JP3598550B2 - 異方性が小さい高強度缶用薄鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、主としてぶりき（電気錫めっき）やティンフリースチールなどの表面処理を施して使用される缶用薄鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、缶用鋼板、とくに飲料用の缶用鋼板においては、省資源、軽量化の観点から使用するぶりき原板の板厚の減少、すなわち薄肉化が進んでいる。これに伴い、缶強度の確保の観点から、強度が高い鋼板が求められるようになってきた。また、２ピース缶に適用する鋼板に対しては、特に絞り性などの加工性が優れていることが求められていた。
【０００３】
ところで、このような高強度と良好な加工性を備えた鋼板を製造するための技術が、これまでにもいくつか提案されている。
例えば、特開平２−１１８０２７号公報に開示の技術は、極低炭素鋼スラブを熱延、冷延、酸洗後、圧下率８５〜９０％で冷延し、続いて連続焼鈍を施し、その後圧下率１５〜４５％で調質圧延を行うことにより、鋼板を強化しようとするものである。
しかしながら、この方法では原板が軟質の極低炭素鋼であるために、高強度を得るためには、焼鈍後に比較的高い２次冷延圧下率が必ず必要となり、生産効率の低下が問題であった。
【０００４】
また、鋼板の強度を向上させる技術が、例えば特開平２−１１８０２５号公報に、提案されている。この技術は、Ｎの添加と焼鈍後の２次冷延とを組み合わせたものであるが、この方法では、大きなゲージダウンが要求される用途に対しては、強度レベルが不十分となる場合があった。また、この方法で製造した場合には、２ピース缶のような加工度の大きい用途において、加工性とくにｒ値の面内異方性が大きいという問題も生じていた。
【０００５】
さらに、特開平６−１１６６８２号公報には、Ｃ≦０．０１５ｗｔ％の極低炭素鋼に強化元素としてＭｎ、Ｓｉ、ＰのほかにＰ等を添加したうえ、Ｎの固溶強化能を利用して焼付硬化性を付与する高強度缶用鋼板についての技術が提案されている。
しかし、この鋼板は、Ｎｂの添加を必須としているのでコストアップになるのみでなく、固溶Ｎによる歪み時効強化を利用して強度上昇を図っているため、時効性が問題となるような用途に対しては適用できないという問題があった。
また、この鋼板では、薄肉化の要求に対応して製造時の冷延圧下率を高圧下とし、さらにコイル内の均質性を高めるために巻取温度の低温化を図った場合に、２ピース缶に必要な加工性が劣化する場合があった。
【０００６】
一方、従来より、特殊元素を添加しないで良好な加工性を確保する方法として、焼鈍中のＡｌＮの析出により集合組織制御を利用する方法が知られている。しかし、この方法は焼鈍中にＡｌＮを析出させるため比較的遅い加熱速度が必要であり、焼鈍方法としては一般に箱焼鈍法が採用され、連続焼鈍ではその加熱速度が速いためＡｌＮによる集合組織制御を利用することは難しいとされていた。
【０００７】
しかるに、連続焼鈍でもＡｌＮによる集合組織制御を利用して加工性を改善するための技術が、特開昭６３−２３０８４８号公報に提案されている。この技術は、Ｃ≦０．００３ｗｔ ％、Ｍｎ：０．０９〜０．８ｗｔ ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０６〜０．１２ｗｔ％、Ｎ：０．００５ 〜０．０１１ｗｔ ％とした素材を用い、熱間圧延後 ５６０℃以下の温度で巻取り、冷間圧延後 ４００℃〜７００ ℃の間の平均昇温速度１〜２０℃／ｓｅｃ、最高加熱温度７００ ℃〜９００ ℃の条件で連続焼鈍することにより良好な加工性を確保しようとするものである。この方法では、０．０６ｗｔ％未満のｓｏｌ．Ａｌ量では焼鈍中のＡｌＮの形成が遅く集合組織の制御ができないと考え、焼鈍中の析出を促進するため０．０６ｗｔ％以上の多量のＡｌを添加する必要があるとしている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、この方法によって製造した場合、多量のＡｌを添加することにより熱延中のＡｌＮの析出も促進されるため、焼鈍前の固溶Ｎ量の制御が難しくなり、集合組織制御に支障をきたすだけでなく、材質のばらつきが大きくなり、また多量のＡｌ添加がコストアップにもつながるという問題があった。
【０００９】
そこで、本発明の目的は、上記した従来の技術が抱えていた問題を解決した缶用高強度薄鋼板の製造技術を提案することにある。
本発明の他の目的は、高強度を有し、そのうえ加工性とくに高ｒ値で、ｒ値の面内異方性（以下、「Δｒ」と略記する）が小さい缶用薄鋼板の連続焼鈍による製造技術を提案することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究した結果、多量のＭｎ及びＮを含有する鋼組成の極低炭素鋼を素材とし、熱延条件を制御することにより、焼鈍前の鋼中に多量の固溶Ｎを残存させることが可能となること、この固溶Ｎを連続焼鈍中に微細なＡｌＮとして析出させれば、弊害のある多量のＡｌを添加することなく、加工性に有利な再結晶の集合組織制御が可能となることを見いだし、本発明に想到した。
【００１１】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１） Ｃ：０．００４ ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．０２ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ｗｔ％、 Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．０２０ 〜０．０５ｗｔ％、 Ｎ：０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％を含み、
