JP3632182B2

JP3632182B2 - Method for producing DTR can compatible steel sheet with excellent side wall break resistance

Info

Publication number: JP3632182B2
Application number: JP13736795A
Authority: JP
Inventors: 克己谷川; 佳弘細谷; 克己小島; 幸夫川瀬; 英喜西原
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1995-05-10
Filing date: 1995-05-10
Publication date: 2005-03-23
Anticipated expiration: 2020-03-23
Also published as: JPH08311562A

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明はＤＴＲ（ＤｒａｗａｎｄＴｈｉｎＲｅｄｒａｗ）製缶用途に適合する缶用鋼板の製造方法に関するもので、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（ＤｒａｗａｎｄＩｒｏｎｉｎｇ）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（ＤｒａｗａｎｄＲｅＤｒａｗ）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（ＤｒａｗａｎｄＴｈｉｎＲｅｄｒａｗ）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、鋼板板厚、鋼板のテンパー度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号、特開平７−３４１９３号、特開平７−３４１９４号公報において、ある製造方法の下で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。これら技術では、Ｎｂを添加した鋼板を含めて固溶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、金属組織的に側壁破断の起点となる部分に関しては触れられておらず、側壁破断を根本的に回避するには至らない。
【０００７】
また特開平５−２４７６６９号公報では、焼き入れ性向上のためにＢを添加した鋼板を連続焼鈍の際にフェライト−オーステナイト二相域から急冷することによってミクロ組織をフェライト相と低温変態相の二相組織にし、１回冷圧で十分な高強度を得る技術が開示されている。さらに、特開平４−３３７０４９号公報でＮｂを添加した鋼板において同様にミクロ組織をフェライト相と低温変態相の二相組織にする技術が開示されている。
【０００８】
しかし、このような二相組織では、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いため、十分な耐側壁破断性を得るに至らないものである。
【０００９】
これらの技術に共通するのは、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、２５％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、各種の塗料をプレコートされた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鋼板の製法を提供することを目的とするものである。
【００１２】
図７、図８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）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、ミクロ組織的には、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ものである。
