JP2017155266A - 缶用鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】フランジ成形および耐食性が良好な高強度缶用鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０２０％超え０．０４０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下、Ｎｂ：０．００４％以上０．０４０％以下を含有する成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度がＡｒ_３変態点以上９９０℃以下で圧延し、４００℃以上６００℃未満で巻き取る熱間圧延工程と、酸洗し、圧下率が８０％以上で圧延する一次冷間圧延工程と、均熱温度が６５０℃以上７８０℃以下、均熱時間が１０ｓ以上５５ｓ以下で連続焼鈍する焼鈍工程と、少なくとも２基の圧延機スタンドを用い、うち少なくとも１基の圧延機スタンドにおいて表面粗さＲａが０．９μｍ以上３．０μｍ以下かつＰＰＩが１５０以上４００以下の圧延ロールを用い、１．０％以上１９％以下の圧下率で圧延する二次冷間圧延工程とを有する。
【選択図】なし

Description

本発明は、高強度かつフランジ成形性に優れた缶用鋼板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、製缶コストを低減する策がとられている。

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る。絞り加工により成形される２ピース缶はもとより、溶接による円筒成形が主体の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、単に鋼板を薄肉化すると缶体強度が低下する。したがって、再絞り缶（ＤＲＤ（ｄｒａｗ−ｒｅｄｒａｗ）缶）や溶接缶の缶胴部のような高強度材が用いられている箇所には、単に薄肉化したのみの鋼板を用いることができない。そこで、高強度で極薄の缶用鋼板が望まれている。

鋼板を薄肉化し、かつ缶体強度を維持するためには、高い上降伏点を備えることが必要になる。缶体強度は耐圧強度で評価されるため、上降伏点の低い鋼板では低い圧力で鋼板が座屈し、缶体強度に劣る。

一方、缶胴成形においては、蓋や底を巻き締めるために開口端の拡径加工（フランジ成形）が必要であり、優れた加工性が必要となる。

現在、極薄で硬質な缶用鋼板は、主にＤｏｕｂｌｅ Ｒｅｄｕｃｅ法（以下、ＤＲ法と称す）により製造されている。ＤＲ法では、焼鈍後の鋼板に圧下率が２０％以上の二次冷間圧延を施す。ＤＲ法により製造した鋼板は、高強度であるが加工性に乏しく、フランジ成形時に端部の割れを生じやすい。

こうしたフランジ成形時の割れを防ぐため、溶接部のＨＡＺ（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）軟化による加工ひずみの集中を抑制すべく固溶Ｃおよび固溶Ｎの量を適正範囲に限定する方法、フランジ成形性の指標である穴拡げ率を改善すべく鋼板のフェライト及びマルテンサイトの分率を適正なものとする鋼板及び製造方法が下記特許文献により提案されている。

特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．１５０％以下、Ｓｉ：０．０１０％以上１．０００％以下、Ｍｎ：１．５０％以上２．７０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０６０％以下、Ｓ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０５０％以下、を含有し、選択的に、Ｂ：０．０００５％以上０．００２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下、の１種以上を含有する場合があり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｃ含有量、前記Ｓｉ含有量及び前記Ｍｎ含有量を、単位質量％でそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、式（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１１の関係が成り立ち、金属組織が、面積率で、４０％以上９０％以下のフェライトと、１０％以上６０％以下のマルテンサイトとを含有し、かつ前記フェライトの面積率と前記マルテンサイトの面積率との和が６０％以上を満たし、さらに前記金属組織が、面積率で１０％以下のパーライトと、体積率で５％以下の残留オーステナイトと、面積率で４０％未満の残ベイナイトとのうち１種以上を含有する場合があり、ナノインデンターにて測定された前記マルテンサイトの硬度が、式Ｈ２／Ｈ１＜１．１０及び式σＨＭ＜２０（Ｈ１は前記ホットスタンプ後の板厚表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２は前記ホットスタンプ後の板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲の前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭ１は前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部における前記マルテンサイトの前記硬度の分散値）を満足し、引張強度ＴＳと穴拡げ率λとの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上を満足することを特徴とする冷延鋼板が提案されている。

