JP3132338B2

JP3132338B2 - 耐側壁破断性の優れたｄｔｒ缶適合鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3132338B2
Application number: JP07137365A
Authority: JP
Inventors: 佳弘細谷; 克己谷川; 克己小島; 幸夫川瀬; 英喜西原
Original assignee: JFE Engineering Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1995-05-10
Filing date: 1995-05-10
Publication date: 2001-02-05
Anticipated expiration: 2016-02-05
Also published as: JPH08311561A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はDTR（Draw and Thin Red
raw）製缶用途に適合する缶用鋼板に関するもので、当
該製缶工程で行われる缶胴の張力付加深絞り成形時に顕
在化する側壁破断現象の発生し難い鋼板の製造方法を提
供するものである。

【０００２】

【従来の技術】飲料缶等を中心として、軽量化、工程省
略、素材および製造コスト低減の観点から、３ピース缶
から２ピース缶への移行、更には缶体の薄肉化が進めら
れている。今日、飲料缶用２ピース缶の主流となってい
るのは、円形のブランクをカップ状に深絞り成形(Draw)
後、缶胴を２〜３回しごき成形（Ironing）することに
よって側壁部の薄肉化と所定の缶高さを得るDI(Draw an
d Ironing)成形法であるが、一般に陽圧缶用途に限定さ
れ、内容物をホットパックするレトルト缶（コーヒー
缶、紅茶缶）等の陰圧缶には使用されない。

【０００３】一方、しごき加工を伴わない成形法として
は、絞り加工を２回行うDRD(Draw and ReDraw)成形法
と、２回目以降の絞り成形時にフランジ部に高いしわ押
え力を付加してフランジから側壁部への流れ込みを抑制
し、側壁部に積極的に張力を付加する張力付加深絞り成
形を行うことによって缶胴の薄肉化を行うDTR(Draw and
Thin Redraw)成形法が実用化されている。これらの方法
の最大の特長は、しごき加工が施されないため、プレコ
ート鋼板やラミネート鋼板を使用することによって、工
程省略が可能なばかりか、意匠性やデザイン性の優れた
飲料缶の製造が可能になる点である。

【０００４】さて、近年、上記のDTR成形を飲料缶用途
に展開する技術が開発され、実用化の段階に入ってい
る。当該用途に対しては、一般的にT5-CAからDR-9程度
のテンパー度を有するティンフリースティール（TFS）
にポリエステルフィルム（PET)をラミネートした鋼板を
素材としてカップ成形した後、２段の張力付加深絞り成
形が行われる。これによって、缶側壁は20％以上の薄肉
化が達成され、缶の軽量化が可能になるばかりか、素材
厚と缶底部のドーム形状を変えることによって、陽圧
缶、陰圧缶の両方に適合させることが可能である。しか
し、当該成形法では、素材設計上以下の諸問題を解決す
る必要がある。１．張力付加絞り成形時のダイ肩部との摺動によるラミ
ネートフィルムの剥離。２．張力付加絞り成形時に缶壁部がポンチとダイス間に
拘束されず自由表面状態で引張り変形を受けるため、肌
荒れが発生し易い。３．高速で張力付加絞り成形を行うため、各カップ成形
時にポンチ肩と接触した箇所（ショックライン）を起点
とした側壁破断が起こり易い。

【０００５】上記の各技術課題における下地鋼板の設計
に係わる２と３の課題に対しては、従来いくつかの特許
技術が開示されている。例えば特開平4-314535号公報で
は、鋼板の結晶粒径を所定のサイズ以下まで細粒化して
肌荒れを抑制する技術が開示されている。

【０００６】特に、耐側壁破断性に関しては、特開平7-
34192〜34194号公報において、結晶粒径を規定すること
により、加工性、肌荒れ性、耐食性を向上させる技術が
開示されている。これらの技術では、過時効処理によっ
て固溶ＣおよびＮを低減させ、くびれの発生やボイドの
連結を抑制し、それによって耐側壁破断性を高めること
を開示しているが、連続焼鈍あるいは箱焼鈍時での過時
効処理条件が明細書中に記載のごとくその温度域は400
〜500℃であり、フェライト結晶粒界へのフィルム状セ
メンタイトの析出は避けられないと予想される。