【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）重量％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si＜0.03％、0.4≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.02 ％、0.02≦Sol.Al≦0.1 ％、N≦0.007％、Total-Ｏ≦0.005％、( 3.0×10^-4) ／Ｃ≦Nb≦0.03 ％、10C+Mn≧0.8 ％、S×Ｏ≦4.0×10^-5 ％と、残部Fe及び不可避的不純物からなる熱延素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、再結晶温度以上、Ａｃ₃変態点以下の温度で連続焼鈍し、さらに伸長率０．５〜３％の調質圧延または圧下率５〜４０％のＤＲ圧延を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼板の製造方法、（２）重量％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si＜0.03％、0.4≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.015％、0.02≦sol.Al≦0.1 ％、N≦0.007 ％、( 3.0×10^-4) ／C≦Nb≦0.03% 、Total-Ｏ≦0.0025 ％、10C+Mn≧0.8 ％、S×Ｏ≦2.5×10^-5 ％と、残部Fe及び不可避的不純物からなる熱延素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、再結晶温度以上、Ａｃ₃変態点以下の温度で連続焼鈍し、さらに伸長率０．５〜３％の調質圧延または圧下率５〜４０％のＤＲ圧延を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼板の製造方法、及び（３）（１）〜（２）において、連続焼鈍後に引き続き４００℃未満の温度で過時効処理を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼板鋼板の製造方法である。
【００１６】
【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とその限定理由について以下に述べる。
【００１７】
まず本発明者らは、図７、図８に示した現状のＤＴＲ成形品のミクロ組織に着目し、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と、鋼板製造過程で固相反応によって析出するＭｎＳ、ＡｌＮ、セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の存在と、その析出物の量、サイズ、分布密度など析出形態であることを解明した。
【００１８】
つまり、従来以上に高いレベルの側壁部の薄肉化を達成するためには、析出物の析出形態を規制し、鋼板のミクロ組織自体を適正化することが極めて重要であることを見出した。
【００１９】
すなわち、それらの析出物と母相との界面で微小な割れが発生し、析出形態によっては発生した微小な割れが伝播し易く、ＤＴＲ加工の際に側壁破断に至り易いことを見出した。
【００２０】
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６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。
【００２１】
ｅｔｈ＝１００（ｅ_０ーｅ）／ｅ_０
ただし、ｅ_０は初期板厚、ｅは破断面以外の近傍の板厚である。
【００２２】
また、実験室にてＤＴＲ成形のシミュレーション試験も実施した。円形のブランクを打抜き、クランクプレスを用いた通常の絞り成形によりカップを成形し、このカップを工具条件、しわ抑え力、成形温度を制御した複動型の高速油圧深絞り試験機を用いて、３５０ｃｃ缶相当の２１１径サイズにＤＴＲ成形した。
【００２３】
高速ドロービード試験により求めた限界薄肉化率ｅｔｈとＤＴＲ成形シミュレーション試験により求めた限界薄肉化率Ｒｔｈの関係を図５に示す。同図に示すようにｅｔｈが大きいほど缶胴側壁部の限界薄肉化率が高く、耐側壁破断性に優れていることが確認でき、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。
【００２４】
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。
