JP2009221584A - 高強度缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】450MPa以上の降伏強度を有し、かつ連続鋳造工程においてスラブコーナー割れを防止した缶用鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】C：0.03〜0.10％、Si：0.01〜0.5％、P：0.001〜0.100％、S：0.001〜0.020％、Al：0.01〜0.10％、N：0.005〜0.012％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、Mnf＝Mn [質量％]−1.71×S [質量％]とした場合にMnf：0.3〜0.6である。パーライト組織を含まない組織である。好適には、S：0.001〜0.005％および／またはAl：0.01〜0.04％である。C、Nなどの固溶強化元素により固溶強化、P、Mnによる固溶強化および結晶粒微細化強化により、450〜470MPaの降伏強度を得る。また、Sおよび／またはAlの含有量を低く抑えることにより、スラブコーナー部での割れを防ぐ。
【選択図】なし
【解決手段】C：0.03〜0.10％、Si：0.01〜0.5％、P：0.001〜0.100％、S：0.001〜0.020％、Al：0.01〜0.10％、N：0.005〜0.012％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、Mnf＝Mn [質量％]−1.71×S [質量％]とした場合にMnf：0.3〜0.6である。パーライト組織を含まない組織である。好適には、S：0.001〜0.005％および／またはAl：0.01〜0.04％である。C、Nなどの固溶強化元素により固溶強化、P、Mnによる固溶強化および結晶粒微細化強化により、450〜470MPaの降伏強度を得る。また、Sおよび／またはAlの含有量を低く抑えることにより、スラブコーナー部での割れを防ぐ。
【選択図】なし
Description
本発明は、高強度を有し、かつ連続鋳造時にスラブ割れを生じない缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、スチール缶の需要を拡大するため、製缶コストの低減策がとられている。製缶コストの低減策としては、素材の低コスト化が挙げられ、絞り加工を行う2ピース缶はもとより、単純な円筒成形が主体の3ピース缶であっても、使用する鋼板の薄肉化が進められている。
ただし、単に従来の鋼板を薄肉化すると缶体強度が低下するので、これらの用途には高強度かつ薄手の缶用鋼板が望まれている。
ただし、単に従来の鋼板を薄肉化すると缶体強度が低下するので、これらの用途には高強度かつ薄手の缶用鋼板が望まれている。
高強度缶用鋼板の製造方法として、特許文献1には、C：0.07〜0.20％、Mn：0.50〜1.50％、S：0.025％以下、Al：0.002〜0.100％、N：0.012％以下を含有する鋼を圧延、連続焼鈍および調圧することにより、耐力が56kgf/mm2以上の鋼板を製造する方法が提示されている。
また、特許文献2には、C：0.13％以下、Mn：0.70％以下、S：0.050％以下、N：0.015％以下を含有する鋼を圧延、連続焼鈍する方法が提示されており、実施例として塗装焼付け後の降伏応力が約65kgf/mm2の鋼板が示されている。
特許文献3には、C：0.03〜0.10％、Mn：0.15〜0.50％、S：0.02％以下、Al： 0.065％、N：0.004〜0.010％を含有する鋼を圧延、連続焼鈍および調圧することにより、降伏応力が500±50N/mm2の鋼板を製造する方法が提示されている。
特許文献4には、C：0.1％以下、N：0.001〜0.015％を含有する鋼を圧延、連続焼鈍、過時効処理および調圧することにより、調質度T6（HR30T硬度約70）までの鋼板を製造する方法が提示されている。
特開平５−１９５０７３号公報
特開昭５９−５０１２５号公報
特開昭６２−３０８４８号公報
特開２０００−２６９２１号公報