【０００７】また、DTR成形に適用される鋼板にBを添加
する技術は、特開平5-247669号公報に開示されている
が、Bは焼き入れ性向上を意図して添加されており、特
に微視組織をフェライトと低温変態担から成る二相組織
とすることを基本構成要件としている所から、フェライ
ト相と硬質な低温変態相との界面でDTR加工に伴いボイ
ドが発生し易く、十分な耐側壁破断性を得るには至らな
いものと予想される。

【０００８】一方、一般的な絞り加工時の破断に関与す
ると考えられる技術の開示としては、製鋼性介在物のみ
を規制して加工欠陥を低減する技術（特開昭58-16026号
公報）、鋼中に析出するセメンタイト（Fe₃C）の平均粒
径を規定して耐食性ならびに加工性を向上させる技術
（特開昭60-149743号公報、特開昭60-215739号公報）、
固相反応で生成するMnS、AlN等の非金属介在物のサイズ
と結晶粒径を同時に規定して加工性を向上させる技術
（特公平4-78714号公報、特公平6-76618号公報）などが
開示されている。

【０００９】これらの技術に共通するのは、DTR成形時
の缶側壁部の肌荒れと破断の問題に対して、金属組織学
的な原理原則に基づいて、組織の微細化と割れの起点と
なる鋼中介在物を減少させようとするものである。

【００１０】しかし、個々の技術について詳細に検討す
ると、DTR成形時の缶側壁破断の問題に対して、素材に
要求される絶対的な強度レベル、側壁破断現象の本質的
なメカニズムとそれに対する最適ミクロ組織のあり方、
最適ミクロ組織を得るための具体的なプロセス条件等に
対して、最適な技術は開示されていない。このため、２
５％を超える側壁部の薄肉化を安定して実現すること
は、従来の素材設計技術の範囲内では不可能であり、結
局しごき加工を付加せざるを得ないものと考えられる。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、DTR成形に
適用される各種の樹脂などをラミネートした鋼板、各種
の塗料をコーテイングしたプレコート鋼板に対する前記
の従来技術の問題点の中で、耐側壁破断性を著しく向上
させることを目的とするものである。

【００１２】図６は、従来技術によってDTR成形された
飲料缶の側壁部のミクロ組織を走査電子顕微鏡（SEM）
で観察した結果である。当該飲料缶は、フィルム密着
性、耐食性、肌荒れ等の表面性状、耐圧強度、側壁のパ
ネリング強度、側壁のバックリング強度等、飲料缶とし
て要求される性能は具備している。

【００１３】しかし、微視組織的には、MnSと母相の界
面あるいは炭化物と母相の界面に微小な割れが多数観察
される。こうした素材は、更に激しい引張り深絞り成形
を受けるとこれらの微小な割れが起点となって側壁破断
することが予想される。

【００１４】本発明は、２０％以上の薄肉化においては
側壁破断が皆無で、３０％以上の薄肉化を受けても、こ
うした微小な割れがほとんど発生しない鋼板を提供する
製造方法である。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記の目的を
達成するため本発明の要旨とするところは下記の通りで
ある。（１）0.03≦C≦0.1 ％、Si≦0.03％、0.3≦Mn≦1 ％、
P≦0.03％、S≦0.02％、0.02≦sol.Al≦0.1 ％、0.001
≦N≦0.007 ％、Total-Ｏ≦30ppm、0.0002≦B≦0.0015
％を含有する鋼片を、鋼片加熱温度：1150℃以上、熱延
仕上温度：870℃以下、巻取温度：620℃以下の条件で熱
延鋼板とした後、冷間圧延、連続焼鈍、調質圧延あるい
はDR圧延、下地表面処理、ＤＴＲ用表面処理工程でDTR
缶用の一連の処理工程でDTR 缶用の鋼板を製造する場合
において、前記連続焼鈍時の冷却の600〜500℃の間の冷
却速度を40℃/ 秒以上とし、かつ400℃以下まで冷却し
た後、過時効処理を400〜300℃の温度で20秒以上で施す
ことを特徴とするフェライト相と微細分散炭化物からな
る組織のDTR缶適合鋼板の製造方法である。