【００２５】
本発明の鋼板は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。
【００２６】
図１はＣを０．０７％含有し、ＤＲ９相当のテンパー度に調整したＴＦＳのｅｔｈに及ぼすＮｂ添加効果、ｔｏｔａｌＯ量の影響を示したものである。ｔｏｔａｌＯ量を低減することによりｅｔｈは増大し、Ｏ量の低下が薄肉化率ｕｐに有効であることがわかるが、０．０１％のＮｂを添加した鋼板は、Ｏ量にかかわらずＮｂ無添加の従来鋼よりもｅｔｈが大きく、さらにＯ量を０．００５％以下とすることによりｅｔｈは３０％以上となっている。さらにＯ量を０．００２５％以下まで低減すると、ｅｔｈは３５％以上となっている。
【００２７】
これは、Ｎｂ添加によりＴＦＳ原板のフェライト結晶粒径が細粒化したことと、炭化物の析出形態が変化し、炭化物が比較的均一に微細分散したことによるものである。Ｎｂ添加により、熱延時のオーステナイト粒径が細粒化し、変態後のフェライト粒径、冷圧、焼鈍後のフェライト粒径も細粒化する。
【００２８】
Ｎｂ添加鋼板では、Ｃの一部が鉄炭化物に比べ非常に微細な１０〜２０ｎｍ程度のＮｂ炭化物（ＮｂＣ）として析出するため、フェライト細粒化効果との相乗効果により、鉄炭化物のサイズも小さくなり、分布密度が増し平均析出間隔も均一化される。これらの効果により、耐側壁破断性が向上するものと考えられる。
【００２９】
一方、Ｎｂ無添加の従来鋼板では、Ｃは粒界及び粒内にセメンタイト及び一部パーライトとして析出する。このような鉄炭化物は、比較的大きく、サブミクロンまたはミクロンオーダーのサイズを有するため、炭化物と母相の界面が割れの起点となりやすく、ＤＴＲ成形時に多数の微小割れを発生させ、側壁破断の原因となる。
【００３０】
また、Ａｌ_２Ｏ_３系を主体とし、さらにＭｎＯ系、ＣａＯ、ＳｉＯ_２系も含めた酸化物系介在物は、割れの起点となるため少ないほど加工性が向上する。ｔｏｔａｌＯ量の低減に伴う、Ｎｂ添加によるｅｔｈの飛躍的な向上は，酸化物系介在物が減少したため、ｅｔｈに対する炭化物の影響が相対的に大きくなり、Ｎｂ添加による炭化物微細化の効果が顕著にあらわれるようになったためである。すなわち、Ｎｂ添加効果を最大限に発揮させるためには、Ｏ量を低減させることが極めて重要である。
【００３１】
次に、ｅｔｈに対するｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量の影響を検討した。０．０６〜０．０９％のＣ、０．００８〜０．０１５％のＮｂを含有し、ｔｏｔａｌＯ量とＳ量が種々異なる鋼を溶製し、ＤＲ９相当のテンパー度に調整したＴＦＳのｅｔｈを測定した結果を図２に示す。ｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量を低減することよりｅｔｈは向上しているが、Ｏ量が比較的高く０．００５％を超える場合はＳを０．００５％程度まで低減しても十分なｅｔｈは得られていない。
【００３２】
同図から明らかなように、ｔｏｔａｌＯ≦０．００５％、Ｓ≦０．０２％、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０^−５％の場合にｅｔｈ≧３０％が得られ、さらに、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％，Ｓ≦０．０１５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０^−５％の場合にはｅｔｈ≧３５％が得られており、耐側壁破断性が著しく向上している。すなわち、ＯとＳを同時に低減することにより、優れた耐側壁破断性を得ることができる。
【００３３】
これは、前述のように微小な割れ発生の起点となるＭｎＳが減少したことによるものであるが、酸化物系介在物が比較的多い場合には酸化物が割れの起点となりうるためにＳを低減しても、その効果は十分発揮されない。しかし、酸化物系介在物が少なくｔｏｔａｌＯ量が低い場合にはＭｎＳの影響が相対的に大きくなるため、Ｓ低減による微小割れの起点となり得るＭｎＳ減少効果が顕著に発揮されるようになる。すなわち、Ｓ低減による耐側壁破断性向上効果を最大限に発揮させるためにはＯ量を低減することが重要である。
【００３４】
次に本発明の請求範囲の限定理由について説明する。