現在、3ピース缶の缶胴には降伏強度420MPa程度の鋼板が用いられている。この鋼板について数％の薄肉化が求められており、かかる要求に対して缶体強度を維持するためには、450MPa以上の降伏強度が必要となる。
また、CやNを多く含む鋼を溶製しスラブを作製する場合、連続鋳造工程において、スラブ横断面における長辺および短辺の角部（以降スラブコーナー部とする）に割れを生じる場合がある。垂直曲げ型や湾曲型の連続鋳造機では、スラブは高温状態で曲げ変形および曲げ戻し変形（垂直曲げ型のみ）を受ける。CやNを多く含む鋼は高温延性に乏しいので、この変形時に割れを生じるのである。スラブコーナー部に割れが生じると、表面研削等の作業が必要となるため、歩留まりの低下、コスト増のデメリットが生じる。
また、CやNを多く含む鋼を溶製しスラブを作製する場合、連続鋳造工程において、スラブ横断面における長辺および短辺の角部（以降スラブコーナー部とする）に割れを生じる場合がある。垂直曲げ型や湾曲型の連続鋳造機では、スラブは高温状態で曲げ変形および曲げ戻し変形（垂直曲げ型のみ）を受ける。CやNを多く含む鋼は高温延性に乏しいので、この変形時に割れを生じるのである。スラブコーナー部に割れが生じると、表面研削等の作業が必要となるため、歩留まりの低下、コスト増のデメリットが生じる。
以上のような現状に対し、前述の従来技術による高強度鋼板はいずれも固溶強化元素であるCおよびNを多く含んでおり、連続鋳造工程においてスラブコーナー部での割れを生じる可能性が高い。
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、450MPa以上の降伏強度を有し、かつ連続鋳造工程においてスラブコーナー部での割れを生じない缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を行った。その結果、以下の知見を得た。
スラブコーナー割れを生じた鋼と同組成の鋼について高温引張試験を行い、脆性割れの破面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、Feの粒界に沿って割れが生じており、粒界上に析出物の存在が認められた。この析出物を分析したところ、MnSおよびAlNであった。これらの化合物は変形能に乏しく、粒界を脆くする作用があると考えられる。CやNの含有量が多い場合、粒内は固溶強化するため伸びにくく、脆い粒界に応力が集中することで割れ易くなるものと考えられる。
ここで、本発明の目的である高強度鋼板の製造のためには、固溶強化元素であるCやNは相当量含有することが必須である。よって、スラブコーナー割れ解決のためにCやNの量を減らし、Fe粒内の延性を向上する方策はとる事ができない。そこで、SやAlの量に着目した。そうしたところ、SやAlの量を減らした結果、粒界上におけるMnSやAlNの析出が抑えられ、スラブコーナー割れを防止できることを見出した。
すなわち、固溶強化、結晶粒微細化強化の複合的な組み合わせに着目し、C、Nなどの固溶強化元素を用いる固溶強化、さらにP、Mnによる固溶強化および結晶粒微細化強化を図る。これにより、450〜470MPaの降伏強度が得られる。また、Sおよび／またはAlの含有量を低く抑えることにより、CやNを多く含むにもかかわらず連続鋳造におけるスラブコーナー部での割れを防ぐことが可能となる。
さらに、上記鋼は800℃超え〜900℃未満の領域で延性が低下するため、連続鋳造においてスラブが曲げ変形あるいは曲げ戻し変形を受ける領域（以降矯正帯とする）でのスラブコーナー温度が、この温度域に入らないように操業することにより、より確実にスラブコーナー割れを防ぐことができる。
以上のように、本発明では、上記知見に基づき成分を管理することで、高強度缶用鋼板を完成するに至った。
すなわち、固溶強化、結晶粒微細化強化の複合的な組み合わせに着目し、C、Nなどの固溶強化元素を用いる固溶強化、さらにP、Mnによる固溶強化および結晶粒微細化強化を図る。これにより、450〜470MPaの降伏強度が得られる。また、Sおよび／またはAlの含有量を低く抑えることにより、CやNを多く含むにもかかわらず連続鋳造におけるスラブコーナー部での割れを防ぐことが可能となる。