上記ＡｌおよびＮは、ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ：２．０ 超えの関係を満して含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、Ａｒ３ 変態点以上の終了温度で熱間圧延し、引き続き１０℃／ｓｅｃ 以上の速度で６５０ ℃以下まで冷却した後、５５０ 〜４００ ℃の温度範囲で巻き取り、脱スケールを経て、８２％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、再結晶温度以上の温度範囲で連続焼鈍し、次いで調質圧延することを特徴とする異方性が小さい高強度缶用薄鋼板の製造方法。
【００１２】
（２） Ｃ：０．００４ ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．０２ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ｗｔ％、 Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．０５ｗｔ％、 Ｎ：０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％
Ｎｂ：０．０４ｗｔ％以下を含み、
上記ＡｌおよびＮは、ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ＞２．０ の関係を、
また、上記ＣおよびＮｂは、（ｗｔ％Ｃ−０．００１０）≦ｗｔ％Ｎｂ×１２／９３の関係を満して含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、Ａｒ３ 変態点以上の終了温度で熱間圧延し、引き続き１０℃／ｓｅｃ 以上の速度で６５０ ℃以下まで冷却した後、５５０ 〜４００ ℃の温度範囲で巻き取り、脱スケールを経て、８２％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、再結晶温度以上の温度範囲で連続焼鈍し、次いで調質圧延することを特徴とする異方性が小さい高強度缶用薄鋼板の製造方法。
【００１３】
【作用】
上記の本発明方法によれば、高強度を有し、耐時効性に優れるとともに、加工性とくにΔｒが小さく、しかも高Ａｌに起因する弊害を抑制した薄鋼板が連続焼鈍で製造することができるのである。
このように、連続焼鈍でもＡｌＮによる集合組織制御が可能となった理由は必ずしも明らかではないが、極低炭素鋼を素材としているため炭化物等の再結晶の起点となる部分が少なくＡｌＮの再結晶に対する影響が大きくなったことが考えられる。また、多量のＡｌを添加しなくてもＡｌＮによる集合組織制御が可能となった理由としては、成分及び熱延条件の調整により焼鈍前に多量の固溶Ｎを確保できたこと、Ｍｎの添加及び比較的高い冷延圧下率により連続焼鈍中のＡｌＮの析出が促進されたこと等が考えられる。しかも、本発明法によれば焼鈍中に微細なＡｌＮが析出するので、析出強化による鋼板の強度上昇も達成できる。
なお、この発明では、特にＮを多量に添加することとなるが、添加したＮは基本的にＡｌＮとして析出させるので、Ｎ起因による時効性の問題は生じない。これに加え、発明に適合する鋼は、非常に微細なＡｌＮが多量に存在し、ＡｌＮが少量しか存在しない通常の極低炭素鋼にくらべ降伏伸びの発生量は少ないという利点も有している。この理由は、微細なＡｌＮが転位の起点を多く与えているためと考えられる。
【００１４】
以下に、本発明における各限定理由について、まず成分組成について説明する。
Ｃ：０．００４ ｗｔ％以下
Ｃは、連続焼鈍法で製造する際に、ＡｌＮ の析出を利用した集合組織制御による加工性とくにｒ値特性の向上に対して悪影響を及ぼす。このようなＣの悪影響は、０．００４ ｗｔ％を超えると顕著になるのでその上限は、０．００４ ｗｔ％とする。また、このＣは、耐時効性を低下させる作用があるので、焼付硬化量（ＢＨ量）に換算して１ｋｇ／ｍｍ２以下の耐時効性を確保する必要がある場合には、０．００１０ｗｔ％以下にすることが望ましい。
しかし、０．０００３ｗｔ％未満では粒径の粗大化によって加工後の表面に肌荒れ、いわゆるオレンジピール現象が顕在化する恐れがあるので、下限は０．０００３ｗｔ％以上とするのが好ましい。
【００１５】
Ｓｉ：０．０２ｗｔ％以下
Ｓｉは、鋼を強化させる元素であるが、加工性の低下、耐食性の低下を招くので、極力低下させることが望ましく、その量は、０．０２ｗｔ％まで許容できる。
【００１６】
Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ｗｔ％
Ｍｎは、鋼の強化に必要な元素であるとともに、熱間圧延中のＮの析出を抑え連続焼鈍前の固溶Ｎを確保し、連続焼鈍中のＡｌＮの析出促進に寄与する重要な元素である。Ｍｎのこのような連続焼鈍前の固溶Ｎに及ぼす効果の機構の詳細については必ずしも明らかではないが、Ｍｎが熱間圧延時のＡｒ３ 変態点を低下させることに関係しているものと思われる。これらの効果を得るための、Ｍｎ添加量は少なくとも０．５ ｗｔ％は必要であるが、Ｍｎ含有量が３．０ ｗｔ％を超えると、熱延母板が著しく硬化し、冷延が困難になる。したがって、Ｍｎ添加量は、０．５ 〜３．０ ｗｔ％、好ましくは０．５ 〜２．５ ｗｔ％とする。
【００１７】