特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．２％以上５．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０００１％以上０．０５％以下を含有し、さらに、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を０．０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０．３０を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする鋼板が提案されている。

特許文献３には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４％超０．０８％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５〜０．０２％以下を含有し、かつ、鋼板中に固溶するＣおよび固溶Ｎの合計が、５０ｐｐｍ≦固溶Ｃ＋固溶Ｎ≦２００ｐｐｍ、かつ鋼板中の固溶Ｃが５０ｐｐｍ以下かつ、鋼板中の固溶Ｎが５０ｐｐｍ以上の範囲からなり、残部をＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするフランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄鋼板が提案されている。

特許第５５４５４１４号公報 特許第５３８７５０１号公報 特許第４２７６３８８号公報

高強度鋼板の薄肉化により、フランジ成形時に介在物起因のクラック発生やクラックの伝播・貫通などが生じやすくなる。

缶用鋼板の場合、腐食性を有する内容物への適用を考慮すると、良好な耐食性を備える必要があるため、耐食性を阻害する過剰な元素添加は行うことができない。

上記特性について、前述の従来技術では、フランジ成形性または耐食性のいずれかを満足する鋼板を製造することは可能であるが、両者を満足する鋼板は製造できない。

特許文献１に記載の方法は、強度上昇には有効な方法ではあるが、鋼中のＭｎ量が多く、焼鈍時に表面にＭｎが濃化して耐食性を阻害する可能性が高いため缶用鋼板に用いることはできない。また、鋼中のＭｎ量が多くなると、ＭｎＳの析出量が増加するとともにＭｎＳが粗大に成長し、板厚の薄い缶用鋼板においてはＭｎＳがフランジ成形時におけるクラックの起点となる。さらに、硬質相としてマルテンサイトを１０％以上６０％以下含むため、板厚の薄い缶用鋼板ではクラックの伝播や貫通などに対し不利である。

特許文献２に記載の方法もまた、鋼中のＭｎ量が多く、焼鈍時に表面にＭｎが濃化して耐食性を阻害する可能性が高いため缶用鋼板に用いることはできない。

特許文献３に記載の方法は、固溶強化による高強度化を提案しているが、固溶強化に有効な固溶Ｃを過時効処理により低減させて軟質化させているうえに、Ｃ：０．０４％超０．０８％以下とＣ量が高いために粗大炭化物が形成しやすく、クラックの起点となるためにフランジ成形性には不利である。

本発明は、かかる事情に鑑みなされたものであり、薄肉化してもフランジ成形において割れを生じず、かつ腐食性の強い内容物に対しても耐食性が良好な高強度缶用鋼板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。

フランジ成形において、硬度差が存在する部分にひずみが集中するのを防ぐために、母材部硬度と溶接部硬度の比が小さい鋼板を用いることが有効であることがわかった。

また、３ピース缶におけるフランジ成形時に発生するクラックは、従来は溶接のＨＡＺ部又はＨＡＺ／母材界面で発生していたが、薄肉化した鋼板を用いたフランジ成形のクラックは、ＨＡＺ部より数ミリ離れた領域で発生しており、この領域にひずみが集中してクラックが発生する。これは、薄肉化した鋼板を用いると、ネック（縮径）成形時にシワが発生しやすくなり、そのシワがＨＡＺ部より数ミリ離れた領域で発生するためである。ＨＡＺ部より数ミリ離れた領域の材料特性は母材とほぼ等しく、フランジ成形性は母材の穴拡げ率と相関することもわかった。

板厚が厚い材料の穴拡げ試験では、加工度の大きいパンチ非接触面でクラックが発生して伝播するが、板厚が薄い缶用鋼板では表裏の加工度の差が小さくなるのでパンチ接触面でもクラックが発生する。このため、穴拡げ試験は両面に対して実施することが必要で、クラックの起点を少なくするために鋼板表面の材質の差を小さくすることが望ましいことがわかった。そして、これらの知見をもとに、フランジ成形性の優れる缶を評価できる試験方法を確立した。すなわち、溶接部平均ビッカース硬度／母材部平均ビッカース硬度≦３．４、穴拡げ率（％）≧３０であれば、フランジ成形性が優れる缶とできることを見出した。