さらに、上記鋼は800℃超え〜900℃未満の領域で延性が低下するため、連続鋳造においてスラブが曲げ変形あるいは曲げ戻し変形を受ける領域（以降矯正帯とする）でのスラブコーナー温度が、この温度域に入らないように操業することにより、より確実にスラブコーナー割れを防ぐことができる。
以上のように、本発明では、上記知見に基づき成分を管理することで、高強度缶用鋼板を完成するに至った。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、C：0.03〜0.10％、Si：0.01〜0.5％、P：0.001〜0.100％、S：0.001〜0.020％、Al：0.01〜0.10％、N：0.005〜0.012％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Mnf＝Mn [質量％]−1.71×S [質量％]とした場合にMnf：0.3〜0.6であり、パーライト組織を含まない組織であることを特徴とする高強度缶用鋼板。
［２］前記［１］において、質量％で、さらに、S：0.001〜0.005％および／またはAl：0.01〜0.04％を含有することを特徴とする高強度缶用鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、210℃、20分の塗装焼付け処理後の降伏強度が450〜470MPaであることを特徴とする高強度缶用鋼板。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度缶用鋼板を製造するにあたり、垂直曲げ型または湾曲型の連続鋳造によりスラブを作製する工程において、スラブに曲げあるいは曲げ戻し変形が加えられる領域におけるスラブコーナー部表面温度を800℃以下または900℃以上とし、冷間圧延後の焼鈍工程において、焼鈍温度をA1変態点未満とすることを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高強度缶用鋼板」とは、降伏強度が450MPa以上である缶用鋼板である。
［１］質量％で、C：0.03〜0.10％、Si：0.01〜0.5％、P：0.001〜0.100％、S：0.001〜0.020％、Al：0.01〜0.10％、N：0.005〜0.012％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Mnf＝Mn [質量％]−1.71×S [質量％]とした場合にMnf：0.3〜0.6であり、パーライト組織を含まない組織であることを特徴とする高強度缶用鋼板。
［２］前記［１］において、質量％で、さらに、S：0.001〜0.005％および／またはAl：0.01〜0.04％を含有することを特徴とする高強度缶用鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、210℃、20分の塗装焼付け処理後の降伏強度が450〜470MPaであることを特徴とする高強度缶用鋼板。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度缶用鋼板を製造するにあたり、垂直曲げ型または湾曲型の連続鋳造によりスラブを作製する工程において、スラブに曲げあるいは曲げ戻し変形が加えられる領域におけるスラブコーナー部表面温度を800℃以下または900℃以上とし、冷間圧延後の焼鈍工程において、焼鈍温度をA1変態点未満とすることを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高強度缶用鋼板」とは、降伏強度が450MPa以上である缶用鋼板である。
本発明によれば、450MPa以上の降伏強度を有し、かつ連続鋳造時にスラブ割れを生じない高強度缶用鋼板が得られる。
詳細には、本発明は、固溶強化元素を用いて固溶強化し、さらに、P、Mnによる固溶強化および細粒化強化を行うことにより、複合強化し強度を上昇させたので、１回の冷間圧延とそれに引き続く焼鈍および調質圧延により、確実に降伏強度が450MPa以上の鋼板が製造できる。その結果、原板（鋼板）の高強度化により、溶接缶を薄肉化しても高い缶体強度を確保することが可能となる。また、連続鋳造工程におけるスラブコーナー部での割れを生じず、安定した製造が可能である。