【００１６】さらに本発明において、上記した基本構成
要件に加えて、DTR成形時の耐側壁破断性をより一層高
める狙いから、以下の構成要件を付加することが有効で
ある。

【００１７】（２）（１）に加えて、0.002≦Nb≦0.010
％の範囲のNbを含有することを特徴とするDTR缶適合鋼
板の製造方法である。

【００１８】

【作用】本発明を成すに至った基本的な考え方と、それ
に基づいて構成した本発明について、その限定理由につ
いて以下に述べる。

【００１９】まず本発明者らは、図６に示した現状のDT
R成形品の微視組織に着目し、側壁破断を引き起こす主
因は、製鋼性の酸化物系非金属介在物に加えて、鋼板製
造過程で固相反応によって析出するMnS，AlN，Fe₃Cと母
相との界面で発生した微小割れの伝播のし易さであるこ
とを解明した。

【００２０】特に鋼中に存在するわずかな非金属介在物
がある確率でDTR成形時のポンチ肩部に形成されるショ
ックライン部と合致することによって側壁破断が引き起
こされる点も事実であるが、より高いレベルの薄肉化を
達成するためには、鋼板の微視組織自体を適正化するこ
とが極めて重要であり、そのためには、熱延条件と連続
焼鈍条件が極めて重要であることを見出した。

【００２１】また評価方法として、本発明者らは、従来
の技術で極めて曖昧かつ定性的な評価しかなされていな
かった耐側壁破断性に対して、材料間の有意差を正確か
つ定量的に評価できる指標として、図５に示す高速ドロ
ービード引抜き試験法によって求められる限界薄肉化率
（еth）を用いた。

【００２２】DTRシミュレーションによって、еthは側
壁破断を伴わないでDTR成形可能な缶胴側壁の限界薄肉
化率と正の相関があり、概ね(еth+5%)程度の値と限界
薄肉化率が一致することを確認した。

【００２３】この高速ドロービード引抜き試験法を用い
て、具体的な構成要件と限定範囲を定めた。

【００２４】本発明においては、上記の基本成分系の鋼
を用いて、そのミクロ組織をフェライト相と微細分散炭
化物からなる、実質的なフェライト単相組織とする。こ
れは、低炭素鋼において不可避的に存在する炭化物（パ
ーライトまたはセメンタイト）以外の相（マルテンサイ
ト、ベイナイトなど）を意図的に生成させた場合、そう
した硬質第２相とフェライト母相の界面が、DTR成形時
の微少割れの起点となり、耐側壁破断性を一層劣化させ
るためである。

【００２５】更に、本発明では、上記した微細分散炭化
物の内、熱延板中に分布するパーライトに起因する群落
状のセメンタイトと、焼鈍中に溶解、析出する0.02％以
下のCの析出状態を良好に保つための製造方法を規定す
ることによって安定した耐側壁破断性を得るものであ
る。

【００２６】つまり、熱延板中に分布するパーライトは
冷間圧延時に破砕されて圧延方向に展伸し、焼鈍時に図
４に示したようなフェライト結晶粒を股がる群落状のセ
メンタイト（Ｌｃ）として存在し、焼鈍中にフェライト
相中に固溶する約0.02％のCが、冷却過程でフェライト
結晶粒界あるいはフェライト結晶粒内にFe₃C として析
出する。

【００２７】特に冷却速度が遅い場合、Cの大半はフェ
ライト結晶粒界にフィルム状に析出する。これらの炭化
物は、鋼板の強化に寄与する半面、DTR成形時の微小割
れの起点を与えることになる。そこで本発明では、ある
程度のCをフェライト結晶粒内に微細に析出（微細セメ
ンタイトの平均粒子間距離ＭＦＰ）させることで、微小
割れを誘起する臨界サイズ以下にセメンタイトを微細分
散させる。