Ｐ：０．０２ｗｔ％以下
Ｐは、Ｓｉと同様に鋼を強化させる元素であるが、加工性の低下、耐食性の低下を招くので、極力低下させることが望ましいく、その上限を０．０２ｗｔ％とする。
【００１８】
Ａｌ：０．０２〜０．０５ｗｔ％
Ａｌは、ＮをＡｌＮとして析出させるために必要な元素である。Ａｌ添加量が、０．０２ｗｔ％未満では連続焼鈍中におけるＡｌＮの析出が不十分であり、一方０．０５ｗｔ％を超えた場合には、熱間圧延中のＡｌＮの析出が多くなり、連続焼鈍時のＡｌＮの析出を利用した集合組織制御、強度上昇に支障をきたすばかりでなく、熱延中のコイル内の熱履歴の差によりＡｌＮの析出が影響を受け、材質のばらつきの原因となる。したがって、Ａｌ添加量は０．０２〜０．０５ｗｔ％、好ましくは０．０２〜０．０４ｗｔ％とする。
【００１９】
Ｎ：０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％
Ｎは、集合組織制御を行い、鋼板のｒ値特性を改善するために重要な元素である。すなわち、連続焼鈍中に微細なＡｌＮを多数析出させることにより、集合組織制御が可能となるのである。またＮは、微細なＡｌＮによる析出強化作用をももたらす元素である。Ｎ含有量が、０．００８ ｗｔ％未満では、ＡｌＮの析出が遅延して上記の効果が得られないばかりか、固溶Ｎの残存のために時効性を劣化させることになる。一方、０．０２４ ｗｔ％を超えて添加しても、効果が飽和するのみでなく、製鋼の連続鋳造時に欠陥を生ずる危険性が高まるので望ましくない。したがって、Ｎの添加量は０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％、望ましくは０．００８ 〜０．０１８ ｗｔ％の範囲とする。
【００２０】
ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ＞２．０
Ａｌ含有量とＮ含有量との比は、鋼中に多量添加したＮを連続焼鈍中にＡｌＮとして析出させるために重要な要件であり、ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ＞２．０ とすることにより、鋼中のＮを完全にＡｌＮとして析出させることが可能となる。
【００２１】
Ｎｂ：０．０４ｗｔ％以下
Ｎｂは、耐時効性を改善する元素であり、とくに厳しい時効性の管理が必要な場合に、必要に応じて添加される。Ｎｂ添加量が０．０４ｗｔ％を超えると、再結晶温度が上昇して連続焼鈍時の焼鈍条件が難しくなるのみならず、ＮｂがＮを固定しＡｌＮの析出を阻害するので、上限は０．０４ｗｔ％とする。
【００２２】
（ｗｔ％Ｃ−０．００１０）≦ｗｔ％Ｎｂ×１２／９３
Ｎｂを添加するにあたっては、ＮｂとＣは、（ｗｔ％Ｃ−０．００１０）≦ｗｔ％Ｎｂ×１２／９３を満足する必要がある。なぜなら、Ｎｂ量が、上記関係式に満たない量では、時効性を完全に防止できないからである。
【００２３】
本発明に従う薄鋼板は、上記の化学組成と製造条件の最適化された組合せによってはじめて得られる。次に、製造方法について説明する。
【００２４】
・熱間圧延の終了温度：Ａｒ３ 変態点以上
熱間圧延の終了温度が、Ａｒ３ 変態点を下回りフェライト域で圧延を行うと熱延板におけるＡｌＮの析出が促進されるため、冷延後の連続焼鈍中のＡｌＮによる集合組織制御が難しくなる。したがって、圧延終了温度はＡｒ３ 変態点以上とする。
この圧延仕上げ温度がＡｒ３ 変態点以上の場合において、特にＮｂを添加した場合に、Ｎが熱延中にＮｂで固定されてしまい、焼鈍前の固溶Ｎ量が減少するばかりでなく、Ｎｂ添加による時効量低減の効果も小さくなる傾向にあるので、８７０ ℃以上で熱間圧延を終了することが好ましい。
一方、圧延終了温度が９８０ ℃以上になると熱延板の結晶粒径が粗大化し、ｒ値を低下させる傾向にあるため好ましくなく、９８０ ℃以下で熱間圧延を終了することが望ましい。
【００２５】
・冷却：１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で６５０ ℃以下まで冷却
熱延終了からＡｌＮの析出が起こりやすい６５０ ℃までの温度域では、冷却速度を極力大きくすることが、熱延板でのＡｌＮの析出を抑える観点から必要である。
この冷却速度が１０℃／ｓｅｃ 未満では、本発明鋼のようにＭｎを添加することにより、熱延板でのＡｌＮ析出をおこりにくくした素材でも、冷却中にＡｌＮが析出、あるいはＡｌＮの析出核が形成されるためと考えれるが、熱延板でのＡｌＮの析出が促進され、Ｎを添加した効果を十分発揮させることができない。したがって、熱延終了から６５０ ℃に至るまでの温度範囲では、冷却速度を１０℃／ｓｅｃ、好ましくは２０℃／ｓｅｃ以上とする。
【００２６】
・巻き取り温度：５５０ 〜４００ ℃
巻き取り温度が、５５０ ℃を超えるとコイル長手方向の材質ばらつきが大きくなり、製品の材質均一性を確保するために先後端を切り捨てる量が多くなり、歩留りが低下する。また、巻き取り温度が高いとＡｌＮが熱延板中に粗大に析出し、連続焼鈍時の集合組織制御、強度上昇へのＡｌＮの寄与が小さくなる。従って、巻き取り温度の上限は５５０ ℃とする。一方、巻き取り温度が４００ ℃未満になると通常の熱間圧延装置では鋼板形状が悪化する傾向にあり、次工程の酸洗、冷延に支障をきたす。従って、巻き取り温度は５５０ ℃〜４００ ℃の温度範囲とする。
【００２７】
・冷間圧延の圧下率：８２％以上
熱間圧延後の鋼板は脱スケール（酸洗）を経て、冷間圧延後、再結晶温度以上で連続焼鈍される。本発明では、熱延板を低温で巻き取るため、酸洗性は非常に良好である。