詳細には、本発明は、固溶強化元素を用いて固溶強化し、さらに、P、Mnによる固溶強化および細粒化強化を行うことにより、複合強化し強度を上昇させたので、１回の冷間圧延とそれに引き続く焼鈍および調質圧延により、確実に降伏強度が450MPa以上の鋼板が製造できる。その結果、原板（鋼板）の高強度化により、溶接缶を薄肉化しても高い缶体強度を確保することが可能となる。また、連続鋳造工程におけるスラブコーナー部での割れを生じず、安定した製造が可能である。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の缶用鋼板は、降伏強度450MPa以上の高強度缶用鋼板である。C、Nにより固溶強化、P、Mnにより固溶強化、微細化強化することで、従来の降伏強度420MPaの缶用鋼板を凌駕する高強度化が可能となる。
本発明の缶用鋼板は、降伏強度450MPa以上の高強度缶用鋼板である。C、Nにより固溶強化、P、Mnにより固溶強化、微細化強化することで、従来の降伏強度420MPaの缶用鋼板を凌駕する高強度化が可能となる。
本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。
C:0.03〜0.10％
本発明の缶用鋼板においては、連続焼鈍、調質圧延、塗装焼付け後に所定以上の強度（降伏強度450MPa以上）を達成することが必須である。これらの特性を満たす鋼板を製造するに際しては、固溶強化元素としてのC添加量が重要であり、C含有量の下限は0.03％とする。一方、C添加量が0.10％を超えると、S、Al量を後述の範囲に規制してもスラブコーナー部の割れを抑えられなくなるため、上限は0.10％とする。好ましくは0.04％以上0.07％以下である。
C:0.03〜0.10％
本発明の缶用鋼板においては、連続焼鈍、調質圧延、塗装焼付け後に所定以上の強度（降伏強度450MPa以上）を達成することが必須である。これらの特性を満たす鋼板を製造するに際しては、固溶強化元素としてのC添加量が重要であり、C含有量の下限は0.03％とする。一方、C添加量が0.10％を超えると、S、Al量を後述の範囲に規制してもスラブコーナー部の割れを抑えられなくなるため、上限は0.10％とする。好ましくは0.04％以上0.07％以下である。
Si: 0.01〜0.5％
Siは固溶強化により鋼を高強度化させる元素であるが、多量に添加すると耐食性が著しく損なわれる。そのため、0.01％以上0.5％以下とする。
Siは固溶強化により鋼を高強度化させる元素であるが、多量に添加すると耐食性が著しく損なわれる。そのため、0.01％以上0.5％以下とする。
P：0.001〜0.100％
Pは固溶強化能が大きい元素であるが、多量に添加すると耐食性が著しく損なわれる。よって、上限は0.100％とする。一方、Pを0.001％未満とするには脱リンコストが過大となる。よって、P量の下限は0.001％とする。
Pは固溶強化能が大きい元素であるが、多量に添加すると耐食性が著しく損なわれる。よって、上限は0.100％とする。一方、Pを0.001％未満とするには脱リンコストが過大となる。よって、P量の下限は0.001％とする。
S：0.001〜0.020％
Sは高炉原料由来の不純物であるが、鋼中のMnと結合してMnSを生成する。高温において粒界にMnSが析出すると、脆化の原因となる。一方で、強度確保のためにはMn添加は必要である。なので、S量を低くしてMnS析出を抑え、スラブコーナー部での割れを防ぐ必要がある。従って、S量の上限は0.020％とする。好ましくは、0.005％以下である。また、Sを0.001％未満とするには脱硫コストが過大となる。よって、S量の下限は0.001％とする。
Sは高炉原料由来の不純物であるが、鋼中のMnと結合してMnSを生成する。高温において粒界にMnSが析出すると、脆化の原因となる。一方で、強度確保のためにはMn添加は必要である。なので、S量を低くしてMnS析出を抑え、スラブコーナー部での割れを防ぐ必要がある。従って、S量の上限は0.020％とする。好ましくは、0.005％以下である。また、Sを0.001％未満とするには脱硫コストが過大となる。よって、S量の下限は0.001％とする。
