JP2007177315A - フランジ加工性に優れた溶接缶用連続焼鈍dr鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】鋼成分としてmass%でC、Si、Mn、P、S、Al、Nを規定範囲含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼板中の(N total−N as AlN)量が、0.007%以上で、かつ圧延方向の全伸び値をX、平均値をYで表した場合に、X≧10%かつY≧0.9、または、X<10%かつY≧−0.05X+1.4の関係を満たす場合に、バッチ焼鈍DR鋼板同等以上の優れたフランジ加工性を有することを特徴とする。
【選択図】図5
Description
ここで天蓋、底蓋の円周方向は材質、板厚が一様でフランジ加工による欠陥は発生し難い一方、缶胴には溶接による接合部が形成されるため溶接部およびその近傍の材質は加熱により大きく変動し、溶接部の板厚は母材より厚くなる特徴がある。このような溶接胴にフランジ加工を施すと溶接部近傍にフランジ割れと呼ばれる加工欠陥を生じやすい。
一方、鋼板の固溶Cと固溶Nの合計量を40〜150ppmに限定することで鋼板に降伏点伸びを伴う大きな伸びを付与し、連続焼鈍DR鋼板の延性をバッチ焼鈍材なみにしてフランジ割れを回避する方法が知られている。(特許文献2参照)
前記特許文献2に記載の技術では、多量の固溶C確保のため連続焼鈍の冷却速度を20℃/秒以上にしなければならず、強力な冷却装置のない連続焼鈍ラインでは製造困難な課題を有している。
そして、これらの特許文献1、2に記載の従来技術は鋼板加工方向の延性向上をフランジ割れの改善手段とした点と溶接熱によって生じたHAZ軟化を不可避な現象として扱った点が共通している。即ち、従来技術にはフランジ割れを根本的に回避するために必要なHAZ軟化抑制に関する技術開示がなく、加えて工業生産を行なう上でそれぞれの技術に困難な課題を有しており、DR鋼板の連続焼鈍化を進める上で最適な技術開示はなされていないと考えられる。
(2)本発明の溶接缶用連続焼鈍DR鋼板は、鋼成分としてmass%でC:0.04〜0.08%、Si:0.03%以下、Mn:0.05〜0.5%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.02〜0.10%、N:0.008〜0.015%を含有し残部鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブを800℃以下に冷却後1150℃以上に再加熱してA3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、捲取り温度630〜690℃以下で捲取り熱延鋼板となし、酸洗後、圧延率が90%以上の冷間圧延を施し、さらに再結晶温度以上Ac1変態点未満の連続焼鈍を施し、さらに調質圧延率10〜15%のDR圧延を施した鋼板中の(N total−N as AlN)量が0.007%以上で、かつ圧延方向の全伸び値をX、平均ランクフォード値をYで表した場合に、X≧10%かつY≧0.9、または、X<10%かつY≧−0.05X+1.4の関係を満たす場合にバッチ焼鈍DR鋼板同等以上の優れたフランジ加工性を有することを特徴とする。
本発明においては、従来は回避され得なかったHAZ軟化と困難とされたDR圧延率の低減を多量N添加で積極的にコントロールする発想に基づき、連続焼鈍DR鋼板の全伸び値を箱焼鈍DR鋼板以上に大きくし、かつ顧みられなかったr値向上にも取り組んだ。その結果、フランジ加工時の局部的な歪み集中が効果的に緩和され、優れたフランジ加工性を連続焼鈍DR鋼板に付与できるようになった。このことは省資源、省エネルギーに寄与するところ大であり、経済的効果は非常に大きい。
一方、本発明者はフランジ加工割れがHAZに集中していることに着目し、割れ原因は溶接熱によるHAZ軟化そのものにあるとした。まずこの考えに到達し、本発明を見出す端緒となった実験について説明する。
(2) ただし焼鈍法によって軟化挙動は大きく異なり、連続焼鈍DR鋼板には明確な軟化開始温度があってそれを過ぎると急激に軟化するが、バッチ焼鈍DR鋼板では500℃から徐々に軟化が始まり緩やかに軟化が進行する。
(3) 一方、DR率とHAZ軟化の関係を見るとDR率が低いほど軟化開始温度が高温域にシフトしており、DR率25%で500℃であったものが18%では700℃になる。(図1のCAL.2CR25%とCAL.2CR18%の比較及び表2の各値から)