冷延圧下率は、良好な絞り加工性を得るために、また連続焼鈍時のＡｌＮ析出を促進するため８２％以上、望ましくは８６％以上とする。
【００２８】
・焼鈍温度
連続焼鈍は再結晶により加工性の改善をはかるために、少なくとも再結晶温度以上の温度での焼鈍は必要である。この焼鈍中にＡｌＮを微細に、完全に析出させるためには、７２０ ℃以上の比較的高温で焼鈍することが好ましい。ただし、その焼鈍温度が高すぎると連続焼鈍時にヒートバックルや板破断等の欠陥を生じる危険性が高くなるため、その温度は８４０ ℃以下とすることが好ましい。
なお、連続焼鈍の加熱速度は１〜１００ ℃／ｓｅｃ程度の範囲であればその影響は小さく、安定した材質を確保できる。
【００２９】
・調質圧延の圧下率：４０％以下
焼鈍したままの状態では降伏点伸びが存在して材質が安定しないため、この鋼板に対して調質圧延を施す必要がある。調質圧延の効果を考慮して、その圧下率は１％以上とすることが好ましく、５％以上の強圧下の調質圧延を施すことによりさらなる高強度化が可能である。強圧下で調質圧延を行うことにより、ＢＨは低下する傾向にあり、時効性も改善できる。一方、その圧下率が４０％を超えると鋼板が硬質化して冷延が困難になることに加え鋼板の形状悪化が顕在化して好ましくない。従って、調質圧延の圧下率は１〜４０％が好ましく、さらに好ましくは５〜４０％にするのがよい。
【００３０】
以上説明した本発明法による効果は、鋼板の厚みが、板厚０．２９ｍｍ以下の場合に有利に適用できる。
また、上記の鋼板としてはすずめっき鋼板をはじめとしてティンフリー鋼板、複合めっき鋼板など各種の缶用鋼板の製造において有利に適合する。
【００３１】
【実施例】
転炉により溶製した表１に示す成分組成になる鋼スラブ（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を、同じく表１に示す条件のもとで熱間圧延、酸洗、さらに冷間圧延し、平均加熱速度：２０〜３０℃／ｓｅｃで７４０ 〜８００ ℃の温度域で連続焼鈍を行い、その後調質圧延を行った。その後、ハロゲンタイプの電気すずめっきラインにて２５番相当のすずめっきを施してぶりきに仕上げた。
【００３２】
【表１】
【００３３】
得られた薄鋼板について、引張強さ（ＴＳ）、ｒ値、Δｒ、ＢＨ性を調査した。その結果を表２に示す。
ここに、引張特性はＪＩＳ５号引張試験片を用いた試験にて、ＢＨ（焼付硬化指数）は、鋼板に２％予歪みを付与したのち、１７０℃×２０ｍｉｎ の時効処理を行い、時効前後の変形応力の変化量で評価した。
ここで、ｒ値、Δｒは、次式によって定義される。
ｒ＝（ｒＬ ＋２ｒＤ ＋ｒＣ ）／４
Δｒ＝（ｒＬ −２ｒＤ ＋ ｒＣ ）／２
ただし、ｒＬ 、ｒＤ およびｒＣ は、それぞれ圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に対して９０°の方向のランクフォード値を表す。なお、ｒ値、Δｒは簡易測定法である”モジュル−ｒ”により求めた。
【００３４】
【表２】
【００３５】
表１、２から明らかなように、この発明法に従って製造した鋼板では、Ｎｂ無添加でもΔｒが小さく、高強度化を達成することができ、缶用薄鋼板として望ましい結果を得ることができた。また、連続焼鈍後の調質圧延の圧下率を大きくすることにより、さらなる高強度化を達成することができるだけでなく、Ｃ量を低減あるいはＮｂの適正量の添加により、ＢＨを１ｋｇｆ／ｍｍ２ 以下にでき、耐時効性が大きく改善されることも確かめられた。
さらに、本実施例サンプルについてすずめっき後、リフロー処理（溶錫化処理）を連続して施し、ぶりきに仕上げ、続いて塗装焼付け後、溶接試験及びフランジ加工を行い、溶接熱影響部（ＨＡＺ）割れの有無を評価したが、溶接性、及び溶接後の加工性とも問題なく、良好な結果を示し、３ピース溶接缶に用いる場合でも問題ないことが確かめられた。
【００３６】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度を有し、耐時効性に優れ、そのうえ加工性とくにｒ値の面内異方性（Δｒ）が小さい缶用薄鋼板が製造可能となる。
また、本発明によれば、上記諸特性に加えて、高Ａｌ量に起因する材質のばらつきを抑制した缶用薄鋼板が製造可能となる。
しかも、本発明によれば、これらの特性を備えた高強度薄鋼板が、低温巻き取りで、かつ連続焼鈍法で製造可能となるので、歩留り、生産性の向上が可能となり、産業の進歩への寄与は極めて大きい。
【産業上の利用分野】
本発明は、主としてぶりき（電気錫めっき）やティンフリースチールなどの表面処理を施して使用される缶用薄鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、缶用鋼板、とくに飲料用の缶用鋼板においては、省資源、軽量化の観点から使用するぶりき原板の板厚の減少、すなわち薄肉化が進んでいる。これに伴い、缶強度の確保の観点から、強度が高い鋼板が求められるようになってきた。また、２ピース缶に適用する鋼板に対しては、特に絞り性などの加工性が優れていることが求められていた。
【０００３】
ところで、このような高強度と良好な加工性を備えた鋼板を製造するための技術が、これまでにもいくつか提案されている。
例えば、特開平２−１１８０２７号公報に開示の技術は、極低炭素鋼スラブを熱延、冷延、酸洗後、圧下率８５〜９０％で冷延し、続いて連続焼鈍を施し、その後圧下率１５〜４５％で調質圧延を行うことにより、鋼板を強化しようとするものである。
しかしながら、この方法では原板が軟質の極低炭素鋼であるために、高強度を得るためには、焼鈍後に比較的高い２次冷延圧下率が必ず必要となり、生産効率の低下が問題であった。
【０００４】
