
つ、Ｂ／Ｎ：０．４０〜２．７０、Ａｌ／Ｂ：３０以
下、Ａｌ：０．０４０％以下であり、必要に応じて、
（ＡｌＮとして存在するＮ）／（ＢＮとして存在する
Ｎ）＜０．４０とすることを特徴とする。 【効果】加工性が良好で、溶接性に起因した応力集中に
よる破壊を低減できる。さらに低い焼鈍温度でも特性が
良好なため、ヒートバックルを回避した高効率な製造が
可能となる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は食缶、飲料缶に代表
される金属缶に用いられる缶用鋼板及びその製造法に関
するものである。すなわち、鋼板製造分野、特に製缶分
野において、高生産性にて製造でき、かつ成形性、溶接
部の使用特性に優れる極薄容器用鋼板及びその製造方法
を提供するものである。
される金属缶に用いられる缶用鋼板及びその製造法に関
するものである。すなわち、鋼板製造分野、特に製缶分
野において、高生産性にて製造でき、かつ成形性、溶接
部の使用特性に優れる極薄容器用鋼板及びその製造方法
を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に鋼板を成形して製品を製造する際
には、成形性が良好な鋼板が好まれることはいうまでも
ない。鋼板から食缶・飲料缶などを製造するいわゆる製
缶分野においては、絞り、しごき、張り出し、引き伸ば
し、さらに缶胴に缶底、缶蓋を取り付けるために缶胴開
口部を広げるフランジ加工などを問題なく行うための加
工性が鋼板自体に要求されるのはもちろん、溶接部を成
形する必要があるいわゆる３ピース缶の製造において
は、溶接部において良好な成形性が求められる。また、
大型容器などでは容器に金属製の取っ手を取り付ける際
に溶接を用いる場合が多く、この溶接部での強度、特に
疲労強度が問題になる場合もある。
には、成形性が良好な鋼板が好まれることはいうまでも
ない。鋼板から食缶・飲料缶などを製造するいわゆる製
缶分野においては、絞り、しごき、張り出し、引き伸ば
し、さらに缶胴に缶底、缶蓋を取り付けるために缶胴開
口部を広げるフランジ加工などを問題なく行うための加
工性が鋼板自体に要求されるのはもちろん、溶接部を成
形する必要があるいわゆる３ピース缶の製造において
は、溶接部において良好な成形性が求められる。また、
大型容器などでは容器に金属製の取っ手を取り付ける際
に溶接を用いる場合が多く、この溶接部での強度、特に
疲労強度が問題になる場合もある。
【０００３】一方、容器用鋼板は低コスト化の観点から
薄手化の方向にあり、この場合鋼板の延性、疲労特性は
劣化する傾向であるため極薄材でも成形性、強度の良好
な鋼板が求められている。また、極薄材は鋼板製造時の
連続焼鈍工程においてヒートバックルと呼ばれる鋼板の
腰折れを起こし易いため通板性が非常に悪く、生産性が
著しく阻害されている。
薄手化の方向にあり、この場合鋼板の延性、疲労特性は
劣化する傾向であるため極薄材でも成形性、強度の良好
な鋼板が求められている。また、極薄材は鋼板製造時の
連続焼鈍工程においてヒートバックルと呼ばれる鋼板の
腰折れを起こし易いため通板性が非常に悪く、生産性が
著しく阻害されている。
【０００４】この課題を解決するため、焼鈍時は板厚を
最終製品より厚くして通板し、焼鈍後に再冷延で目標と
する板厚を得る、いわゆるＤＲ法（ダブルレデュース
法）によるＤＲ材が特開平３−２５７１２３号公報、特
開平２−１１８０２６号公報などに開示されている。
最終製品より厚くして通板し、焼鈍後に再冷延で目標と
する板厚を得る、いわゆるＤＲ法（ダブルレデュース
法）によるＤＲ材が特開平３−２５７１２３号公報、特
開平２−１１８０２６号公報などに開示されている。
【０００５】しかし、再冷延により材料の延性が著しく
劣化するため再冷延率をそれほど高くすることはでき
ず、満足な薄手化ができない状況にある。また、高い再
冷延により過度に硬化した鋼板は、溶接部において溶接
時の発熱のため材料の回復、再結晶による材料の軟化が
顕著に起き、溶接部近傍への応力集中を大きくし、成形
性、疲労特性が劣化する。
劣化するため再冷延率をそれほど高くすることはでき
ず、満足な薄手化ができない状況にある。また、高い再
冷延により過度に硬化した鋼板は、溶接部において溶接
時の発熱のため材料の回復、再結晶による材料の軟化が
顕著に起き、溶接部近傍への応力集中を大きくし、成形
性、疲労特性が劣化する。
【０００６】さらに、特開平６−４１６８３号公報に
は、極低炭素鋼にＮｂ，Ｂを添加し結晶粒径を制御する
ことで、溶接時の熱影響部（ＨＡＺ）での割れ抑止、絞
り成形性を向上させる技術が開示されている。しかし、
この方法では極薄材料の焼鈍通板性およびＨＡＺ部の軟
化に及ぼす窒化物、硫化物などの析出物の影響について
の考慮がなされていないため、再結晶温度が高く焼鈍温
度の十分な低温化が不可能であるため焼鈍工程の通板性
が良好でなく、また溶接部の特性改善も不十分である。
は、極低炭素鋼にＮｂ，Ｂを添加し結晶粒径を制御する
ことで、溶接時の熱影響部（ＨＡＺ）での割れ抑止、絞
り成形性を向上させる技術が開示されている。しかし、
この方法では極薄材料の焼鈍通板性およびＨＡＺ部の軟
化に及ぼす窒化物、硫化物などの析出物の影響について
の考慮がなされていないため、再結晶温度が高く焼鈍温