Al: 0.01〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を高くするために必要な元素である。しかし、Alは鋼中のNと結合してAlNを形成する。これはMnSと同様、粒界に偏析して高温脆性の原因となる。本発明においては、強度を確保するためにNを多く含むので、脆化を防ぐためにAlの含有量を低く抑える必要がある。よって、Al量の上限は0.10％とする。好ましくは、0.04％以下である。一方で、Al量が0.01％未満となるような鋼では、脱酸不足となる可能性がある。従って、Al量の下限は0.01％とする。
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を高くするために必要な元素である。しかし、Alは鋼中のNと結合してAlNを形成する。これはMnSと同様、粒界に偏析して高温脆性の原因となる。本発明においては、強度を確保するためにNを多く含むので、脆化を防ぐためにAlの含有量を低く抑える必要がある。よって、Al量の上限は0.10％とする。好ましくは、0.04％以下である。一方で、Al量が0.01％未満となるような鋼では、脱酸不足となる可能性がある。従って、Al量の下限は0.01％とする。
N: 0.005〜0.012％
Nは固溶強化に寄与する元素である。固溶強化の効果を発揮させるためには、0.005％以上添加するのが望ましい。一方、多量に添加すると、熱間延性が劣化し、S量を上述の範囲に規制してもスラブコーナー割れが避けられなくなる。よって、N含有量の上限は0.012％とする。
Nは固溶強化に寄与する元素である。固溶強化の効果を発揮させるためには、0.005％以上添加するのが望ましい。一方、多量に添加すると、熱間延性が劣化し、S量を上述の範囲に規制してもスラブコーナー割れが避けられなくなる。よって、N含有量の上限は0.012％とする。
Mn: Mnf＝Mn [質量％]−1.71× S [質量％]とした場合にMnf：0.3〜0.6
Mnは固溶強化により鋼の強度を増加させ、結晶粒径も小さくする。しかし、MnはSと結合してMnSを形成するので、固溶強化に寄与するMn量は、添加Mn量からMnSを形成しうるMn量を差し引いた量と見なされる。MnとSの原子量比を考慮すると、固溶強化に寄与するMn量はMnf＝Mn [質量％] −1.71× S [質量％]と表すことができる。結晶粒径を小さくする効果が顕著に生じてくるのはMnfが0.3以上であり、目標強度を確保するには少なくとも0.3のMnfが必要とされる。よって、Mnfの下限は0.3に限定する。一方、Mnfが過剰であると耐食性が劣る。よって、上限は0.6に限定する。
Mnは固溶強化により鋼の強度を増加させ、結晶粒径も小さくする。しかし、MnはSと結合してMnSを形成するので、固溶強化に寄与するMn量は、添加Mn量からMnSを形成しうるMn量を差し引いた量と見なされる。MnとSの原子量比を考慮すると、固溶強化に寄与するMn量はMnf＝Mn [質量％] −1.71× S [質量％]と表すことができる。結晶粒径を小さくする効果が顕著に生じてくるのはMnfが0.3以上であり、目標強度を確保するには少なくとも0.3のMnfが必要とされる。よって、Mnfの下限は0.3に限定する。一方、Mnfが過剰であると耐食性が劣る。よって、上限は0.6に限定する。
残部はFeおよび不可避不純物とする。
次に組織の限定理由について説明する。
本発明の鋼はパーライト組織を含まない組織とする。パーライト組織とはフェライト相とセメンタイト相が層状に析出した組織であり、粗大なパーライト組織が存在すると、応力集中によりボイドやクラックが発生し、A1変態点未満の温度域における延性が低下する。3ピース飲料缶は缶胴両端部を縮径するネッキング加工が施される場合がある。さらに、蓋および底を巻き締めるため、ネッキング加工に加えてフランジ加工が施される。常温における延性が不足すると、これらの厳しい加工の際に鋼板に割れが生じる。従って、常温延性の低下を避けるため、パーライト組織を含まない組織とする。