Ｎｂ：Ｎｂは本発明において極めて重要な元素であり，フェライト組織の細粒化、割れの起点となる鉄炭化物の減少と鋼板の高強度化をはかるために添加する。微細なＮｂ炭化物を析出させ、これらの作用を十分に発揮させるためにはＣ量に応じて決まる必要最低限以上のＮｂを添加することが重要である。図３にＣ量、Ｎｂ量とｅｔｈの関係を示す。
【００３５】
ＮｂをＣ量との関係において、３．０×１０^−４／Ｃ以上添加することにより上記の効果が発揮され、高いｅｔｈを得ることができることから、その添加量の下限を３．０×１０^−４／Ｃ（％）とする。一方、０．０３％を超える添加を行っても、上記の効果は飽和し格段の特性向上が期待できないため、その上限を０．０３％と規定する。
【００３６】
Ｏ：前述のように、鋼中の酸化物系介在物はＤＴＲ成形時の割れ発生の起点となるため、耐側壁破断性を著しく阻害する。本発明においては、耐側壁破断性を向上させるために、Ｎｂを添加し炭化物の微細分散化を図るとともにＳ量も低減するが、図１、図２に示したようにｔｏｔａｌＯ量を５０ｐｐｍ以下にすることにより、これらの効果を十分に発揮させることができる。
【００３７】
そこで、本発明では鋼中のｔｏｔａｌＯ量を５０ｐｐｍ以下に限定する。さらに、前述のＳ量との関係において、ｅｔｈ≧３０％が安定して得られる上限として、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０^−５％に限定する。また、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０^−５％に限定することにより、本発明の効果を最大限に発揮させ、なお一層良好な耐側壁破断性を得ることができる。
【００３８】
Ｓ：Ｓは本発明において極めて重要な元素である。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やすい。したがって、Ｓは極力少ないほうが望ましく、０．０２％以下に限定する。さらに、Ｓ量と鋼中Ｏ量の関係を特定範囲に限定することにより、良好な耐側壁破断性を得ることができるようになる。
【００３９】
本発明においては、図２に示したように、前述したＯ量とともに、ｅｔｈ≧３０％が安定して得られる上限として、ｔｏｔａｌＯ≦０．００５％、Ｓ≦０．０２％、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０^−５％に限定する。さらに、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０^−５％に限定することにより、なお一層良好な耐速壁破断性を得ることができる。
【００４０】
Ｃ：ＣはＤＴＲ缶適合鋼板として要求される強度レベルを確保するために極めて重要な元素である。本発明においては、ＤＴＲ缶として必要な缶強度を確保するために、Ｃ、Ｍｎおよび微細なＮｂ炭化物により鋼板を強化する。Ｃが０．０２％以下の場合には、Ｍｎ、Ｎｂを添加したとしても必要な強度を得ることが困難となるので、本発明では０．０２％を超えるＣを含有していることを必須とする。
【００４１】
しかし、Ｃは一部がパーライトあるいは焼鈍中にフェライト粒界または粒内にセメンタイトとして析出するため、これらの鉄炭化物と母相との界面が割れの起点となりやすく、図８に示したようにＤＴＲ成形時に多数の微小割れを発生させる原因となる。本発明においては、鉄炭化物によるこれらの悪影響を緩和させるために、Ｎｂ添加を必須としており、Ｃの一部を鉄炭化物が形成される前の、より高温において微細なＮｂ炭化物として析出させる。
【００４２】
さらに、微細なＮｂ炭化物以外の炭化物、すなわち、セメンタイトの析出形態を制御することにより、耐側壁破断性を一層向上させることができる。一方、Ｃ含有量が０．１％を超えると、Ｎｂを添加したとしてもパーライトを起点とする側壁破断が顕在化するようになるため、Ｃ量は０．１％以下に限定する。
【００４３】
Ｓｉ：Ｓｉは置換型固溶元素であり強化能を有するが、本発明においては、以下に示す理由によりＳｉの積極的な添加は行わない。Ｓｉは意図的な添加を行わない場合にも、不純物成分として鋼中に残留し、鋼板を脆化させる元素であり、また、ＴＦＳの下地鋼板として使用する場合には金属Ｃｒの電析に対しても悪影響を与えるため、その含有量は少ないほうが望ましい。また、多量に添加した場合には、ＳｉＯ_２介在物が鋼中に残留する場合があり、耐側壁破断性を劣化させる。