度の十分な低温化が不可能であるため焼鈍工程の通板性
が良好でなく、また溶接部の特性改善も不十分である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、以上のよう
な容器に用いられる極薄材料を、焼鈍通板性を阻害する
ことなく高生産性で製造することを可能とし、製缶時の
成形性、溶接部の成形性を向上させるとともに、使用時
に問題となる溶接部での疲労による割れを低減する容器
用鋼板及びその製造方法を提供するものである。
な容器に用いられる極薄材料を、焼鈍通板性を阻害する
ことなく高生産性で製造することを可能とし、製缶時の
成形性、溶接部の成形性を向上させるとともに、使用時
に問題となる溶接部での疲労による割れを低減する容器
用鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、素材材質のみ
ならず、フランジ成形または使用時に応力集中が起き易
い溶接部の材質が目的に対し適切になるように、素材の
Ｓ量等を適切に設定することで、絞り、しごき、引き伸
ばし、張り出しなどの成形性、缶成形時の溶接部のフラ
ンジ成形性および使用時の溶接部の疲労強度を向上させ
るものである。すなわち本発明は、Ｂ添加極低炭素鋼に
おいて窒化物、硫化物の形態、種類、量を適切な範囲に
制御することにより特性を向上させたものである。
ならず、フランジ成形または使用時に応力集中が起き易
い溶接部の材質が目的に対し適切になるように、素材の
Ｓ量等を適切に設定することで、絞り、しごき、引き伸
ばし、張り出しなどの成形性、缶成形時の溶接部のフラ
ンジ成形性および使用時の溶接部の疲労強度を向上させ
るものである。すなわち本発明は、Ｂ添加極低炭素鋼に
おいて窒化物、硫化物の形態、種類、量を適切な範囲に
制御することにより特性を向上させたものである。
【０００９】すなわち本発明は以下の構成からなる。
（１）質量％で、Ｃ ：０．００３０％以下、 Ｓ
：０．０２０％以上、Ｎ ：０．００８０％以下、
Ａｌ：０．０４０％以下を含み、かつ、Ｂ／Ｎ：０．
４０〜２．７０、Ａｌ／Ｂ：３０以下であることを特徴
とする成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 （２）（ＡｌＮとして存在するＮ）／（ＢＮとして存在
するＮ）＜０．４０であることを特徴とする前項（１）
に記載の成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 （３） 質量％で、さらにＭｎ：０．２〜２．０％を含
有し、鋼中の硫化物について、（Ｃｕ硫化物として存在
するＳ）／（Ｍｎ硫化物として存在するＳ）＜０．１０
であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載
の成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 （４） 質量％で、さらにＳｉ：０．０１５〜２．００
％、Ｐ：０．００５〜０．０８０％を含有することを特
徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成
形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 （５） 前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の容
器用鋼板を製造する方法において、冷間圧延後の焼鈍温
度を６９０℃以下とすることを特徴とする成形性及び溶
接部の特性に優れた容器用鋼板の製造方法。
：０．０２０％以上、Ｎ ：０．００８０％以下、
Ａｌ：０．０４０％以下を含み、かつ、Ｂ／Ｎ：０．
４０〜２．７０、Ａｌ／Ｂ：３０以下であることを特徴
とする成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 （２）（ＡｌＮとして存在するＮ）／（ＢＮとして存在
するＮ）＜０．４０であることを特徴とする前項（１）
に記載の成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 （３） 質量％で、さらにＭｎ：０．２〜２．０％を含
有し、鋼中の硫化物について、（Ｃｕ硫化物として存在
するＳ）／（Ｍｎ硫化物として存在するＳ）＜０．１０
であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載
の成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 （４） 質量％で、さらにＳｉ：０．０１５〜２．００
％、Ｐ：０．００５〜０．０８０％を含有することを特
徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成
形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 （５） 前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の容
器用鋼板を製造する方法において、冷間圧延後の焼鈍温
度を６９０℃以下とすることを特徴とする成形性及び溶