発明者らは、缶成形後にこのような特性となる缶用鋼板の製造方法を鋭意検討した。その結果、板厚を薄くした場合でも穴拡げ性を損なわずに高強度化するためには、析出強化および固溶強化を適切なバランスで適用することが必要であることを見出した。すなわち、窒素の析出物は粗大になりやすく、析出強化に効果が見られないだけでなく、粗大な窒化物は穴拡げ（フランジ）成形時にクラックの起点となり好ましくないため、Ｎ含有量を０．０２００％以下として、窒素は固溶させて粗大な窒化物の生成を抑制しつつ、固溶強化に利用した。また、ＮｂとＣを適正量とすることで、微細なＮｂＣを析出させ、析出強化に利用した。
さらに、耐食性に支障のない範囲の元素添加量（特に、Ｍｎ，Ｐの含有量範囲を制限）で成分設計を行うことにより、腐食性の強い内容物に対しても良好な耐食性を示すことを確認した。
加えて、従来の二次冷間圧延における圧下率に比べ低い圧下率での加工強化を施すことも有効である。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。

質量％で、Ｃ：０．０２０％超え０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下、Ｎｂ：０．００４％以上０．０４０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度がＡｒ_３変態点以上９９０℃以下の条件で圧延し、巻き取り温度が４００℃以上６００℃未満の条件で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に、酸洗し、圧下率が８０％以上の条件で圧延する一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延工程後に、均熱温度が６５０℃以上７８０℃以下、均熱時間が１０ｓ以上５５ｓ以下の条件で連続焼鈍する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後に、少なくとも２基の圧延機スタンドを用い、うち少なくとも１基の圧延機スタンドにおいて表面粗さＲａが０．９μｍ以上３．０μｍ以下かつＰＰＩが１５０以上４００以下の圧延ロールを用い、１．０％以上１９％以下の圧下率で圧延する二次冷間圧延工程を有することを特徴とする缶用鋼板の製造方法。

本発明の製造方法によれば、溶接部平均ビッカース硬度／母材部平均ビッカース硬度≦３．４、穴拡げ率（％）≧３０を示すフランジ成形性に優れる高強度缶用鋼板が得られる。詳細には、本発明では、溶接部硬度を上昇させるＣ量を０．０２０％超え０．０４０％以下に限定し、微細ＮｂＣによる析出強化、Ｎによる固溶強化および焼鈍後に１．０％以上１９％以下の低圧下率で二次冷間圧延を行うことによる加工強化により、複合強化し強度を上昇させる。その結果、溶接部平均ビッカース硬度／母材部平均ビッカース硬度≦３．４、穴拡げ率（％）≧３０を示す缶用鋼板が得られ、割れを生じることなく缶体のフランジ成形が可能となる。本発明の鋼板は溶接部の無い２ピース缶用途に適用することも可能である。さらに、本発明の成分組成であれば、耐食性に支障が生じない。その結果、本発明の缶用鋼板の製造方法で製造された缶用鋼板は、強度、フランジ成形性、耐食性いずれにおいても優れる。

以下、本発明の実施形態について説明する。

本発明の缶用鋼板の製造方法で製造された缶用鋼板は、溶接部平均ビッカース硬度／母材部平均ビッカース硬度≦３．４、穴拡げ率（％）≧３０であり、優れたフランジ成形性を有する。
本発明では、Ｎｂを析出強化元素として添加し、Ｎを固溶強化元素として添加し、焼鈍後に圧下率１．０％以上１９％以下の二次冷間圧延を行うことによる加工強化で高強度を達成する。析出強化元素、固溶強化元素を添加しつつ、成分組成、製造条件を適正化することで、溶接部平均ビッカース硬度／母材部平均ビッカース硬度≦３．４、穴拡げ率（％）≧３０である缶用鋼板が得られる。