【００２８】図３は、DR-９相当のテンパー度に調整し
たTFSにおけるеthにおよぼすフェライト結晶粒径と連
続焼鈍時の過時効温度の影響およびB添加の効果を示し
たものである。フェライト結晶粒径を小さくすることに
よってеthは増加し、材料設計の基本として細粒化が有
効であることを示している。しかし、細粒化のみでеth
を25％以上にするためにはd≦2μmまで細粒化する必要
があり、フルマルテンサイト組織から再結晶焼鈍を行う
か、冷間圧延と低温再結晶焼鈍を繰り返す様な複雑な製
造工程を経る必要がある。

【００２９】ところが過時効処理を300〜400℃の温度範
囲で行ない、かつ微量のBを添加することを同時に実施
することによって、еth≧25％に達する臨界dが増大す
るばかりか、еth≧30％が安定して得られるようにな
る。

【００３０】これは、焼鈍均熱時にフェライト結晶粒界
に偏析したBが、冷却中でのフェライト結晶粒界へのフ
ィルム状セメンタイトの析出を排除することと、600〜5
00℃の温度の間を急冷し、かつ300〜400℃の温度範囲で
過時効処理することによって、結晶粒内への微細セメン
タイトの析出を促すことによって、DTR成形時の粒界セ
メンタイトからの微小クラックの発生を軽減するばかり
か、Bによるフェライト結晶粒界およびセメンタイトと
フェライト界面の強化によって割れの伝播が抑制される
ことによる。

【００３１】本発明では、微細分散炭化物分布を達成す
るために、鋼板成分および製造条件を以下の範囲に限定
する。

【００３２】Ｂ：Bは、フェライト結晶粒界へのフィル
ム状セメンタイトの析出抑制効果が認められる下限とし
て0.0002%を、その効果が飽和し、加えて熱延板の組織
が針状フェライト組織となり素材の延性を劣化させない
上限として0.0015%を規定する。

【００３３】Ｓ：Sは、本願において極めて重要な元素
である。特にSはMnSとして鋼中に存在し、展伸したMnS
はDTR成形時の側壁破断に至る割れの起点になり易い。
従って、Sは極力少ない方が好ましい。従来、缶用鋼板
においては耐食性の観点からSが添加されるケースがあ
るが、DTRに適用されるラミネート鋼板においては、ラ
ミネートされているので耐食性に対するSの効果は問題
なくなる。特に本願では、微量のBを添加することによ
って耐側壁破断性に対するMnSの悪影響を軽減している
が、その上限を0.02 %とする。

【００３４】Ｃ：CはDTR適合鋼板として要求される強度
レベルを確保する上で極めて重要な元素である。しかし
反面、0.02％を超える分についてはパーライトとして、
0.02％以下の分については、焼鈍中にフェライト結晶粒
界あるいはフェライト結晶粒内にセメンタイト（Fe₃C）
として析出するため、これらの炭化物と母相の界面が割
れの起点となり易しく、図６に示した様にDTR成形時に
多数の微少割れが発生する。

【００３５】特にフェライト結晶粒界にフィルム状に析
出するセメンタイトは粒界剥離を誘起し易い。一方、鋼
中Cを製鋼時の酸素吹錬で低下する際、C0.03％未満の範
囲では素材強度の点で不利となるばかりか、溶鋼中酸素
が増加し、耐側壁破断性を劣化させる脱酸生成物が増加
する。また、C0.1 ％超えでは、パーライトを起点とす
る即壁破断が顕在化するようになる。従って、Cの範囲
を0.03〜0.1 ％に限定する。