接部の特性に優れた容器用鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
まず成分について説明する。成分はすべて質量％であ
る。Ｃは、一般に加工性などの点から低い方が好まし
く、上限を０．００３０％とする。特に、時効性が小さ
く良好な延性が必要な場合は０．００１５％以下まで低
減すれば、特性を大幅に向上させることが可能である。
しかし、過剰な低減はコストの上昇を招くばかりでな
く、鋼板を軟質にし缶強度不足を招くので、下限を０．
０００３％とする。
まず成分について説明する。成分はすべて質量％であ
る。Ｃは、一般に加工性などの点から低い方が好まし
く、上限を０．００３０％とする。特に、時効性が小さ
く良好な延性が必要な場合は０．００１５％以下まで低
減すれば、特性を大幅に向上させることが可能である。
しかし、過剰な低減はコストの上昇を招くばかりでな
く、鋼板を軟質にし缶強度不足を招くので、下限を０．
０００３％とする。
【００１１】Ｎは、本発明における重要な要件である窒
化物の形成を制御する上で重要な元素である。多量に含
有すると窒化物が多量に生成し、本発明の目的を達成で
きないため、上限を０．００８０％とする。後述のＢの
添加が比較的少ない場合には固溶Ｎの残存による時効性
が問題となることがあるため、時効性を小さくするには
０．００３０％以下とすることが好ましい。さらに真空
脱ガス処理を十分に行うことにより０．００２０％以下
にすれば、窒化物の形成が少なくなり、特に成形性が向
上する。窒化物が過度に少なくなると溶接部の特性が劣
化してしまうため、下限を０．０００８％とすることが
好ましい。
化物の形成を制御する上で重要な元素である。多量に含
有すると窒化物が多量に生成し、本発明の目的を達成で
きないため、上限を０．００８０％とする。後述のＢの
添加が比較的少ない場合には固溶Ｎの残存による時効性
が問題となることがあるため、時効性を小さくするには
０．００３０％以下とすることが好ましい。さらに真空
脱ガス処理を十分に行うことにより０．００２０％以下
にすれば、窒化物の形成が少なくなり、特に成形性が向
上する。窒化物が過度に少なくなると溶接部の特性が劣
化してしまうため、下限を０．０００８％とすることが
好ましい。
【００１２】Ｂは窒化物形態に影響を及ぼし溶接熱影響
部の材質を変化させるとともに、適度な添加により鋼板
の再結晶温度を低下させ、より低温での焼鈍を可能とす
ることで焼鈍通板性を向上させるので、本発明において
は必須元素として添加される。しかし、過剰な添加は溶
接部を過度に硬質にし、加工性を劣化させると共に再結
晶温度を上昇させる。そのため焼鈍温度を高める必要が
生じ、結果としてヒートバックルが発生しやすくなる。
重要な点はＮとの比であり、Ｂ／Ｎで０．４０〜２．７
０、好ましくは０．６０〜２．００とする。本発明での
重要な条件が窒化物の種類と量の制御であり、Ｂ添加極
低炭素鋼中で、ＡｌＮとして存在するＮと、ＢＮとして
存在するＮの比が０．４０未満、好ましくは０．２０以
下であることが望ましい。
部の材質を変化させるとともに、適度な添加により鋼板
の再結晶温度を低下させ、より低温での焼鈍を可能とす
ることで焼鈍通板性を向上させるので、本発明において
は必須元素として添加される。しかし、過剰な添加は溶
接部を過度に硬質にし、加工性を劣化させると共に再結
晶温度を上昇させる。そのため焼鈍温度を高める必要が
生じ、結果としてヒートバックルが発生しやすくなる。
重要な点はＮとの比であり、Ｂ／Ｎで０．４０〜２．７
０、好ましくは０．６０〜２．００とする。本発明での
重要な条件が窒化物の種類と量の制御であり、Ｂ添加極
低炭素鋼中で、ＡｌＮとして存在するＮと、ＢＮとして
存在するＮの比が０．４０未満、好ましくは０．２０以
下であることが望ましい。
【００１３】ここでＡｌＮとして存在するＮとは、鋼板
をヨウ素アルコール溶液中で溶解した時の残滓中のＡｌ
量を分析し、これを全量ＡｌＮとしてＮ量に換算した値
である。またＢＮとして存在するＮとは、鋼板をヨウ素
アルコール溶液中で溶解した時の残滓中のＢ量を分析
し、これを全量ＢＮとしてＮ量に換算した値である。
をヨウ素アルコール溶液中で溶解した時の残滓中のＡｌ
量を分析し、これを全量ＡｌＮとしてＮ量に換算した値
である。またＢＮとして存在するＮとは、鋼板をヨウ素
アルコール溶液中で溶解した時の残滓中のＢ量を分析
し、これを全量ＢＮとしてＮ量に換算した値である。
【００１４】この様に窒化物を制御するにはＡｌ、Ｂ添
加量およびその比、窒化物の析出核となる酸化物すなわ
ち鋼中Ｏの含有量、製造工程全般にわたる熱履歴が重要
となる。Ａｌ／Ｂ：３０以下、好ましくは２０以下、Ａ
ｌ：０．０４０％以下、好ましくは０．０２０％以下と
することで、鋼中に過剰に存在する固溶Ｎが窒化物を析
出する際に、ＡｌよりＢと優先的に結合することで、窒
化物の種類と量の好ましい制御が可能となる。
加量およびその比、窒化物の析出核となる酸化物すなわ
ち鋼中Ｏの含有量、製造工程全般にわたる熱履歴が重要
となる。Ａｌ／Ｂ：３０以下、好ましくは２０以下、Ａ
ｌ：０．０４０％以下、好ましくは０．０２０％以下と
することで、鋼中に過剰に存在する固溶Ｎが窒化物を析
出する際に、ＡｌよりＢと優先的に結合することで、窒