次に、本発明の缶用鋼板の製造方法における成分組成について説明する。本発明の缶用鋼板は、Ｃ：０．０２０％超え０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下、Ｎｂ：０．００４％以上０．０４０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成とする。以下、各成分について説明する。なお、本明細書において、成分組成の説明における「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０２０％超え０．０４０％以下
本発明の缶用鋼板においては、二次冷間圧延工程に所定値以上の上降伏点（４５０〜６００ＭＰａ）を達成することが必要であり、Ｎｂ添加で生成するＮｂＣによる析出強化を利用することが重要となる。ＮｂＣによる析出強化を利用するためには、Ｃ含有量を０．０２０％超えとすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．０４０％を超えるとセメンタイトが粗大に成長して析出し、穴拡げ加工時に、粗大なセメンタイトを起点として割れ（クラック）が発生し、フランジ加工性が劣化する。このためＣ含有量は０．０４０％以下とする。

Ｓｉ：０．０４％以下
Ｓｉは固溶強化により鋼を高強度化させる元素である。しかし、Ｓｉ含有量が０．０４％を超えると耐食性が著しく損なわれる。よって、Ｓｉ含有量は０．０４％以下とする。

Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下
Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を増加させる元素である。この効果を得るためには、０．１０％以上の含有を必要とする。また、目標の降伏強度を確保するには０．１０％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると耐食性が劣る。また、フランジ成形におけるクラックの起点となるＭｎＳ介在物の生成量が増加し、フランジ成形性を劣化させる。よって、Ｍｎ含有量の上限を１．００％以下とする。

Ｐ：０．１００％以下
Ｐは固溶強化能が大きい元素である。しかし、Ｐの含有量が０．１００％を超えると耐食性が劣る。このため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。

Ｓ：０．０３０％以下
本発明の缶用鋼板はＮｂ、Ｃ、Ｎ含有量が多いため、連続鋳造時に矯正帯でスラブエッジが割れやすくなる。Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、連続鋳造時に温度が低下する矯正帯でひずみ誘起により多量のＭｎＳが生じ、スラブ割れが多発する。スラブ割れを防止する観点からＳ含有量は０．０３０％以下にする。また、Ｓ含有量が多くなると、フランジ成形におけるクラックの起点となるＭｎＳ介在物の生成量が増加し、フランジ成形性を劣化させる。好ましくは、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。より好ましくは、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。

Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌ含有量を増加すると、再結晶温度の上昇がもたらされるため、焼鈍温度を高く設定する必要がある。本発明においては、上降伏点を上昇させるために添加する他の元素の影響で再結晶温度が上昇し、焼鈍温度を高く設定しなければならない。そこで、Ａｌ添加による再結晶温度の上昇を極力回避することが必要であり、Ａｌ含有量を０．１０％以下とする。なお、Ａｌは鋼の精錬において脱酸剤として用いられる元素であり、この効果を得るためにはＡｌ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。

Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下
Ｎは固溶強化に必要な元素である。固溶強化の効果を発揮させるためには、Ｎ含有量を０．０１２０％超えとする必要がある。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えると連続鋳造時の温度が低下する下部矯正帯で高ＮによりＮｂ窒化物の析出が促進されて硬化することにより、スラブ割れが生じやすくなる。よって、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは、０．０１３０％以上０．０１７０％以下である。

Ｎｂ：０．００４％以上０．０４０％以下
本発明において、Ｎｂは重要な添加元素である。Ｎｂは炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を形成する。これにより、鋼板の上降伏点が上昇する。Ｎｂ含有量が０．００４％以上の場合にこの効果が生じるため、Ｎｂ含有量の下限は０．００４％に限定する。一方、Ｎｂは再結晶温度の上昇をもたらす。Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると、６５０℃以上７８０℃以下の均熱温度、１０ｓ以上５５ｓ以下の均熱時間での連続焼鈍（均熱温度、均熱時間については後述）では未再結晶粒が一部残存するなど、焼鈍し難くなる。このため、Ｎｂ含有量の上限を０．０４０％に限定する。好ましくは、０．００６％以上０．０２５％以下である。