また、鋼板の強度を向上させる技術が、例えば特開平２−１１８０２５号公報に、提案されている。この技術は、Ｎの添加と焼鈍後の２次冷延とを組み合わせたものであるが、この方法では、大きなゲージダウンが要求される用途に対しては、強度レベルが不十分となる場合があった。また、この方法で製造した場合には、２ピース缶のような加工度の大きい用途において、加工性とくにｒ値の面内異方性が大きいという問題も生じていた。
【０００５】
さらに、特開平６−１１６６８２号公報には、Ｃ≦０．０１５ｗｔ％の極低炭素鋼に強化元素としてＭｎ、Ｓｉ、ＰのほかにＰ等を添加したうえ、Ｎの固溶強化能を利用して焼付硬化性を付与する高強度缶用鋼板についての技術が提案されている。
しかし、この鋼板は、Ｎｂの添加を必須としているのでコストアップになるのみでなく、固溶Ｎによる歪み時効強化を利用して強度上昇を図っているため、時効性が問題となるような用途に対しては適用できないという問題があった。
また、この鋼板では、薄肉化の要求に対応して製造時の冷延圧下率を高圧下とし、さらにコイル内の均質性を高めるために巻取温度の低温化を図った場合に、２ピース缶に必要な加工性が劣化する場合があった。
【０００６】
一方、従来より、特殊元素を添加しないで良好な加工性を確保する方法として、焼鈍中のＡｌＮの析出により集合組織制御を利用する方法が知られている。しかし、この方法は焼鈍中にＡｌＮを析出させるため比較的遅い加熱速度が必要であり、焼鈍方法としては一般に箱焼鈍法が採用され、連続焼鈍ではその加熱速度が速いためＡｌＮによる集合組織制御を利用することは難しいとされていた。
【０００７】
しかるに、連続焼鈍でもＡｌＮによる集合組織制御を利用して加工性を改善するための技術が、特開昭６３−２３０８４８号公報に提案されている。この技術は、Ｃ≦０．００３ｗｔ ％、Ｍｎ：０．０９〜０．８ｗｔ ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０６〜０．１２ｗｔ％、Ｎ：０．００５ 〜０．０１１ｗｔ ％とした素材を用い、熱間圧延後 ５６０℃以下の温度で巻取り、冷間圧延後 ４００℃〜７００ ℃の間の平均昇温速度１〜２０℃／ｓｅｃ、最高加熱温度７００ ℃〜９００ ℃の条件で連続焼鈍することにより良好な加工性を確保しようとするものである。この方法では、０．０６ｗｔ％未満のｓｏｌ．Ａｌ量では焼鈍中のＡｌＮの形成が遅く集合組織の制御ができないと考え、焼鈍中の析出を促進するため０．０６ｗｔ％以上の多量のＡｌを添加する必要があるとしている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、この方法によって製造した場合、多量のＡｌを添加することにより熱延中のＡｌＮの析出も促進されるため、焼鈍前の固溶Ｎ量の制御が難しくなり、集合組織制御に支障をきたすだけでなく、材質のばらつきが大きくなり、また多量のＡｌ添加がコストアップにもつながるという問題があった。
【０００９】
そこで、本発明の目的は、上記した従来の技術が抱えていた問題を解決した缶用高強度薄鋼板の製造技術を提案することにある。
本発明の他の目的は、高強度を有し、そのうえ加工性とくに高ｒ値で、ｒ値の面内異方性（以下、「Δｒ」と略記する）が小さい缶用薄鋼板の連続焼鈍による製造技術を提案することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究した結果、多量のＭｎ及びＮを含有する鋼組成の極低炭素鋼を素材とし、熱延条件を制御することにより、焼鈍前の鋼中に多量の固溶Ｎを残存させることが可能となること、この固溶Ｎを連続焼鈍中に微細なＡｌＮとして析出させれば、弊害のある多量のＡｌを添加することなく、加工性に有利な再結晶の集合組織制御が可能となることを見いだし、本発明に想到した。
【００１１】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１） Ｃ：０．００４ ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．０２ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ｗｔ％、 Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．０２０ 〜０．０５ｗｔ％、 Ｎ：０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％を含み、
上記ＡｌおよびＮは、ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ：２．０ 超えの関係を満して含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、Ａｒ３ 変態点以上の終了温度で熱間圧延し、引き続き１０℃／ｓｅｃ 以上の速度で６５０ ℃以下まで冷却した後、５５０ 〜４００ ℃の温度範囲で巻き取り、脱スケールを経て、８２％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、再結晶温度以上の温度範囲で連続焼鈍し、次いで調質圧延することを特徴とする異方性が小さい高強度缶用薄鋼板の製造方法。
【００１２】
（２） Ｃ：０．００４ ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．０２ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ｗｔ％、 Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．０５ｗｔ％、 Ｎ：０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％