化物の種類と量の好ましい制御が可能となる。
【００１５】本発明では窒化物と並んで硫化物の形態を
制御することが、特に溶接部の特性向上には重要とな
る。主要な硫化物はＭｎＳである。このためＳは０．０
２０％以上、好ましくは０．０３０％以上、さらに好ま
しくは０．０３５％以上とする。これより少ないと硫化
物の量が減ると同時に、硫化物が不安定となり溶接時の
熱影響で形態が好ましくないものとなり溶接部の特性が
劣化する。上限は特に限定するものではないが、鋼板製
造過程における熱間加工性などの観点から通常はせいぜ
い０．１０％程度である。
制御することが、特に溶接部の特性向上には重要とな
る。主要な硫化物はＭｎＳである。このためＳは０．０
２０％以上、好ましくは０．０３０％以上、さらに好ま
しくは０．０３５％以上とする。これより少ないと硫化
物の量が減ると同時に、硫化物が不安定となり溶接時の
熱影響で形態が好ましくないものとなり溶接部の特性が
劣化する。上限は特に限定するものではないが、鋼板製
造過程における熱間加工性などの観点から通常はせいぜ
い０．１０％程度である。
【００１６】またＭｎは０．２〜２．０％とする。これ
より少ないと硫化物が不安定となり溶接時の熱影響で形
態が好ましくないものとなり、また、これより多いと固
溶Ｍｎ増加のため母材材質および溶接熱影響部が過度に
硬質となり、加工性を劣化させる。
より少ないと硫化物が不安定となり溶接時の熱影響で形
態が好ましくないものとなり、また、これより多いと固
溶Ｍｎ増加のため母材材質および溶接熱影響部が過度に
硬質となり、加工性を劣化させる。
【００１７】さらに鋼中の硫化物についてＣｕ硫化物の
形成を抑制することも重要である。一般に熱間圧延性と
の関連から鋼中のＳは硫化物として固定しておく必要が
ある。本発明鋼ではＳはＭｎＳとして固定しておくこと
が重要である。本発明では（Ｃｕ硫化物として存在する
Ｓ）と（Ｍｎ硫化物として存在するＳ）の比を０．１０
未満とするのが望ましい。これはＣｕ硫化物が微細に析
出し鋼板の再結晶温度を上昇させるのみならず、Ｂおよ
びＡｌ窒化物との複合析出物を形成し、窒化物形態が好
ましからざるものとなるためである。
形成を抑制することも重要である。一般に熱間圧延性と
の関連から鋼中のＳは硫化物として固定しておく必要が
ある。本発明鋼ではＳはＭｎＳとして固定しておくこと
が重要である。本発明では（Ｃｕ硫化物として存在する
Ｓ）と（Ｍｎ硫化物として存在するＳ）の比を０．１０
未満とするのが望ましい。これはＣｕ硫化物が微細に析
出し鋼板の再結晶温度を上昇させるのみならず、Ｂおよ
びＡｌ窒化物との複合析出物を形成し、窒化物形態が好
ましからざるものとなるためである。
【００１８】こで（Ｃｕ硫化物として存在するＳ）と
は、鋼板を電解抽出して得た残渣中のＣｕ量を定量し、
Ｃｕ／Ｓ＝２／１としてＳ量に換算したもの、（Ｍｎ硫
化物として存在するＳ）とは、鋼板を電解抽出して得た
残渣中のＭｎ量を定量し、Ｍｎ／Ｓ＝１／１としてＳ量
に換算したものである。
は、鋼板を電解抽出して得た残渣中のＣｕ量を定量し、
Ｃｕ／Ｓ＝２／１としてＳ量に換算したもの、（Ｍｎ硫
化物として存在するＳ）とは、鋼板を電解抽出して得た
残渣中のＭｎ量を定量し、Ｍｎ／Ｓ＝１／１としてＳ量
に換算したものである。
【００１９】また特に制限するものではないが、Ｏは鋼
中でＳｉ，Ａｌ，ＭｎおよびＦｅさらにはＣａ，Ｍｇな
ど微量元素を含有する酸化物として存在し、適当な量だ
け存在することで窒化物の析出核として有効に働き、窒
化物制御に好ましい効果を有する。しかし一方で、過剰
な鋼中Ｏは酸化物を粗大化させ加工時の割れ起点とな
り、製品品質を著しく劣化させるため、０．００１０〜
０．００７０％が望ましい範囲である。
中でＳｉ，Ａｌ，ＭｎおよびＦｅさらにはＣａ，Ｍｇな
ど微量元素を含有する酸化物として存在し、適当な量だ
け存在することで窒化物の析出核として有効に働き、窒
化物制御に好ましい効果を有する。しかし一方で、過剰
な鋼中Ｏは酸化物を粗大化させ加工時の割れ起点とな
り、製品品質を著しく劣化させるため、０．００１０〜
０．００７０％が望ましい範囲である。
【００２０】上記のように酸化物形態を好ましく制御す
るため、または鋼板の母材強度を調整することで溶接部
近傍での応力集中を緩和し加工性、疲労強度を向上させ
るためＳｉ，Ｐなどを添加することができる。この時の
添加量はＳｉ：０．００５〜２．００％、Ｐ：０．００
５〜０．０８０％が望ましい。この範囲を外れると固溶
体強化のため母材材質が過度に硬質化し加工性が劣化す
るばかりでなく、酸化物形態の変化、または溶接部が異
常に軟化または硬化し、目的とする溶接部の特性が得ら
れなくなる。
るため、または鋼板の母材強度を調整することで溶接部
近傍での応力集中を緩和し加工性、疲労強度を向上させ
るためＳｉ，Ｐなどを添加することができる。この時の
添加量はＳｉ：０．００５〜２．００％、Ｐ：０．００
５〜０．０８０％が望ましい。この範囲を外れると固溶
体強化のため母材材質が過度に硬質化し加工性が劣化す
るばかりでなく、酸化物形態の変化、または溶接部が異
常に軟化または硬化し、目的とする溶接部の特性が得ら
れなくなる。
【００２１】一般に絞り成形などを伴う場合に絞り成形
性を向上させるため、特定の目的で結晶組織微細化など