上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。

次に本発明の缶用鋼板の製造方法で製造された缶用鋼板の特性について説明する。

母材部硬度と溶接部硬度の比（溶接部平均ビッカース硬度／母材部平均ビッカース硬度≦３．４）
母材部硬度と溶接部硬度の比率は、フランジ成形性に大きな影響を及ぼす。溶接部硬度が上昇して母材部硬度と差が生じると、フランジ成形時に硬度差が生じている領域にひずみが集中して、割れが発生する。このため、硬度比を出来るだけ小さくすることで、ひずみの集中を抑制し、フランジ成形時の割れを防ぐことが出来る。フランジ成形性で割れの発生しない硬度比を具体的に検討したところ、母材部平均ビッカース硬度に対する溶接部平均ビッカース硬度の比を３．４以下とすればよいことがわかった。硬度はビッカース硬度を用い、断面を研磨した面に対して測定する。ビッカース硬度は微小領域を測定する試験方法であり、測定値にバラツキが生じるのを防ぐため、複数個所を測定して平均値を求めることが好ましい。本願の実施例では、３０点測定した平均値を用いた。溶接部硬度は加熱により熱影響を受けているナゲットの部分を測定し、母材部硬度は溶接部から10mm以上離れた熱影響受けていない部分を測定する。溶接はシーム溶接方式により行い、チリ発生の電流を上限電流とし、溶接部の剥がれが生じなくなる電流を下限電流とし、その中間の電流で溶接する。母材部硬度と溶接部硬度の比は、Ｃ量を適正範囲とすることにより制御できる。

各片面（表面と裏面）の穴拡げ性（各面の穴拡げ率３０％以上）
フランジ成形時のクラックは溶接部のＨＡＺ部より数ミリ離れた箇所で発生する。このため、母材の穴拡げ率を大きくすることで、フランジ成形時の割れを防ぐことが可能となり、穴拡げ率が両面（表面と裏面）ともに３０％以上の場合にはフランジ割れは発生しない。
穴拡げ率は、Ｍｎ量を０．１０％以上１．００％以下とし、圧延機スタンドにおいて表面粗さＲａが０．９μｍ以上３．０μｍ以下かつＰＰＩが１５０以上４００以下の圧延ロールで圧延することにより制御できる。Ｍｎ量を少なくするとＭｎＳ析出量が減少するので穴拡げ率は大きくなり、Ｍｎ量を多くするとＭｎＳ析出量が増加するので穴拡げ率は小さくなる。圧延ロールのRaを小さくすると表層が均一に硬化するので穴拡げ率は小さくなり、Raを大きくすると鋼板の表層の一部に軟質部ができるため穴拡げ率は大きくなる。ロールPPIを小さくすると表層が均一に硬化するので穴拡げ率は小さくなり、PPIを大きくすると鋼板の表層の一部に軟質部ができるため穴拡げ率は大きくなる。
ここで、穴拡げ率λ（％）は初期穴径：ｄ_０、割れ直後穴径：ｄ_１のとき
λ＝｛（ｄ_１−ｄ_０）／ｄ_０｝×１００
で表すことができる。
また、試験片の穴の端面性状が穴拡げ性に影響するため、バリ等が発生しにくい研削加工により穴開け加工の仕上げを行い、穴拡げ性の評価に供する。なお、穴拡げ率は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に規定された方法で測定することができる。本願では、表裏それぞれの穴拡げ率を測定し、表裏両方の面とも３０％以上であることが好ましい。

鋼板両面の穴拡げ率の差（１０パーセンテージポイント以下）
板厚が薄い缶用鋼板では表裏の加工度の差が小さくなるのでパンチ接触面でもクラックが発生する。このため、穴拡げ試験は両面に対して実施することが必要であり、両面の穴拡げ率の差が大きい場合には表裏を貫通する大きなクラックの発生頻度が多くなることがあるため好ましくない。具体的には、鋼板両面の穴拡げ率の差は１０パーセンテージポイント以下であることが好ましい。