本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の上記成分組成を有する鋼の高温延性を調査したところ、800℃超え〜900℃未満において延性の低下がみられた。より確実にスラブコーナー割れを防止するために、連続鋳造の操業条件を調整し、矯正帯でのスラブコーナー部表面温度が上記の温度域から外れるようにすることが望ましい。すなわち、矯正帯におけるスラブコーナー部表面温度が800℃以下または900℃以上となるように連続鋳造を行い、スラブを作製する。
本発明の上記成分組成を有する鋼の高温延性を調査したところ、800℃超え〜900℃未満において延性の低下がみられた。より確実にスラブコーナー割れを防止するために、連続鋳造の操業条件を調整し、矯正帯でのスラブコーナー部表面温度が上記の温度域から外れるようにすることが望ましい。すなわち、矯正帯におけるスラブコーナー部表面温度が800℃以下または900℃以上となるように連続鋳造を行い、スラブを作製する。
次いで、熱間圧延を行う。熱間圧延は常法に従い行うことができる。熱間圧延後の板厚は特に規定しないが、冷間圧延の負担を抑えるため、2mm以下とすることが好ましい。仕上げ温度、巻き取り温度ともに特に規定しないが、均一な組織とするために仕上げ温度は850〜930℃、フェライト粒径の過度な粗大化を防ぐために巻き取り温度は550〜650℃とすることが好ましい。
次いで酸洗を行なった後に、冷間圧延を行う。冷間圧延は80%以上の圧延率で行うことが好ましい。これは、熱間圧延後に生成するパーライト組織を破砕するためであり、冷間圧延率が80%未満であるとパーライト組織が残存する。従って、冷間圧延の圧延率は80%以上とする。圧延率の上限は規定しないが、過大な圧延率は圧延機の負荷が過剰となり、圧延不良の発生につながるので、95%以下が好ましい。
冷間圧延の後に焼鈍を施す。この際の焼鈍温度はA1変態点未満とする。焼鈍温度をA1変態点以上とすると、焼鈍中にオーステナイト相が生成し、焼鈍後の冷却過程でパーライト組織に変態する。従って、焼鈍温度はA1変態点未満とする。焼鈍方法としては、連続焼鈍やバッチ焼鈍等の公知の方法を用いることができる。
焼鈍工程後は、調質圧延、めっき等を常法に従い行う。
焼鈍工程後は、調質圧延、めっき等を常法に従い行う。
表1に示す成分組成を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼を実機転炉で溶製し、垂直曲げ型の連続鋳造法により1.80mpmの鋳造速度にて鋼スラブを得た。この時、連続鋳造でスラブが曲げ変形を受ける領域（上部矯正帯）および曲げ戻し変形を受ける領域（下部矯正帯）において、熱電対を接触させることによりスラブコーナー部の表面温度を測定した。コーナー部での割れが生じたスラブは、表面研削（手入れ）を施して次工程以降に割れの影響が及ばないようにした。
次いで、得られた鋼スラブを1250℃の温度で再加熱した後、880℃〜900℃の仕上げ圧延温度範囲で熱間圧延し、巻取りまで20〜40℃/ｓの平均冷却速度で冷却し、580〜620℃の巻取り温度範囲で巻取った。次いで、酸洗後、90％以上の圧下率で冷間圧延し、厚さ0.17〜0.2mmの缶用鋼板を製造した。
得られた缶用鋼板を15℃/secで加熱し、表１に示す焼鈍温度で20秒間の連続焼鈍を行った。次いで、冷却後、3％以下の圧延率で調質圧延を施し、通常のクロムめっきを連続的に施して、ティンフリースチールを得た。
次いで、得られた鋼スラブを1250℃の温度で再加熱した後、880℃〜900℃の仕上げ圧延温度範囲で熱間圧延し、巻取りまで20〜40℃/ｓの平均冷却速度で冷却し、580〜620℃の巻取り温度範囲で巻取った。次いで、酸洗後、90％以上の圧下率で冷間圧延し、厚さ0.17〜0.2mmの缶用鋼板を製造した。
得られた缶用鋼板を15℃/secで加熱し、表１に示す焼鈍温度で20秒間の連続焼鈍を行った。次いで、冷却後、3％以下の圧延率で調質圧延を施し、通常のクロムめっきを連続的に施して、ティンフリースチールを得た。
以上により得られためっき鋼板（ティンフリースチール）に対して、210℃、20分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、引張試験を行った。具体的には、鋼板をJIS5号試験片に加工して引張試験片とし、インストロン型試験機を用いて10mm/minにて行い、降伏強度を測定した。