のために添加されるＴｉおよびＮｂについては、本発明
では極力低く抑えることが肝心であり、基本的に添加は
行わず、鉄鉱石、製鋼段階で混入されるスクラップや生
産上やむを得ない塵、残滓などから鋼中に不可避的に含
有する量にとどめる必要がある。一般的にはそれぞれ
０．００６％以下が望ましい。この量を超えると鋼板の
再結晶温度が上昇し焼鈍工程での通板性が著しく劣化す
ると共に、溶接部近傍の熱影響により結晶組織が異常に
粗大化・軟質化しその部位での応力集中を促進する場合
もあり、成形性、疲労強度が製品により大きくばらつく
一因となる場合があるので望ましくない。
性を向上させるため、特定の目的で結晶組織微細化など
のために添加されるＴｉおよびＮｂについては、本発明
では極力低く抑えることが肝心であり、基本的に添加は
行わず、鉄鉱石、製鋼段階で混入されるスクラップや生
産上やむを得ない塵、残滓などから鋼中に不可避的に含
有する量にとどめる必要がある。一般的にはそれぞれ
０．００６％以下が望ましい。この量を超えると鋼板の
再結晶温度が上昇し焼鈍工程での通板性が著しく劣化す
ると共に、溶接部近傍の熱影響により結晶組織が異常に
粗大化・軟質化しその部位での応力集中を促進する場合
もあり、成形性、疲労強度が製品により大きくばらつく
一因となる場合があるので望ましくない。
【００２２】製造工程での熱履歴等は、特に限定する必
要はないが、熱延時のスラブ加熱温度、巻取り温度およ
び冷間圧延後の焼鈍温度の影響が僅かに見られ、熱延時
のスラブ加熱温度を１１００℃以上、熱延時の巻取り温
度を７３０℃以下、冷間圧延後の焼鈍温度を７００℃以
下とすることで、溶接部の加工性および疲労強度を向上
させることができる。この原因は明らかではないが、上
記の条件の限定が窒化物の形態の影響または窒化物以外
の析出物の形態に影響を与えるため、これらの過度な粗
大化を抑制し適当な形態に制御されるためと考えられ
る。冷間圧延後の焼鈍温度については７００℃以下とす
ることで、ヒートバックルの発生を抑制し焼鈍工程の通
板性を向上させることができる。
要はないが、熱延時のスラブ加熱温度、巻取り温度およ
び冷間圧延後の焼鈍温度の影響が僅かに見られ、熱延時
のスラブ加熱温度を１１００℃以上、熱延時の巻取り温
度を７３０℃以下、冷間圧延後の焼鈍温度を７００℃以
下とすることで、溶接部の加工性および疲労強度を向上
させることができる。この原因は明らかではないが、上
記の条件の限定が窒化物の形態の影響または窒化物以外
の析出物の形態に影響を与えるため、これらの過度な粗
大化を抑制し適当な形態に制御されるためと考えられ
る。冷間圧延後の焼鈍温度については７００℃以下とす
ることで、ヒートバックルの発生を抑制し焼鈍工程の通
板性を向上させることができる。
【００２３】上述のように、特に窒化物および硫化物形
態を制御することで溶接部の加工性、疲労強度が向上す
るメカニズムは明らかではないが、現象的には溶接部お
よびその近傍の熱影響部において材料の硬度が適当なも
のになることで、その部位への応力集中が緩和され好ま
しい硬化が得られるようになるものと考えられる。溶接
部およびその近傍では溶接時の温度上昇により窒化物お
よび硫化物が溶解し、固溶Ｎ，Ｂ，ＳおよびＭｎが増加
すると共に、溶解しきらずに残存する微細な窒化物、硫
化物および冷却過程で再析出する微細な窒化物、硫化物
等により硬度が決定される。従って、好ましい固溶Ｎ，
固溶Ｂ，窒化物形態を得るためには、溶接前の鋼中の窒
化物形態を本発明のごとく制御しておくことが必要とな
るものと考えられる。
態を制御することで溶接部の加工性、疲労強度が向上す
るメカニズムは明らかではないが、現象的には溶接部お
よびその近傍の熱影響部において材料の硬度が適当なも
のになることで、その部位への応力集中が緩和され好ま
しい硬化が得られるようになるものと考えられる。溶接
部およびその近傍では溶接時の温度上昇により窒化物お
よび硫化物が溶解し、固溶Ｎ，Ｂ，ＳおよびＭｎが増加
すると共に、溶解しきらずに残存する微細な窒化物、硫
化物および冷却過程で再析出する微細な窒化物、硫化物
等により硬度が決定される。従って、好ましい固溶Ｎ，
固溶Ｂ，窒化物形態を得るためには、溶接前の鋼中の窒
化物形態を本発明のごとく制御しておくことが必要とな
るものと考えられる。
【００２４】薄手容器用鋼板の製造においては容器の強
度をもたせるため焼鈍の後、２ＣＲ圧延し加工硬化によ
り硬質化させた鋼板を用いる場合もあるが、この様な鋼
板においても本発明法によれば溶接部の加工性を良好と
すると共に、疲労強度を向上させる効果が得られる。し
かし前述のように加工硬化した材料は熱影響により軟化
しやすいため、加工硬化量は低く抑えることが好まし
い。２ＣＲ率としては１０％以下で使用することが適当
である。
度をもたせるため焼鈍の後、２ＣＲ圧延し加工硬化によ
り硬質化させた鋼板を用いる場合もあるが、この様な鋼
板においても本発明法によれば溶接部の加工性を良好と
すると共に、疲労強度を向上させる効果が得られる。し
かし前述のように加工硬化した材料は熱影響により軟化
しやすいため、加工硬化量は低く抑えることが好まし
い。２ＣＲ率としては１０％以下で使用することが適当
である。
【００２５】また耐食性など各種特性向上のために元素
添加をした場合にも、本発明の効果が失われるものでは