上降伏強度：４５０〜６００ＭＰａ
缶の耐圧強度等を確保するために、上降伏強度を４５０ＭＰａ以上とすることが好ましい。一方、６００ＭＰａ超えの上降伏強度を得ようとすると多量の元素含有が必要となる。多量の元素含有は本発明の缶用鋼板の耐食性を阻害するおそれがある。そこで、上降伏強度は６００ＭＰａ以下とすることが好ましい。上記成分組成を採用するとともに、後述する製造条件を採用することで、缶用鋼板の上降伏強度を４５０〜６００ＭＰａに制御することができる。

板厚
フランジ割れの発生には板厚も影響する。板厚が薄い場合には、割れの起点となるクラックが板厚方向に貫通しやすく、割れが生じやすい。缶用鋼板でフランジ成形が行われている鋼板の板厚は０．２６ｍｍ以下であり、本発明はこの範囲の板厚を主な対象とする。

次に本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。本発明の缶用鋼板は、熱間圧延工程と、一次冷間圧延工程と、焼鈍工程と、二次冷間圧延工程とを有する方法で製造される。以下、各製造工程について説明する。

熱間圧延工程
原料となる鋼スラブは、上記成分組成に調整された溶鋼を、転炉等を用いた通常公知の方法により溶製し、次いで連続鋳造法等の通常用いられる鋳造方法で得られる。

上記により得られた鋼スラブに対して熱間圧延を施し、熱延板を製造する。熱間圧延の圧延開始時には、鋼スラブの温度を１２３０℃以上にするのが好ましい。

また、熱間圧延における仕上げ温度はＡｒ_３変態点以上とする。熱間圧延における仕上げ圧延温度は、所望の上降伏点を確保する上で重要因子となる。仕上げ温度がＡｒ_３変態点未満の場合はオーステナイト＋フェライトの２相域圧延となり、圧延直後にフェライト粒の粒成長が生じるため、上降伏点が低下し、缶体強度が不足する。よって、熱間圧延仕上げ温度は、Ａｒ_３変態点以上に限定する。一方、仕上げ圧延温度を９９０℃超とした場合、動的再結晶した結晶粒が高温のため粗大に成長するため上降伏点が低下する。また、高温での表層スケール発生を抑制する観点からも、仕上げ圧延温度は９９０℃を上限とする。

熱間圧延工程における巻取り温度は、本発明で重要となる上降伏点を目標値に制御する上で重要な因子である。巻取り温度を６００℃以上にすると、ＮがＡｌＮとなって析出するため固溶Ｎ量が減少し、固溶強化量が低下する。その結果として上降伏点が低下する。このため、巻取り温度を６００℃未満とする。また、巻取り温度を４００℃未満にすると、コイル内の冷却が不均一になり、コイル長手方向の冷却も不均一になり、コイル長手方向の材質にバラツキが生じ、成形性が劣化するため巻取り温度は４００℃以上とする。原因は定かではないが、この材質のバラツキが穴拡げ率の差を大きくし、成形性が劣化する。なお、巻取り温度を下げるために急冷した場合、冷却が不均一になり板形状が劣化するため、製造効率の観点からも、４００℃を下限とする。また、Ｎｂ析出物制御の観点から、巻き取り後の冷却速度は徐冷となることが好ましく、１１．５℃／ｈ以下での冷却が好ましく、６．３℃／ｈ以下での冷却がさらに好ましく、１．７℃／ｈ以下での冷却がより一層好ましい。このような冷却後に、鋼板の表面温度が２００℃以下になってから次工程である一次冷間圧延工程の処理を行うことが好ましく、１００℃以下がさらに好ましく、５０℃以下がさらに好ましい。

一次冷間圧延工程
熱間圧延工程の後に酸洗を行う。酸洗は表層スケールが除去できればよく、特に条件は規定しない。公知の方法により、実施することができる。なお、酸洗以外の方法でスケールを除去することもできる。