Ｎｂ：０．０４ｗｔ％以下を含み、
上記ＡｌおよびＮは、ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ＞２．０ の関係を、
また、上記ＣおよびＮｂは、（ｗｔ％Ｃ−０．００１０）≦ｗｔ％Ｎｂ×１２／９３の関係を満して含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、Ａｒ３ 変態点以上の終了温度で熱間圧延し、引き続き１０℃／ｓｅｃ 以上の速度で６５０ ℃以下まで冷却した後、５５０ 〜４００ ℃の温度範囲で巻き取り、脱スケールを経て、８２％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、再結晶温度以上の温度範囲で連続焼鈍し、次いで調質圧延することを特徴とする異方性が小さい高強度缶用薄鋼板の製造方法。
【００１３】
【作用】
上記の本発明方法によれば、高強度を有し、耐時効性に優れるとともに、加工性とくにΔｒが小さく、しかも高Ａｌに起因する弊害を抑制した薄鋼板が連続焼鈍で製造することができるのである。
このように、連続焼鈍でもＡｌＮによる集合組織制御が可能となった理由は必ずしも明らかではないが、極低炭素鋼を素材としているため炭化物等の再結晶の起点となる部分が少なくＡｌＮの再結晶に対する影響が大きくなったことが考えられる。また、多量のＡｌを添加しなくてもＡｌＮによる集合組織制御が可能となった理由としては、成分及び熱延条件の調整により焼鈍前に多量の固溶Ｎを確保できたこと、Ｍｎの添加及び比較的高い冷延圧下率により連続焼鈍中のＡｌＮの析出が促進されたこと等が考えられる。しかも、本発明法によれば焼鈍中に微細なＡｌＮが析出するので、析出強化による鋼板の強度上昇も達成できる。
なお、この発明では、特にＮを多量に添加することとなるが、添加したＮは基本的にＡｌＮとして析出させるので、Ｎ起因による時効性の問題は生じない。これに加え、発明に適合する鋼は、非常に微細なＡｌＮが多量に存在し、ＡｌＮが少量しか存在しない通常の極低炭素鋼にくらべ降伏伸びの発生量は少ないという利点も有している。この理由は、微細なＡｌＮが転位の起点を多く与えているためと考えられる。
【００１４】
以下に、本発明における各限定理由について、まず成分組成について説明する。
Ｃ：０．００４ ｗｔ％以下
Ｃは、連続焼鈍法で製造する際に、ＡｌＮ の析出を利用した集合組織制御による加工性とくにｒ値特性の向上に対して悪影響を及ぼす。このようなＣの悪影響は、０．００４ ｗｔ％を超えると顕著になるのでその上限は、０．００４ ｗｔ％とする。また、このＣは、耐時効性を低下させる作用があるので、焼付硬化量（ＢＨ量）に換算して１ｋｇ／ｍｍ２以下の耐時効性を確保する必要がある場合には、０．００１０ｗｔ％以下にすることが望ましい。
しかし、０．０００３ｗｔ％未満では粒径の粗大化によって加工後の表面に肌荒れ、いわゆるオレンジピール現象が顕在化する恐れがあるので、下限は０．０００３ｗｔ％以上とするのが好ましい。
【００１５】
Ｓｉ：０．０２ｗｔ％以下
Ｓｉは、鋼を強化させる元素であるが、加工性の低下、耐食性の低下を招くので、極力低下させることが望ましく、その量は、０．０２ｗｔ％まで許容できる。
【００１６】
Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ｗｔ％
Ｍｎは、鋼の強化に必要な元素であるとともに、熱間圧延中のＮの析出を抑え連続焼鈍前の固溶Ｎを確保し、連続焼鈍中のＡｌＮの析出促進に寄与する重要な元素である。Ｍｎのこのような連続焼鈍前の固溶Ｎに及ぼす効果の機構の詳細については必ずしも明らかではないが、Ｍｎが熱間圧延時のＡｒ３ 変態点を低下させることに関係しているものと思われる。これらの効果を得るための、Ｍｎ添加量は少なくとも０．５ ｗｔ％は必要であるが、Ｍｎ含有量が３．０ ｗｔ％を超えると、熱延母板が著しく硬化し、冷延が困難になる。したがって、Ｍｎ添加量は、０．５ 〜３．０ ｗｔ％、好ましくは０．５ 〜２．５ ｗｔ％とする。
【００１７】
Ｐ：０．０２ｗｔ％以下
Ｐは、Ｓｉと同様に鋼を強化させる元素であるが、加工性の低下、耐食性の低下を招くので、極力低下させることが望ましいく、その上限を０．０２ｗｔ％とする。
【００１８】
Ａｌ：０．０２〜０．０５ｗｔ％
Ａｌは、ＮをＡｌＮとして析出させるために必要な元素である。Ａｌ添加量が、０．０２ｗｔ％未満では連続焼鈍中におけるＡｌＮの析出が不十分であり、一方０．０５ｗｔ％を超えた場合には、熱間圧延中のＡｌＮの析出が多くなり、連続焼鈍時のＡｌＮの析出を利用した集合組織制御、強度上昇に支障をきたすばかりでなく、熱延中のコイル内の熱履歴の差によりＡｌＮの析出が影響を受け、材質のばらつきの原因となる。したがって、Ａｌ添加量は０．０２〜０．０５ｗｔ％、好ましくは０．０２〜０．０４ｗｔ％とする。
【００１９】
Ｎ：０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％
Ｎは、集合組織制御を行い、鋼板のｒ値特性を改善するために重要な元素である。すなわち、連続焼鈍中に微細なＡｌＮを多数析出させることにより、集合組織制御が可能となるのである。またＮは、微細なＡｌＮによる析出強化作用をももたらす元素である。Ｎ含有量が、０．００８ ｗｔ％未満では、ＡｌＮの析出が遅延して上記の効果が得られないばかりか、固溶Ｎの残存のために時効性を劣化させることになる。一方、０．０２４ ｗｔ％を超えて添加しても、効果が飽和するのみでなく、製鋼の連続鋳造時に欠陥を生ずる危険性が高まるので望ましくない。したがって、Ｎの添加量は０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％、望ましくは０．００８ 〜０．０１８ ｗｔ％の範囲とする。