ない。鋼板の絞り性や溶接部特性のみならず、二次加工
などの加工性、耐食性、各種工程での通板性などを向上
させるためにＳｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，
Ｓｂなどを含有させた場合にも本発明の効果は何ら失わ
れるものではないが、これらの元素は一般には再結晶温
度を上昇させ焼鈍通板性を劣化させるので、その悪影響
が出ない程度にとどめるべきである。
添加をした場合にも、本発明の効果が失われるものでは
ない。鋼板の絞り性や溶接部特性のみならず、二次加工
などの加工性、耐食性、各種工程での通板性などを向上
させるためにＳｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，
Ｓｂなどを含有させた場合にも本発明の効果は何ら失わ
れるものではないが、これらの元素は一般には再結晶温
度を上昇させ焼鈍通板性を劣化させるので、その悪影響
が出ない程度にとどめるべきである。
【００２６】通常、本発明鋼板は表面処理鋼板用の原板
として使用されるが、表面処理により本発明の効果はな
んら損なわれるものではない。缶用表面処理としては通
常、錫、クロム（ティンフリー）、ニッケル、鉛、アル
ミなどが施される。また、近年使用されるようになって
いる有機皮膜を貼ったラミネート鋼板用の原板としても
発明の効果を損なうことなく使用できる。
として使用されるが、表面処理により本発明の効果はな
んら損なわれるものではない。缶用表面処理としては通
常、錫、クロム（ティンフリー）、ニッケル、鉛、アル
ミなどが施される。また、近年使用されるようになって
いる有機皮膜を貼ったラミネート鋼板用の原板としても
発明の効果を損なうことなく使用できる。
【００２７】
【実施例】まず、下記の実施例における鋼板の加工性の
評価について述べる。加工性の評価はＪＩＳ ５号引張
試験片による引張試験により評価した。鋼板製造におけ
る圧延方向についての全伸びと圧延方向と０°、４５
°、９０°方向のランクフォード値（ｒ値）の下式によ
る平均値で評価した。 ｛（０°方向ｒ値)+（９０°方向ｒ値）＋２×（４５°
方向ｒ値）｝１／４
評価について述べる。加工性の評価はＪＩＳ ５号引張
試験片による引張試験により評価した。鋼板製造におけ
る圧延方向についての全伸びと圧延方向と０°、４５
°、９０°方向のランクフォード値（ｒ値）の下式によ
る平均値で評価した。 ｛（０°方向ｒ値)+（９０°方向ｒ値）＋２×（４５°
方向ｒ値）｝１／４
【００２８】溶接部の加工性評価は図１に示すように、
通常の３ピース飲料缶の缶胴部の製缶と同様に、四角形
の鋼板をシーム溶接で円筒状にし、開口部に円錐状の金
型を押し込むことで開口部を押し広げ、開口端に割れが
発生するまでの変形量を次式により算定し行った。 ｛（割れ発生時の径）−（初期径）｝／（初期径）
通常の３ピース飲料缶の缶胴部の製缶と同様に、四角形
の鋼板をシーム溶接で円筒状にし、開口部に円錐状の金
型を押し込むことで開口部を押し広げ、開口端に割れが
発生するまでの変形量を次式により算定し行った。 ｛（割れ発生時の径）−（初期径）｝／（初期径）
【００２９】溶接部の強度は図２に示すように、二枚の
四角形の鋼板をちり発生直前の溶接電流にてスポット溶
接し、引張試験を行った際の最大荷重から評価した。接
部の疲労強度は図１と同様に成形した円筒状の溶接缶胴
から溶接部を中央に有する幅２０mmの短冊を図３のよう
に切り出し、片ぶりの引張疲労試験を行い、１０００万
回の繰り返しに耐える最大荷重から評価した。
四角形の鋼板をちり発生直前の溶接電流にてスポット溶
接し、引張試験を行った際の最大荷重から評価した。接
部の疲労強度は図１と同様に成形した円筒状の溶接缶胴
から溶接部を中央に有する幅２０mmの短冊を図３のよう
に切り出し、片ぶりの引張疲労試験を行い、１０００万
回の繰り返しに耐える最大荷重から評価した。
【００３０】加工性および溶接部の特性は本発明範囲内
でも本発明条件の値により変動し、また本発明で特に限
定しない成分や製造条件によっても影響を受けるため、
それらの絶対値によって本発明の効果を示すことは適当
でない。そのため後述の各例においては本発明で特に限
定しない成分や製造条件をほぼ一定にした材料において
相対比較により本発明の効果を示すこととした。すなわ
ち、同一の例において特定の特性については相対比較で
特性の優劣を判断し、◎：非常に良好、○：良好、△：
従来並み、×：劣悪とした。
でも本発明条件の値により変動し、また本発明で特に限
定しない成分や製造条件によっても影響を受けるため、
それらの絶対値によって本発明の効果を示すことは適当
でない。そのため後述の各例においては本発明で特に限
定しない成分や製造条件をほぼ一定にした材料において
相対比較により本発明の効果を示すこととした。すなわ
ち、同一の例において特定の特性については相対比較で
特性の優劣を判断し、◎：非常に良好、○：良好、△：
従来並み、×：劣悪とした。
【００３１】ヒートバックルについては同一板厚、同一
幅の冷延コイルを再結晶温度＋４０℃で同一の連続焼鈍
ラインを通板した際の、ヒートバックル発生の有無で判
定し、○：発生せず、△：僅かに発生、×：顕著に発生
とした。
幅の冷延コイルを再結晶温度＋４０℃で同一の連続焼鈍