酸洗後の鋼板に一次冷間圧延を施す。一次冷間圧延での圧下率を８０％未満とした場合、従来ＤＲ材並みの板厚（０．１７ｍｍ程度）を得るためには、少なくとも熱延後の板厚を１ｍｍ以下にする必要がある。しかし、操業上、熱延の圧延ロール径等、設備の大幅な変更なしに熱延後の板厚を１ｍｍ以下とするためには、熱延時に強圧下とする必要があり、安定製造が難しくなる問題がある。強圧下とするために圧延機の荷重負荷が増加しロールの交換頻度が増えるのと、板厚が薄くなることで急冷されるため仕上げ圧延温度をＡｒ_３変態点以上にすることが困難になる。従って、本工程での圧下率は８０％以上とする。

焼鈍工程
一次冷間圧延工程の後に、連続焼鈍を施す。均一な組織と良好な伸びを得るため、均熱温度は６５０℃以上とする。一方、均熱温度が７８０℃超えの場合、上降伏点が低下し、缶体強度が不足する。また、７８０℃超えの条件で連続焼鈍するためには、鋼板の破断を防止するために搬送速度を落とす必要があり、生産性が低下する。このため、均熱温度は７８０℃以下とする。

均熱時間が５５ｓ超えになるような処理では、ＮｂＣ粒径が大きくなりすぎて上降伏点が低下し、缶体強度が不足する。また、生産性も損なわれる。よって、均熱時間は５５ｓ以下とする。均熱時間１０ｓ未満では、高速通板による加熱不均一が生じ、ＮｂＣ析出物の粒径分布が大きくなり缶体強度のばらつきが発生する。また炉内での鋼板張力が不安定になり鋼板が破断するおそれがあるため、均熱時間は１０ｓ以上とする。

二次冷間圧延工程
焼鈍工程の後に、二次冷間圧延を施す。本発明では、少なくとも２基のスタンドを有する圧延機を用い、うち少なくとも１基のスタンドにおいては表面粗さＲａ（算術平均粗さ）が０．９μｍ以上３．０μｍ以下かつＰＰＩ（Ｐｅａｋ Ｐｅｒ Ｉｎｃｈ）が１５０以上４００以下の圧延ロールを用いる。用いる圧延スタンドが１基のみでは、圧延時に十分な張力を得ることが困難であり、少なくとも２基とする。このようなロールを用いて二次冷間圧延を施すことにより、鋼板の最表層の一部に軟質部が生じ、穴拡げ加工時に応力が軟質部分で緩和されて、クラックが発生しにくくなり、鋼板表裏の穴拡げ率の差を小さくすることができる。Ｒａが０．９μm未満またはＰＰＩが１５０未満では、最表層が均一に硬化し、穴拡げ加工時に最表層への応力が高くなり、クラックが発生しやすくなり、好ましくない。一方、Ｒａが３．０μm超またはＰＰＩが４００超では、ロール凸部により押込まれて生成した硬質相の硬度が高くなり、穴拡げ加工時に最表層の硬質相への応力がより一層高くなるので、クラックが発生しやすくなり好ましくない。上記のような圧延ロールは少なくとも１基のスタンドに適用する。なお、Ｒａとは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１の算術平均粗さのことであり、ＰＰＩとは、Ｐｅａｋ Ｐｅｒ Ｉｎｃｈであり１インチあたりに観察される山の数を表す。

極薄材の二次冷間圧延での圧下率を通常の板厚のＤＲ材製造条件と同様の２０％以上とすると、十分な穴拡げ性が得られない。本発明では極薄材で穴拡げ率３０％以上を確保する必要があるため、二次冷間圧延での圧下率は１９％以下とする。また、二次冷間圧延率を１．０％未満とすると、ロール表面の凹凸が鋼板に転写されにくくなり、鋼板の表面粗さ調整が困難となる。よって、二次冷間圧延の圧下率は１．０％以上にする必要がある。また、理由は定かではないが、極薄材で圧下率を１．０％未満とすると長手方向の圧下率がばらつくため、安定的に表面粗さを制御することが困難になる。