また、常温延性を評価するため、切り欠き引張試験も行った。鋼板を平行部の幅12.5mm、平行部の長さ60mm、標点距離25mmの引張り試験片に加工し、平行部中央両側に深さ2mmのVノッチを付与して引張試験に供した。破断伸び5％以上を合格：○とし、5％未満を不合格：×とした。
さらに、上記熱処理後、鋼板断面を研磨し、ナイタルで結晶粒界をエッチングした上で、光学顕微鏡により組織観察を行った。
得られた結果を条件と併せて表1に示す。
また、常温延性を評価するため、切り欠き引張試験も行った。鋼板を平行部の幅12.5mm、平行部の長さ60mm、標点距離25mmの引張り試験片に加工し、平行部中央両側に深さ2mmのVノッチを付与して引張試験に供した。破断伸び5％以上を合格：○とし、5％未満を不合格：×とした。
さらに、上記熱処理後、鋼板断面を研磨し、ナイタルで結晶粒界をエッチングした上で、光学顕微鏡により組織観察を行った。
得られた結果を条件と併せて表1に示す。
表１より、本発明例であるNo.1〜8は強度に優れており、3ピース缶缶胴の数％の薄肉化に必要な450MPa以上の降伏強度を達成している。また、連続鋳造におけるスラブコーナー部での割れも生じていないことが認められる。
一方、比較例のNo.9、10は、それぞれMnf、Nが少ないため、強度が不足している。また、No.11、12はそれぞれS、Alの量が多いため、No.13、14はそれぞれ上部矯正帯、下部矯正帯におけるスラブコーナー部表面温度が本発明範囲外の800℃超え〜900℃未満の領域に入っているため、スラブコーナー部での割れを生じた。No.15は焼鈍温度がA1変態点以上のため、常温にてパーライトを含む組織となっており、常温延性が不足している。
一方、比較例のNo.9、10は、それぞれMnf、Nが少ないため、強度が不足している。また、No.11、12はそれぞれS、Alの量が多いため、No.13、14はそれぞれ上部矯正帯、下部矯正帯におけるスラブコーナー部表面温度が本発明範囲外の800℃超え〜900℃未満の領域に入っているため、スラブコーナー部での割れを生じた。No.15は焼鈍温度がA1変態点以上のため、常温にてパーライトを含む組織となっており、常温延性が不足している。
本発明の缶用鋼板は、連続鋳造工程においてスラブコーナー部での割れを生じることなく優れた強度が得られるので、3ピース缶の缶胴を中心に、缶蓋、缶底、タブなどに対して好適に使用できる。
Claims (4)
- 質量％で、C：0.03〜0.10％、Si：0.01〜0.5％、P：0.001〜0.100％、S：0.001〜0.020％、Al：0.01〜0.10％、N：0.005〜0.012％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Mnf＝Mn [質量％]−1.71×S [質量％]とした場合にMnf：0.3〜0.6であり、パーライト組織を含まない組織であることを特徴とする高強度缶用鋼板。
- 質量％で、さらに、S：0.001〜0.005％および／またはAl：0.01〜0.04％を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度缶用鋼板。
- 210℃、20分の塗装焼付け処理後の降伏強度が450〜470MPaであることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度缶用鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度缶用鋼板を製造するにあたり、垂直曲げ型または湾曲型の連続鋳造によりスラブを作製する工程において、スラブに曲げあるいは曲げ戻し変形が加えられる領域におけるスラブコーナー部表面温度を800℃以下または900℃以上とし、冷間圧延後の焼鈍工程において、焼鈍温度をA1変態点未満とすることを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。
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