ラインを通板した際の、ヒートバックル発生の有無で判
定し、○：発生せず、△：僅かに発生、×：顕著に発生
とした。
【００３２】発明の効果は、上の４点について総合的に
判定し、◎：非常に良好（発明鋼）、○：良好（発明
鋼）、△：一部の特性が良好（発明鋼）、×：従来並み
（比較鋼）とした。
判定し、◎：非常に良好（発明鋼）、○：良好（発明
鋼）、△：一部の特性が良好（発明鋼）、×：従来並み
（比較鋼）とした。
【００３３】（実施例１）基本成分がＣ：０．００２
％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．５％、Ｐ：０．０１％
であり、これに加え表１に示す成分を含有し、残部が実
質的にＦｅである鋼を２５０mm厚のスラブに鋳造の後、
スラブ加熱温度１１５０℃、巻取り温度６５０で２．０
mm厚の熱延板を製造し、酸洗、９２％の冷間圧延、６７
０℃１分の焼鈍後、２％のスキンパス圧延を行い０．１
６mmの鋼板を製造し評価を行った。表２から明らかなよ
うに、本発明の範囲内で製造されたものは鋼板の加工
性、溶接部の特性、さらに耐ヒートバックル性のすべて
に良好な特性が得られている。
％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．５％、Ｐ：０．０１％
であり、これに加え表１に示す成分を含有し、残部が実
質的にＦｅである鋼を２５０mm厚のスラブに鋳造の後、
スラブ加熱温度１１５０℃、巻取り温度６５０で２．０
mm厚の熱延板を製造し、酸洗、９２％の冷間圧延、６７
０℃１分の焼鈍後、２％のスキンパス圧延を行い０．１
６mmの鋼板を製造し評価を行った。表２から明らかなよ
うに、本発明の範囲内で製造されたものは鋼板の加工
性、溶接部の特性、さらに耐ヒートバックル性のすべて
に良好な特性が得られている。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】（実施例２）基本成分がＣ：０．００２
％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．９％、Ｐ：０．０２
％、Ａｌ：０．０２％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０．０
０２％、Ｂ／Ｎ＝０．９、Ａｌ／Ｂ＝８〜１２であり、
さらに表３に示す成分を含有し、残部が実質的にＦｅで
ある鋼について２５０mm厚のスラブに鋳造の後、スラブ
加熱温度は表３に示す温度とし、巻取り温度６２０℃で
２．２mm厚の熱延板を製造し、酸洗、９３％の冷間圧
延、６７０℃１分の焼鈍後、３％のスキンパス圧延を行
い０．１５mmの鋼板を製造し、評価を行った。表４から
明らかなように、本発明の範囲内で製造されたものは鋼
板の加工性、溶接部の特性、さらに耐ヒートバックル性
のすべてに良好な特性が得られている。
％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．９％、Ｐ：０．０２
％、Ａｌ：０．０２％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０．０
０２％、Ｂ／Ｎ＝０．９、Ａｌ／Ｂ＝８〜１２であり、
さらに表３に示す成分を含有し、残部が実質的にＦｅで
ある鋼について２５０mm厚のスラブに鋳造の後、スラブ
加熱温度は表３に示す温度とし、巻取り温度６２０℃で
２．２mm厚の熱延板を製造し、酸洗、９３％の冷間圧
延、６７０℃１分の焼鈍後、３％のスキンパス圧延を行
い０．１５mmの鋼板を製造し、評価を行った。表４から
明らかなように、本発明の範囲内で製造されたものは鋼
板の加工性、溶接部の特性、さらに耐ヒートバックル性
のすべてに良好な特性が得られている。
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】（実施例３）基本成分がＣ：０．００２
％、Ｓｉ：０．０２％、Ｐ：０．０１％、Ａｌ：０．０
１％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０．００２２％、Ｂ／
Ｎ：０．９、Ａｌ／Ｂ：８〜１２であり、さらに表５に
示す成分を含有し、残部が実質的にＦｅである鋼につい
て評価を行った。製造条件は実施例１と同様である。表
６から明らかなように、本発明の範囲内で製造されたも
のは鋼板の加工性、溶接部の特性、さらに耐ヒートバッ
クル性のすべてに良好な特性が得られている。
％、Ｓｉ：０．０２％、Ｐ：０．０１％、Ａｌ：０．０
１％、Ｎ：０．００２％、Ｂ：０．００２２％、Ｂ／
Ｎ：０．９、Ａｌ／Ｂ：８〜１２であり、さらに表５に
示す成分を含有し、残部が実質的にＦｅである鋼につい
て評価を行った。製造条件は実施例１と同様である。表
６から明らかなように、本発明の範囲内で製造されたも
のは鋼板の加工性、溶接部の特性、さらに耐ヒートバッ
クル性のすべてに良好な特性が得られている。
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】
【００４２】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明によれば、絞
り、張り出し、引き伸ばし加工を経て成形される容器、