(4) ただし表2に示すDR率18%の連続焼鈍材のロックウェルT硬さ(以下、HR30Tと略記)は70でテンパーDR8硬さ(HR30T 70〜76狙い)の下限にある。
一方、本発明のテンパー度はDR8で、その硬さ目標はHR30T70〜76である。連続焼鈍DR鋼板のHAZ軟化抑制にはDR率低減が有効との指針は出たが、実用化するには上記(4)の知見から鋼板のDR8硬さを確保しつつ軟化開始点を高くする方法を確立しなければならない。本発明者はDR率低減による軟化を補完する手段として、溶接熱により固溶しても析出しても強化能を発揮し得る窒素(以下、Nと略記)を使った素材強化法を利用した。これはN以外の硬化元素として利用可能なC、Mn、PはASTM成分規格で狭い範囲でしか活用できず、かつ析出物生成や粒界への偏析によって鋼板の強化能が大きく変化するためである。
実験手段としては直接に材料良否を判定できるよう実機による鋼板製造と実製缶に使われる溶接機を用いた。供試材は表1の鋼No.4(バッチ焼鈍鋼板)と鋼No.5〜26(連続焼鈍鋼板)を使った。鋼No.4には表2に示す熱延、冷延、バッチ焼鈍を行ない、ついでDR率25%のDR圧延を施し板厚0.150mmの判定基準となるバッチ焼鈍鋼板とした。また、鋼No.5〜26には表2に示す熱延、冷延、連続焼鈍を行ない、ついでDR率6〜17%のDR圧延を施し板厚を0.150mmの連続焼鈍鋼板とした。さらに全ての供試材に片側錫付着量2.8g/m2の電気メッキを行なってテンパーDR8の溶接缶用DR鋼板とした。この電気ブリキ鋼板よりJIS5号試験片を採取し圧延方向を試験方向とした引張り試験を行ない、さらにHR30T、r値(薄鋼板の固有振動法によって得られたヤング率から求めた平均r値)を測定した。
その押し込み長さがフランジ加工ストローク長さ(mm)であり、長いほどフランジ割れが起き難い鋼板であることを示す。フランジ割れ評価は、溶接缶胴の上部をフランジ加工した場合の張り出しによる割れの有無を目し判定するものとした。
フランジ加工性の良否はバッチ焼鈍DR材のフランジ加工ストローク長さを基準にした相対評価である。引張り試験値、r値、HR30Tおよびフランジ加工ストローク長さは表3に整理し、図3(a)に鋼No.8、22、23、24の溶接部近傍のDR率とHv100g分布の関係を示し、図3(b)にHvの測定位置を示し、図4に全伸び値および平均r値とフランジ加工ストローク長さの関係をまとめた。これらの実験により得られた知見を以下に記す。
(6)表1、表2に示す、例えば鋼No.13等により0.007mass%のN量かつDR率10〜15%でテンパーDR8に必要な硬さ(HR30T)70〜76が得られる。
(7)図4によりバッチ焼鈍DR鋼板同等のフランジ加工ストローク長さ18mmを達成した連続焼鈍DR鋼板はHAZ軟化がなく、かつ全伸び値10%以上かつ平均r値0.9以上の特性値を有するものであった。
上記(5)の知見により、溶接熱によってHAZ軟化が生じないDR率が15%以下に存在していることを新規に知見し、これを図3に示す。上記(6)の知見は、鋼中N量が0.007%かつDR率10〜15%を併用すればテンパーDR8の所要硬さが得られるとの知見である。
図5に示す如くバッチ焼鈍DR鋼板同等のフランジストローク長さを有する連続焼鈍DR鋼板の伸びとr値の関係を見ると、フランジストローク長さ18mm以上を目的として、全伸び値X<10%かつ平均r値≧−0.05X+1.4の範囲と、全伸び値X≧10%かつ平均r値≧0.9の範囲を満たすものは、HAZ軟化割れによるフランジストローク長さ不足の一部試料を除くと他の試料は全てフランジストローク長さ18mm以上を満足していることが判明した。
この図6(b)に示すように両加工法には類似点があって、加工開始から終了までの工程が鏡像のような関係になっており、特に溶接缶のフランジ先端部では平均r値がフランジ加工割れを支配する材料因子となっている。
即ち、深絞り加工での主要な変形は縮みフランジ部の伸び〜縮み変形(缶円周方向に縮み、缶半径方向に伸び)で、この変形が容易に進めば絞り応力が小さくなり鋼板は破断することなく成型が完了するので好ましいとされる。ここで絞り応力を支配する主要な材料因子は平均r値と言われており、平均r値が低い鋼板では絞り応力が大きくなって鋼板が座屈しやすくなりシワ発生を経て破断に到る。