【００４４】
そこで、本発明においては、これらの悪影響を回避するため、その含有量を０．０３％未満に限定する。さらに、鋼板の局部延性を向上させ、なお一層の優れた耐側壁破断性を得るためには、不純物成分であるＳｉの含有量を０．０１％以下に規定するのが好ましい。
【００４５】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼中ＳをＭｎＳとして析出させることによって鋳片、鋳造板（スラブなど）の熱延素材の熱間割れを防止するとともに、連続焼鈍後の過時効過程においてＭｎＳを核とした粒内への微細セメンタイト析出を促す役割を果たす。本発明ではＮｂ添加を必須としているためＣの一部はＮｂ炭化物として析出するが、残りのＣは鉄炭化物となるため、ＭｎＳの上記の作用は重要である。さらに、Ｍｎは固溶強化元素として、Ｃによる強化、Ｎｂ炭化物による強化を補う役割を果たす。
【００４６】
本発明では、Ｓを析出固定し、さらにＤＴＲ缶として必要な缶体強度を得るための下限として、０．４％以上かつ、Ｃ含有量との関係において１０Ｃ＋Ｍｎが０．８％以上となるようにＭｎを添加することを必須とする。
【００４７】
一方、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、その反面、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、熱延時にバンド組織の形成を助長して鋼中Ｃのミクロ的不均一分布を促す。これらは、いずれもＤＴＲ成形時の耐側壁破断性を劣化させる要因となるため、Ｍｎの上限を１．２％とする。
【００４８】
Ｐ：ＰもＳｉと同様に置換型固溶元素であり、Ｓｉ以上に大きな強化能を有し鋼板の高強度化を図るためには有効な元素であるが、同時にフェライト粒界に偏析して粒界を脆化させる元素でもあるため、耐側壁破断性の観点からはその含有量は極力少ないほうが好ましい。
【００４９】
そこで、実用上の耐側壁破断性に対する悪影響を回避できる上限として、０．０３％以下に限定する。さらに、なお一層の優れた耐側壁破断性を得るためには，その含有量を０．０１％未満まで低減することが有効である。
【００５０】
ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌは鋼中ＮをＡｌＮとして析出させることにより、動的歪時効によって鋼板の局部延性を低下させるという固溶Ｎの弊害を軽減する。また、微細なＡｌＮはフェライト粒の微細化に有効であるとともに、ＭｎＳと同様に連続焼鈍の過時効過程における微細セメンタイトの粒内析出の核となるため、炭化物の微細分散に対しても有効に作用する。
【００５１】
しかし、ｓｏｌ．Ａｌ量を高めるために多量のＡｌを添加すると、微小なＡｌ_２Ｏ_３介在物が残留しやすくなり、側壁破断の原因となる。そこで、本発明においては、上記の効果を発揮させるためにその下限を０．０２％に、また実用上それ以上の添加が耐側壁破断性を劣化させる限界として、その上限を０．１％とする。
【００５２】
Ｎ：ＮはＡｌＮとして微細に析出分散させることにより、フェライト粒の微細化と微細セメンタイトの析出サイトになるという作用を有する。しかし、このような作用を発揮させるために、とくに積極的に添加する必要はなく、通常の鋼に含まれる範囲で十分である。過剰なＮ添加は、Ａｌを添加したとしても固溶Ｎを残留させやすくなり，局部延性の低下をもたらし耐側壁破断性の劣化を引き起こす原因となる。そこで、Ｎは７０ｐｐｍ以下に限定する。
【００５３】
しかし、本発明においては，Ｎｂ添加を必須としていることにより、Ｎｂ炭化物によるフェライト粒の細粒化と炭化物の微細化が図られるため、ＡｌＮによる上記の作用を積極的に利用しなくても本発明の目的を達成することができる。そこで、固溶Ｎの残留による悪影響を完全に回避し、なお一層の優れた耐側壁破断性を必要とする場合には、Ｎを３０ｐｐｍ以下にすることが有効である。
【００５４】
本発明においては、上記の組成を有する熱延素材を用いて、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ための製造方法である。これは、低炭素鋼において不可避的に存在する鉄炭化物（パーライトまたはセメンタイト）とＮｂの積極的な添加により析出させるＮｂ炭化物（ＮｂＣ）以外の低温変態生成相（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には、こうした硬質第２相とフェライト母相の界面がＤＴＲ成形時の微小割れの起点となり、耐側壁破断性を劣化させるためである。