および溶接部を有する容器の溶接に起因する成形不良お
よび使用中の破壊を低減することができる。さらに、本
発明は従来材より低い焼鈍温度でも良好な特性を示すこ
とから、ヒートバックルの発生を回避でき、極薄容器材
料の高効率な製造が可能となる。
り、張り出し、引き伸ばし加工を経て成形される容器、
および溶接部を有する容器の溶接に起因する成形不良お
よび使用中の破壊を低減することができる。さらに、本
発明は従来材より低い焼鈍温度でも良好な特性を示すこ
とから、ヒートバックルの発生を回避でき、極薄容器材
料の高効率な製造が可能となる。
【図１】溶接部の加工性を評価する方法を示す図であ
る。
る。
【図２】溶接部の強度を測定する方法を示す図である。
【図３】溶接部の疲労強度を測定する方法を示す図であ
る。
る。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 鳥巣 慶一郎
北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵
株式会社八幡製鐵所内
Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA15 EA18
EA23 EA25 EA27 EA28 EB01
EB02 EB06 EB08 EB09 FA02
FA03 FE01 FE02 FE03 FJ04
GA05 JA06
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．００３０％以下、 Ｓ ：０．０２０％以上、 Ｎ ：０．００８０％以下、 Ａｌ：０．０４０％以下 を含み、かつ、Ｂ／Ｎ：０．４０〜２．７０、Ａｌ／
Ｂ：３０以下であることを特徴とする成形性及び溶接部
の特性に優れた容器用鋼板。 - 【請求項２】 （ＡｌＮとして存在するＮ）／（ＢＮと
して存在するＮ）＜０．４０であることを特徴とする請
求項１に記載の成形性及び溶接部の特性に優れた容器用
鋼板。 - 【請求項３】 質量％で、さらにＭｎ：０．２〜２．０
％を含有し、鋼中の硫化物について、（Ｃｕ硫化物とし
て存在するＳ）／（Ｍｎ硫化物として存在するＳ）＜
０．１０であることを特徴とする請求項１または２に記
載の成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 - 【請求項４】 質量％で、さらにＳｉ：０．０１５〜
２．００％、Ｐ：０．００５〜０．０８０％を含有する
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の
成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の容
器用鋼板を製造する方法において、冷間圧延後の焼鈍温
度を６９０℃以下とすることを特徴とする成形性及び溶
接部の特性に優れた容器用鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002035375A JP4234932B2 (ja) | 2002-02-13 | 2002-02-13 | 成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板及びその製造方法 |
| PCT/JP2003/000561 WO2003069010A1 (en) | 2002-02-13 | 2003-01-22 | Steel sheet for container excellent in formability and properties at weld, and method for producing the same |
| CNB038036193A CN1322159C (zh) | 2002-02-13 | 2003-01-22 | 在焊缝处可成形性和性能优秀的容器用薄钢板及其生产方法 |
| KR1020047012646A KR100623681B1 (ko) | 2002-02-13 | 2003-01-22 | 성형성 및 용접부의 특성이 우수한 용기용 강판 및 그제조 방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002035375A JP4234932B2 (ja) | 2002-02-13 | 2002-02-13 | 成形性及び溶接部の特性に優れた容器用鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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| JP4234932B2 JP4234932B2 (ja) | 2009-03-04 |
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|---|---|---|---|
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|---|---|
| JP (1) | JP4234932B2 (ja) |
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