しかしながら先の公知例の発明と本発明とは全く異なるものである。即ち、特許文献1(特開昭63−7336号公報)では冷延率を85%以下とした鋼板においてL方向r値を高くして、溶接熱影響部(本発明のHAZに相当)の局部変形能の向上を図りフランジ割れを防止するという考え方である。一方、本発明はまずHAZ軟化そのものを抑えることを最優先にして母材とHAZのHv材質差の解消を目指しており、さらにフランジ加工に必要な全伸び値を明確にしたうえで、平均r値の向上という手段によってフランジ先端部の張出し加工限界を大きくしてバッチ焼鈍DR鋼板同等となるよう耐フランジ割れ対策を加えたものである。即ち、従来技術では達成し得なかった極めて抜本的な発明となっている。本発明は前述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下の通りである。
C:0.04〜0.08%
Cが多い場合には連続焼鈍板の再結晶粒の成長が抑制され不均一な結晶組織となり本発明の要件である全伸び値、ランクフォード値が小さくなることや結晶粒界や粒内に大きな炭化物が形成しやすくなりフランジ加工時に割れ起点となるなどの問題を生じる。このためC上限を0.08%とする。一方、C量が少ないほど鋼板が軟質になり大きなDR圧延率が必要となるので下限を0.04%とする。
Si:0.03%以下
Siは食缶として耐食性を劣化させる元素で、過剰に含有させることで介在物を形成しフランジ加工性を劣化させるため上限を0.03%に限定する。なお特に優れた耐食性を必要とする場合には上限を0.020%とすることが望まれる。
Mn:0.05〜0.5%
Mnは熱延鋼板のS起因の耳割れを防止するために必要な元素であり、S量に応じて添加するものでS量とのバランスから0.05mass%を下限とする。一方、Sを固定する以上にMnがある場合、一部が固溶Mnとなって結晶粒を微細化やr値の低下、さらには耐食性の悪化などを進めるので過度の添加は好ましくなく、また経済的にもコストアップになるので0.5%を上限とする。
Pは過度に含有すると結晶粒界に偏析しフランジ加工割れの原因になるほか、食缶としての耐食も劣化させる元素である。従ってその上限を0.02%とする。
S :0.02%以下
SはMn量との関係において過剰に含有すると固溶Sとして熱延鋼板の割れ原因となる。また固溶Sとして食缶としての耐食性を劣化させる原因にもなるので、その上限を0.02%とする。
Al:0.02〜0.10%
Al量はmass%で0.02〜0.10%と限定する。Alが多い場合には焼鈍加熱時にAlが多量に析出し、焼鈍板の再結晶の成長が抑制され不均一な組織となる他、(N total−N as AlN)で表されるN分が減少し本発明の目的であるテンパーDR8の強度が得られなくなるためである。加えて鋼板が軟質化する分大きなDR圧延率が必要となるため上限値を0.10%とする。一方、Alが少ないと溶製時の十分な脱酸が期待できなくなり鋼中の介在物が増加しフランジ割れが多発するようになる。この介在物発生を少なくするためのAl量として下限値を0.02%とする。なお、材質の安定性という観点から0.02〜0.06%とすることが望ましい。
N量はmass%で0.008〜0.015%と限定する。Nは本発明の最も重要な化学成分であって、固溶強化および微細な窒化物による析出強化を生じて鋼板の硬さを大きくしDR圧延率の軽減に働き、加えて鋼板の集合組織に作用してランクフォード値を向上する働きがある。この効果は0.008%以上の添加によって安定して得られるので下限値を0.008%とする。一方、Nが0.015%を越えて添加されると製品を著しく硬質化し鋼板圧延作業および製缶加工作業全般を阻害するのでN量の上限値を0.015%とする。また、本発明の鋼板中には臭素エステルによる溶解法で測定されたNasAlNを全N量から差し引いた(N total−N as AlN)で表されるN分がある。このN量が0.007%以上ないと十分な固溶強化が発現せず、本発明のDR圧延率上限14%以上の圧延率が必要となって全伸び、ランクフォード値の確保が困難になるので(N total−N as AlN)で表されるN分の下限を0.007%に限定する。
本発明の溶接缶用DR鋼板の成分としてはmass%でC:0.04〜0.08%、Al:0.02〜0.10%、N:0.008〜0.015%を含有することが必要であるが、公知の溶接缶用DR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Si:0.02%以下、Mn:0.6%以下、P:0.02%以下、S:0.05%以下、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%以下等の成分元素を目的に応じて含有させることができる。