【００３６】Ｏ：酸化物系介在物は、耐側壁破断性を著
しく阻害する。酸化物系介在物として問題となるのはAl
₂ Ｏ₃系であるが、CaＯ、MnＯ系介在物が残留するケー
スがる。図１は、各種の素材のеthを鋼中全酸素量で整
理した結果であるが、全酸素量を30ppm以下（好ましく
は25ppm以下）にすることで良好なеthが得られる。そ
こで、本発明では、鋼中の全酸素量を30ppm以下に限定
する。

【００３７】Ｓｉ：Siは、鋼を脆化させる元素であるた
め少ない方が好ましい。また、TFSとして製造する上で
金属Crの電析に対しても少ない方が好ましい。実用上問
題とならない上限として0.03％に規制する。

【００３８】Ｍｎ：Mnは、鋼中のSをMnSとして析出させ
ることによってスラブの熱間割れを防止するばかり、連
続焼鈍の過時効過程では、MnSを核としたフェライト結
晶粒内への微細セメンタイト析出を促す役割を果たす。
また、固溶強化元素としてCによる強化を補う役目も果
たす。本願では、Sを析出固定するに足る下限として0.3
％を規定する。

【００３９】Mnを多量に添加すると素材強度を高めるた
めには有効であるが、反面MnSの溶解度積が増大し、ス
ラブ段階で比較的大きなMnSが形成されるばかりか、熱
延時にバント組織の形成を助長して鋼中Cのミクロ的な
不均一分布を促し、炭化物の微細分散化を阻害する。こ
れらは、いずれもDTR時の側壁破断に対して不利な組織
を提供する。そこで、Mnの上限を1 ％とする。

【００４０】Ｐ：Pはフェライト結晶粒界に偏析して粒
界を脆化させる元素であるため、極力少ない方が好まし
い。実用上耐側壁破断性に影響しない上限として、0.03
％以下とする。

【００４１】sol.Al：sol.Alは、鋼中NをAlNとして析出
させることによって、固溶Cと同様に動的歪時効現象に
よって鋼板の局部延性を低下させる固溶Nの弊害を軽減
する。また、微細なAlNはフェライト結晶粒の微細化に
有効なばかりか、MnSと同様連続焼鈍の過時効過程で、
微細セメンタイトのフェライト結晶粒内への析出の核と
なる。

【００４２】しかし、sol.Al量を高めるために多量のAl
添加を行うと、微少なAl₂Ｏ₃介在物が残留し易くな
り、側壁破断の原因となる。そこで上記の効果が発現す
る下限として0.02％を、実用上それ以上の添加が耐側壁
破断性を阻害する限界として、その上限を0.1 ％とす
る。

【００４３】Ｎ：Nは、AlNとして微細分散してフェライ
ト結晶粒の細粒化と微細セメンタイトの析出サイトとし
て活用することと、経済的観点からその範囲を10〜70pp
mとする。

【００４４】上記の炭化物分布を実現する有効かつ生産
性の優れた方法として、熱延条件と連続焼鈍条件をそれ
ぞれ以下のように限定する。

【００４５】熱延条件：スラブ加熱温度：1150℃以上、
熱延仕上温度：870℃以下、巻取温度：620℃以下とす
る。

【００４６】熱延条件は、MnSおよびパーライトの微細
分散化に重要である。とくにMnSは、鋼片加熱温度を115
0℃以上として再固溶させた後に熱延することによっ
て、微細分散化が図られる。パーライトは、熱延仕上温
度を870℃以下としてオーステナイト粒を微細化した後
フェライト変態させることと、巻取温度を620℃以下と
して巻取り後の徐冷中でのフェライトの結晶粒成長とパ
ーライトの凝集粗大化を抑制することによって微細分散
化が図られる。

【００４７】鋼片はスラブ、薄鋳造板を含むものであ
る。連続焼鈍条件は焼鈍後の冷却において600〜500℃の
間の冷却速度を40℃/ 秒以上とし、400℃以下まで冷却
した後、400〜300℃の温度域で20秒以上保持する過時効
処理を行う。