【００２０】
ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ＞２．０
Ａｌ含有量とＮ含有量との比は、鋼中に多量添加したＮを連続焼鈍中にＡｌＮとして析出させるために重要な要件であり、ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ＞２．０ とすることにより、鋼中のＮを完全にＡｌＮとして析出させることが可能となる。
【００２１】
Ｎｂ：０．０４ｗｔ％以下
Ｎｂは、耐時効性を改善する元素であり、とくに厳しい時効性の管理が必要な場合に、必要に応じて添加される。Ｎｂ添加量が０．０４ｗｔ％を超えると、再結晶温度が上昇して連続焼鈍時の焼鈍条件が難しくなるのみならず、ＮｂがＮを固定しＡｌＮの析出を阻害するので、上限は０．０４ｗｔ％とする。
【００２２】
（ｗｔ％Ｃ−０．００１０）≦ｗｔ％Ｎｂ×１２／９３
Ｎｂを添加するにあたっては、ＮｂとＣは、（ｗｔ％Ｃ−０．００１０）≦ｗｔ％Ｎｂ×１２／９３を満足する必要がある。なぜなら、Ｎｂ量が、上記関係式に満たない量では、時効性を完全に防止できないからである。
【００２３】
本発明に従う薄鋼板は、上記の化学組成と製造条件の最適化された組合せによってはじめて得られる。次に、製造方法について説明する。
【００２４】
・熱間圧延の終了温度：Ａｒ３ 変態点以上
熱間圧延の終了温度が、Ａｒ３ 変態点を下回りフェライト域で圧延を行うと熱延板におけるＡｌＮの析出が促進されるため、冷延後の連続焼鈍中のＡｌＮによる集合組織制御が難しくなる。したがって、圧延終了温度はＡｒ３ 変態点以上とする。
この圧延仕上げ温度がＡｒ３ 変態点以上の場合において、特にＮｂを添加した場合に、Ｎが熱延中にＮｂで固定されてしまい、焼鈍前の固溶Ｎ量が減少するばかりでなく、Ｎｂ添加による時効量低減の効果も小さくなる傾向にあるので、８７０ ℃以上で熱間圧延を終了することが好ましい。
一方、圧延終了温度が９８０ ℃以上になると熱延板の結晶粒径が粗大化し、ｒ値を低下させる傾向にあるため好ましくなく、９８０ ℃以下で熱間圧延を終了することが望ましい。
【００２５】
・冷却：１０℃／ｓｅｃ 以上の冷却速度で６５０ ℃以下まで冷却
熱延終了からＡｌＮの析出が起こりやすい６５０ ℃までの温度域では、冷却速度を極力大きくすることが、熱延板でのＡｌＮの析出を抑える観点から必要である。
この冷却速度が１０℃／ｓｅｃ 未満では、本発明鋼のようにＭｎを添加することにより、熱延板でのＡｌＮ析出をおこりにくくした素材でも、冷却中にＡｌＮが析出、あるいはＡｌＮの析出核が形成されるためと考えれるが、熱延板でのＡｌＮの析出が促進され、Ｎを添加した効果を十分発揮させることができない。したがって、熱延終了から６５０ ℃に至るまでの温度範囲では、冷却速度を１０℃／ｓｅｃ、好ましくは２０℃／ｓｅｃ以上とする。
【００２６】
・巻き取り温度：５５０ 〜４００ ℃
巻き取り温度が、５５０ ℃を超えるとコイル長手方向の材質ばらつきが大きくなり、製品の材質均一性を確保するために先後端を切り捨てる量が多くなり、歩留りが低下する。また、巻き取り温度が高いとＡｌＮが熱延板中に粗大に析出し、連続焼鈍時の集合組織制御、強度上昇へのＡｌＮの寄与が小さくなる。従って、巻き取り温度の上限は５５０ ℃とする。一方、巻き取り温度が４００ ℃未満になると通常の熱間圧延装置では鋼板形状が悪化する傾向にあり、次工程の酸洗、冷延に支障をきたす。従って、巻き取り温度は５５０ ℃〜４００ ℃の温度範囲とする。
【００２７】
・冷間圧延の圧下率：８２％以上
熱間圧延後の鋼板は脱スケール（酸洗）を経て、冷間圧延後、再結晶温度以上で連続焼鈍される。本発明では、熱延板を低温で巻き取るため、酸洗性は非常に良好である。
冷延圧下率は、良好な絞り加工性を得るために、また連続焼鈍時のＡｌＮ析出を促進するため８２％以上、望ましくは８６％以上とする。
【００２８】
・焼鈍温度
連続焼鈍は再結晶により加工性の改善をはかるために、少なくとも再結晶温度以上の温度での焼鈍は必要である。この焼鈍中にＡｌＮを微細に、完全に析出させるためには、７２０ ℃以上の比較的高温で焼鈍することが好ましい。ただし、その焼鈍温度が高すぎると連続焼鈍時にヒートバックルや板破断等の欠陥を生じる危険性が高くなるため、その温度は８４０ ℃以下とすることが好ましい。
なお、連続焼鈍の加熱速度は１〜１００ ℃／ｓｅｃ程度の範囲であればその影響は小さく、安定した材質を確保できる。
【００２９】
・調質圧延の圧下率：４０％以下
焼鈍したままの状態では降伏点伸びが存在して材質が安定しないため、この鋼板に対して調質圧延を施す必要がある。調質圧延の効果を考慮して、その圧下率は１％以上とすることが好ましく、５％以上の強圧下の調質圧延を施すことによりさらなる高強度化が可能である。強圧下で調質圧延を行うことにより、ＢＨは低下する傾向にあり、時効性も改善できる。一方、その圧下率が４０％を超えると鋼板が硬質化して冷延が困難になることに加え鋼板の形状悪化が顕在化して好ましくない。従って、調質圧延の圧下率は１〜４０％が好ましく、さらに好ましくは５〜４０％にするのがよい。
【００３０】
以上説明した本発明法による効果は、鋼板の厚みが、板厚０．２９ｍｍ以下の場合に有利に適用できる。