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、連続鋳造により鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを再加熱した後、熱間圧延し、巻取った。次いで、酸洗後、一次冷間圧延し、薄鋼板を製造した。なお、酸洗前の鋼板温度はコイルの全長で２５〜６０℃での範囲であった。得られた薄鋼板を、加熱速度１５℃／ｓで加熱した。その後、連続焼鈍を行った。次いで、冷却後、２基の圧延スタンドを有する圧延機を用いて二次冷間圧延を施し、通常のＳｎめっきを連続的に施して、ぶりきを得た。詳細な製造条件を表２に示す。なお、Ａｒ_３変態点は冷却時のオーステナイト→フェライト変態による体積変化が最も大きくなる温度を測定して求めた。また、上記２基の圧延スタンドのうち、一つ目のロールは表２に示すＲａ、ＰＰＩとし、二つ目のロールは、Ｒａを０．６μm、ＰＰＩを１４０で固定した。

以上により得られたＳｎめっき鋼板（ぶりき）に対して、圧延方向に対して平行方向を引張方向とするJIS 5号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取し、２１０℃で２０分間の塗装焼付相当処理を施した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を引張速度１０ｍｍ／分で行って、上降伏点（Ｕ−ＹＰ：ｕｐｐｅｒ ｙｉｅｌｄ ｐｏｉｎｔ）を測定した。

また、得られたＳｎめっき鋼板（ぶりき）を用いて缶胴の溶接を行った。溶接はシーム溶接方式により行い、チリ発生の電流を上限電流とし、溶接部の剥がれが生じなくなる電流を下限電流とし、その中間の電流で溶接した。溶接部と母材部のそれぞれの断面を研磨した面について、ビッカース硬度を測定した。硬度測定は５０ｇの荷重を負荷する条件で行い、３０点測定の平均値を求めた。

ＪＩＳ Ｚ ２２５６に規定された方法に基づいて、鋼板の表面および裏面のそれぞれの穴拡げ率を測定した。両面の穴拡げ性としては、表面と裏面の穴拡げ率の差が１０パーセンテージポイント以下を「○」、１０パーセンテージポイント超えを「×」とした。また、各片面（表面と裏面）の穴拡げ性は、各々の面の穴拡げ率が３０％以上を「○」、３０％未満を「×」とした。
得られた結果を表３に示す。

表３より、本発明例は上降伏点が４５０ＭＰａ以上と大きく、母材部硬度と溶接部硬度の比が小さい。また、穴拡げ性が良好であり、穴拡げ率の表裏差が小さいことが認められる。なお、表１に示すように、本発明例では耐食性に悪影響をおよぼす可能性のある元素を適切な含有量に制限しているため、耐食性にも優れる。

また、比較例では、本発明の請求範囲のいずれかの条件が外れているため、本発明の所望の特性が得られない。

本発明によれば、母材部硬度と溶接部硬度の比が小さく、穴拡げ性、耐食性いずれの特性にも優れた鋼板の製造方法が得られ、フランジ成形が施される３ピース缶や２ピース缶向けの缶用鋼板の製造方法として最適である。

Claims (1)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２０％超え０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下、Ｎｂ：０．００４％以上０．０４０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度がＡｒ_３変態点以上９９０℃以下の条件で圧延し、巻取り温度が４００℃以上６００℃未満の条件で巻き取る熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後に、酸洗し、圧下率が８０％以上の条件で圧延する一次冷間圧延工程と、
   前記一次冷間圧延工程後に、均熱温度が６５０℃以上７８０℃以下、均熱時間が１０ｓ以上５５ｓ以下の条件で連続焼鈍する焼鈍工程と、
   前記焼鈍工程後に、少なくとも２基の圧延機スタンドを用い、うち少なくとも１基の圧延機スタンドにおいて表面粗さＲａが０．９μｍ以上３．０μｍ以下かつＰＰＩが１５０以上４００以下の圧延ロールを用い、１．０％以上１９％以下の圧下率で圧延する二次冷間圧延工程を有することを特徴とする缶用鋼板の製造方法。