【００４８】本願では、さらに焼鈍中に溶解、析出する
0.02％以下のCの析出状態を規定することによって安定
した耐側壁破断性が得られることを見い出した。つま
り、熱延板中に分布するパーライトは冷間圧延時に破砕
されて圧延方向に展伸し、焼鈍時にフェライト結晶粒を
股がる群落状のセメンタイトとして存在するが、焼鈍中
にフェライト相中に固溶する約0.02％のCは、冷却過程
でフェライト結晶粒界あるいはフェライト結晶粒内にFe
₃C として析出する。特に冷却速度が遅い場合または過
時効温度が高い場合には、Cの大半はフェライト結晶粒
界にフィルム状に析出する。これらのフェライト結晶粒
界の炭化物は、DTR成形時の微小割れの起点を与えるこ
とになる。そこで本発明では、ある程度のCをフェライ
ト結晶粒内外に微細に析出させることで、微小割れを誘
起する臨界サイズ以下にセメンタイトを微細分散させて
いる。

【００４９】図２は、еth におよぼす連続焼鈍時の600
〜500℃の間の冷却速度と過時効処理温度の影響を示し
た図である。図から明らかなように、600〜500℃迄の間
の冷却速度：40℃/ 秒以上、過時効温度400〜300℃の条
件において、30%以上のеthが得られている。

【００５０】これは、過時効温度が400℃超えでは、過
時効中にフェライト結晶粒界にフィルム状のセメンタイ
トが析出して割れの起点となり、300℃未満では残留固
溶Cが増加することによって鋼板の局部延性が劣化する
ためである。

【００５１】一方、冷却速度が40℃/ 秒未満の場合は、
フェライト結晶粒内に微細なセメンタイトを析出させる
に足る固溶Cの析出の駆動力（固溶Cの過飽和度に依存）
が得られないことによる。

【００５２】なお、連続焼鈍の焼鈍温度は再結晶温度以
上、Ａｃ₃点以下の温度として硬質第２相の発生を防止
する。焼鈍温度と600℃までの冷却速度は急冷でも、徐
冷でもよく、500℃から過時効温度までの冷却速度も急
冷でも、徐冷でもよい。

【００５３】本発明では、鋼板のフェライト結晶粒径を
小さくすることによってеthを改善出来ることを図３に
示した。そこで本発明では、フェライト組織を微細化す
る方法として0.002〜0.01 %の微量のNbを添加しても良
い。

【００５４】本発明による製造方法で得られた鋼板のＬ
ｃおよびＭＦＰの好ましい範囲は、各々１０μm以下、
２μm以下である。

【００５５】本発明の下地表面処理は、TFSのみならず
錫めっき鋼板、極薄錫めっき鋼板、錫−Ｎｉめっき、Ni
フラッシュめっき鋼板、Ｃｒめっき鋼板などに於てもそ
の特性が損なわれるものではない。特に、これらの表面
処理鋼板をフィルムラミネート鋼板、プレコート鋼板の
下地処理として用いる場合はテインフリー鋼板が加工密
着性の観点から最も望ましい。

【００５６】本発明のＤＴＲ用表面処理は、各種のラミ
ネートに適用でき、樹脂などの種類によっても性能は本
質的に変化の無いもので、同様に、各種のプレコートに
適用でき、塗料などの種類によっても性能は本質的に変
化の無いものである。

【００５７】以上に開示した本発明鋼板の製造方法は、
缶成形におけるプロセスがWetプロセス、Dryプロセスの
如何にかかわらず、張力を付加しながら深絞り成形を行
う所謂DTR製缶法に使用される全ての鋼板の製造に適用
出来る技術である。

【００５８】また、ＤＴＲ加工後、更にしごき成形（Ir
oning）を実施して、薄肉化を図る場合にも適用可能で
ある。

【００５９】以下、実施例によって本発明の効果をさら
に具体的に述べる。

【００６０】

【実施例】

実施例１鋼を溶製後連続軽圧下鋳造にて鋳片とした。該鋳片を11
20〜1200℃に加熱後、仕上温度：840〜890℃、巻取温
度：580〜680℃で1.8mm厚の熱延板とした。該熱延鋼板
を酸洗後0.24mmまで冷間圧延し、引き続き連続焼鈍炉に
て再結晶焼鈍を行なった。連続焼鈍においては、焼鈍後
の過時効処理温度までの間の冷却のうち600〜500℃の間
の冷却速度を20〜100℃/ 秒の範囲で変化させ、過時効
処理を、250〜450℃の範囲で90秒行った。