また、上記の鋼板としてはすずめっき鋼板をはじめとしてティンフリー鋼板、複合めっき鋼板など各種の缶用鋼板の製造において有利に適合する。
【００３１】
【実施例】
転炉により溶製した表１に示す成分組成になる鋼スラブ（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を、同じく表１に示す条件のもとで熱間圧延、酸洗、さらに冷間圧延し、平均加熱速度：２０〜３０℃／ｓｅｃで７４０ 〜８００ ℃の温度域で連続焼鈍を行い、その後調質圧延を行った。その後、ハロゲンタイプの電気すずめっきラインにて２５番相当のすずめっきを施してぶりきに仕上げた。
【００３２】
【表１】
得られた薄鋼板について、引張強さ（ＴＳ）、ｒ値、Δｒ、ＢＨ性を調査した。その結果を表２に示す。
ここに、引張特性はＪＩＳ５号引張試験片を用いた試験にて、ＢＨ（焼付硬化指数）は、鋼板に２％予歪みを付与したのち、１７０℃×２０ｍｉｎ の時効処理を行い、時効前後の変形応力の変化量で評価した。
ここで、ｒ値、Δｒは、次式によって定義される。
ｒ＝（ｒＬ ＋２ｒＤ ＋ｒＣ ）／４
Δｒ＝（ｒＬ −２ｒＤ ＋ ｒＣ ）／２
ただし、ｒＬ 、ｒＤ およびｒＣ は、それぞれ圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に対して９０°の方向のランクフォード値を表す。なお、ｒ値、Δｒは簡易測定法である”モジュル−ｒ”により求めた。
【００３４】
【表２】
表１、２から明らかなように、この発明法に従って製造した鋼板では、Ｎｂ無添加でもΔｒが小さく、高強度化を達成することができ、缶用薄鋼板として望ましい結果を得ることができた。また、連続焼鈍後の調質圧延の圧下率を大きくすることにより、さらなる高強度化を達成することができるだけでなく、Ｃ量を低減あるいはＮｂの適正量の添加により、ＢＨを１ｋｇｆ／ｍｍ２ 以下にでき、耐時効性が大きく改善されることも確かめられた。
さらに、本実施例サンプルについてすずめっき後、リフロー処理（溶錫化処理）を連続して施し、ぶりきに仕上げ、続いて塗装焼付け後、溶接試験及びフランジ加工を行い、溶接熱影響部（ＨＡＺ）割れの有無を評価したが、溶接性、及び溶接後の加工性とも問題なく、良好な結果を示し、３ピース溶接缶に用いる場合でも問題ないことが確かめられた。
【００３６】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度を有し、耐時効性に優れ、そのうえ加工性とくにｒ値の面内異方性（Δｒ）が小さい缶用薄鋼板が製造可能となる。
また、本発明によれば、上記諸特性に加えて、高Ａｌ量に起因する材質のばらつきを抑制した缶用薄鋼板が製造可能となる。
しかも、本発明によれば、これらの特性を備えた高強度薄鋼板が、低温巻き取りで、かつ連続焼鈍法で製造可能となるので、歩留り、生産性の向上が可能となり、産業の進歩への寄与は極めて大きい。
Claims (2)
- Ｃ：０．００４ ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．０２ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ｗｔ％、 Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．０２０ 〜０．０５ｗｔ％、 Ｎ：０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％を含み、
上記ＡｌおよびＮは、ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ：２．０ 超えの関係を満して含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、Ａｒ３ 変態点以上の終了温度で熱間圧延し、引き続き１０℃／ｓｅｃ 以上の速度で６５０ ℃以下まで冷却した後、５５０ 〜４００ ℃の温度範囲で巻き取り、脱スケールを経て、８２％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、再結晶温度以上の温度範囲で連続焼鈍し、次いで調質圧延することを特徴とする異方性が小さい高強度缶用薄鋼板の製造方法。 - Ｃ：０．００４ ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．０２ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．５ 〜３．０ ｗｔ％、 Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．０５ｗｔ％、 Ｎ：０．００８ 〜０．０２４ ｗｔ％
Ｎｂ：０．０４ｗｔ％以下を含み、
上記ＡｌおよびＮは、ｗｔ％Ａｌ／ｗｔ％Ｎ＞２．０ の関係を、
また、上記ＣおよびＮｂは、（ｗｔ％Ｃ−０．００１０）≦ｗｔ％Ｎｂ×１２／９３の関係を満して含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、Ａｒ３ 変態点以上の終了温度で熱間圧延し、引き続き１０℃／ｓｅｃ 以上の速度で６５０ ℃以下まで冷却した後、５５０ 〜４００ ℃の温度範囲で巻き取り、脱スケールを経て、８２％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、再結晶温度以上の温度範囲で連続焼鈍し、次いで調質圧延することを特徴とする異方性が小さい高強度缶用薄鋼板の製造方法。
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