本発明の製造工程について述べる。前述の成分を含有し残部がFe、および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造鋼片とし熱延に供する。熱延前の鋼片の熱履歴は、A3変態点未満に冷却した後に再加熱する方法、または連続鋳造された鋼片をA3変態点未満まで冷却することなく高温鋳片のまま熱延するいわゆる直送圧延の方法がある。この直送圧延では熱延組織および最終製品の組織が微細になって本発明に必要な平均r値0.9以上が得られないので熱延前鋼片は一旦800℃以下に冷却して固溶成分を析出させることが望ましい。この冷却処理した鋼片を熱延加熱炉にて1150℃以上に再加熱する。
一方、仕上げ温度をA3変態点以上に限定したのは変態点未満の圧延では熱延後の組織が混粒となって均一な材質が得られなくなるためフランジ割れを生じる恐れが増し、加えてr値も低くなるためである。また熱延捲取り温度は本発明の重要な製造因子であって、捲取り温度が700℃を超えて高温捲取りを行なうとAlNが析出して(N total−N as AlN)で表されるN分が減少し0.007%以上が確保できなくなるので上限を690℃に限定する。一方、捲取り温度630℃未満では鋼板の長手方向、幅方向の平均r値が低めにばらつき、本発明の0.9以上が達成出来なくなるため下限を630℃とする。
表1に示す成分および表2に示す製造条件で製品板厚0.15〜0.17mmの溶接缶用DR鋼板を製造した。
表3に得られた鋼板の特性および加工性を示した。表1の鋼No.21〜26は本発明の例であり、No.1と4は箱焼鈍製法で製造された比較例で本発明の目標特性値を有するものである。また、表1の鋼No.2、3および5〜20は従来連続焼鈍製法で製造された比較例である。この中で鋼No.13〜26にはNの多量添加を行なっており、DR圧延率10%以上を施したものは硬さ70以上を確保している。また同じNの多量添加を行ない熱延捲取り温度を高めにとった鋼No.21〜26は10%以上の全伸びと0.9以上の平均r値が得られている。この特性値は目標とする箱焼鈍DR鋼板、つまり比較例の鋼No.1、4に対して全伸び値は優れて大きく、r値はやや低めの特性である。
即ち、表3から明らかなように鋼No.21〜26の本発明DR鋼板はフランジストローク長さにおいて18mmが確保されており、従来連続焼鈍DR鋼板はもとより、これまでフランジ加工性が優れるとされた箱焼鈍DR鋼板に等しい優れたフランジ加工性を有することが示されている。
1a 凹部
2 パンチ
2a 凸部
A 缶胴
B フランジ部
Claims (2)
- 鋼成分としてmass%で
C :0.04〜0.08%
Si:0.03%以下
Mn:0.05〜0.5%
P :0.02%以下
S :0.02%以下
Al:0.02〜0.10%
N :0.008〜0.015%
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼板中の(N total−N as AlN)量が、0.007%以上で、かつ圧延方向の全伸び値をX、平均値をYで表した場合に、X≧10%かつY≧0.9、または、X<10%かつY≧−0.05X+1.4の関係を満たす場合に、バッチ焼鈍DR鋼板同等以上の優れたフランジ加工性を有することを特徴とする溶接缶用連続焼鈍DR鋼板。 - 鋼成分としてmass%で
C :0.04〜0.08%
Si:0.03%以下
Mn:0.05〜0.5%
P :0.02%以下
S :0.02%以下
Al:0.02〜0.10%
N :0.008〜0.015%
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブを800℃以下に冷却後、1150℃以上に再加熱し、A3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、捲取り温度630〜690℃以下で捲取り熱延鋼板となし、酸洗後、圧延率が90%以上の冷間圧延を施し、さらに再結晶温度以上Ac1変態点未満の連続焼鈍を施し、さらに調質圧延率10〜15%のDR圧延を施した鋼板中の(N total−N as AlN)量が、0.007%以上で、かつ圧延方向の全伸び値をX、平均ランクフォード値をYで表した場合に、X≧10%かつY≧0.9、または、X<10%かつY≧−0.05X+1.4の関係を満たす場合に、バッチ焼鈍DR鋼板同等以上の優れたフランジ加工性を有することを特徴とする溶接缶用連続焼鈍DR鋼板の製造方法。
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