【００６１】焼鈍後の鋼板にDR圧延を施して板厚を0.18
mmとした後、ティンフリーメッキラインにて金属CrとCr
水和酸化物の複層構造を有し、表１に示す化学組成と残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなるTFS鋼板を製造し
た。

【００６２】該鋼板に実験室にてPET フィルムを熱融着
し、高速ドロービード引きき試験によってеth を評価
した。

【００６３】得られた結果を表２に示す。本発明に規定
した鋼板成分と熱延および連続焼鈍条件を組み合わせる
ことによって高いеth が得られ、優れたDTR成形性を有
していることを示唆している。

【００６４】

【表１】

【００６５】

【表２】

【００６６】なお、連続焼鈍においては、焼鈍後の冷却
の600〜500℃の間の冷却速度を40℃/ 秒以上にした後、
過時効温度400〜300℃の条件で箱焼鈍してもよい。

【００６７】

【発明の効果】本発明は、微視組織のMnSと母相の界面
あるいは炭化物と母相の界面の微小な割れを防止するこ
とで、激しい引張り深絞り成形を受けるDTR成形におけ
る鋼板の耐側壁破断性を著しく向上させた。

【００６８】このため２０％以上の薄肉化においては側
壁破断が皆無で、３０％以上の薄肉化を受けても、こう
した微小な割れがほとんど発生しない耐側壁破断性の優
れたDTR缶適合鋼板を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 еthにおよぼす鋼板中のＯとＢの影響を示す
図である。

【図２】 еthにおよぼす連続焼鈍時の600〜500℃の冷
却速度と過時効処理温度の影響を示す図である。

【図３】 еthにおよぼすＢと平均結晶粒径の影響を示
す図である。

【図４】微細分散炭化物の形態とLcとMFPの定義を示
す図である。

【図５】高速ドロービード引抜き試験法の模式図であ
る。

【図６】ＤＴＲ成形後の缶側壁部の割れの断面の状態
を示す断面ミクロ組織の図面代用写真である。

フロントページの続き (72)発明者川瀬幸夫東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者西原英喜東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (56)参考文献特開平８−311562（ＪＰ，Ａ) 特開平８−311608（ＪＰ，Ａ) 特開平８−311610（ＪＰ，Ａ) 特開平８−311611（ＪＰ，Ａ) 特開平８−311612（ＪＰ，Ａ) 特開平８−311613（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/02 - 8/04 C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％（以下、同様）で、0.03≦C≦0.1
％、Si≦0.03％、0.3≦Mn≦1 ％、P≦0.03％、S≦0.02
％、0.02≦sol.Al≦0.1 ％、0.001 ≦N≦0.007 ％、Tot
al-Ｏ≦30ppm、0.0002≦B≦0.0015％を含有する鋼片
を、鋼片加熱温度：1150℃以上、熱延仕上温度：870℃
以下、巻取温度：620℃以下の条件で熱延鋼板とした
後、冷間圧延、連続焼鈍、調質圧延あるいはDR圧延、下
地表面処理、ＤＴＲ用表面処理工程でDTR 缶用の鋼板を
製造する場合において、前記連続焼鈍時の冷却の600〜5
00℃の間の冷却速度を40℃/ 秒以上とし、かつ400℃以
下まで冷却した後、過時効処理を400〜300℃の温度で20
秒以上施すことを特徴とするフェライト相と微細分散炭
化物からなる組織のDTR缶適合鋼板の製造方法。
【請求項２】請求項１において、0.002≦Nb≦0.01％の
範囲のNbを含有することを特徴とするDTR缶適合鋼板の
製造方法。