【００５５】
本発明の鋼板はＮｂを添加しているため、Ｎｂ無添加の従来の鋼板に比べ，Ｎｂ炭化物の微細分散により析出強化されるとともに、フェライト結晶粒の細粒化、炭化物の微細化と鉄炭化物の減少が図られ、耐側壁破断性が向上している。
【００５６】
しかし、Ｃの全量がＮｂ炭化物として析出するわけではなく、一部、鉄炭化物として析出している。前述のように、Ｎｂ炭化物は非常に微細であり、ＤＴＲ加工時の割れの起点となることはないが、鉄炭化物は割れの起点となりうる。そこで、鉄炭化物の析出形態を制御することにより、さらに耐側壁破断性の向上を図ることができる。
【００５７】
熱延段階でＮｂ炭化物として析出していないＣは、巻取り後に熱延鋼板の結晶粒界に凝集し、一部パーライトとして析出する。これらの炭化物は冷間圧延により粉砕され、再結晶焼鈍、調質圧延あるいはＤＲ圧延後に、フェライト結晶粒界を横断し、隣接した結晶粒の粒内へ連なった微細セメンタイトの密集した群落となって存在している。また、０．０２％以下のＣの一部は、再結晶焼鈍中にフェライト中に固溶し、焼鈍後の冷却過程でフェライト結晶粒界及び結晶粒内（たとえば、微細なセメンタイトとして、図４のＭＦＰはセメンタイトの平均粒子間距離）にセメンタイトとして析出する。これらのセメンタイトの析出形態を図４に模式的に示す。
【００５８】
これらのうち、とくにフェライト結晶粒界を横断し、隣接した結晶粒の粒内へ連なった微細セメンタイトの密集した群落が、最も割れの起点となりやすいため、これらの圧延方向の長さＬｃ（Ｌｃの定義は圧延方向に限定しないが、通常、圧延方向の長さがもっとも大きい）を短くすることが耐側壁破断性の一層の向上に対し効果的である。このような理由から、熱延段階でのパーライトの析出を抑制するために、熱延巻取温度は低温が望ましい。
【００５９】
次に本発明の鋼板の製造方法について説明する。
転炉溶製後、２００〜２８０ｍｍ程度の通常厚みのスラブ、または３０ｍｍ厚程度の薄スラブに連続鋳造した後、熱間圧延を行う。連続鋳造は、鋼中のＰ、Ｓのセミマクロ及びマクロ偏析を軽減するため、スラブ軽圧下鋳造が好ましい。
【００６０】
スラブ加熱温度、仕上温度、巻取温度は、それぞれ、１１００〜１２５０℃、８００〜８９０℃、５００〜７００℃程度の温度範囲とすることができるが、ＭｎＳの均一微細化の観点から１１５０℃以上のスラブ高温加熱が、熱延板組織の細粒化の観点から８７０℃以下の低温仕上げが、またパーライトの微細分散化の観点から６４０℃以下の中・低温巻取りが望ましい。
【００６１】
さらに熱延鋼板を酸洗、冷間圧延した後、連続焼鈍炉にて再結晶焼鈍を行う。焼鈍温度が再結晶温度未満では、十分な延性が得られず耐側壁破断性が劣化する。また、焼鈍温度がＡｃ_３変態点を超える場合には、均熱中にオーステナイト相が生成し、冷却過程で硬質な低温変態相が生成されやすくなる。こうした硬質第２相とフェライト母相の界面がＤＴＲ成形時の微小割れの起点となり、耐側壁破断性を劣化させる原因となる。これらのことから、焼鈍温度は再結晶温度以上、Ａｃ_３変態点以下に限定する。
【００６２】
過時効処理は施さなくても製造可能ではあるが、鉄炭化物の析出形態制御の観点から過時効処理を付加することにより、さらに耐側壁破断性が向上する。
【００６３】
過時効処理は、連続焼鈍炉内のインライン過時効処理（ＣＡＬ−ＯＡ）、連続焼鈍後の箱焼鈍によるバッチ過時効処理（ＣＡＬ−ＢＡＦ）のいずれの方法を用いてもよい。
【００６４】
過時効処理は、動的歪時効によって鋼板の局部延性を劣化させる残留固溶Ｃを低減し、かつセメンタイトを結晶粒内に微細分散させるために、ＣＡＬ−ＯＡの場合は３００〜４００℃未満で保定時間２０秒以上、ＣＡＬ−ＢＡＦの場合も４００℃未満の温度範囲で実施することが有効である。
【００６５】
４００℃以上の温度での過時効処理では、Ｃの固溶限が大きいため、結晶粒内に微細なセメンタイトとして析出させることが困難である。そこで、本発明においては、過時効処理温度を４００℃未満に限定する。
【００６６】
前述のＬｃ、ＭＦＰの好ましい範囲は、各々１０μｍ以下、２μｍ以下である。焼鈍後の鋼板は、調質圧延またはＤＲ圧延により所定の板厚に仕上げる。調質圧延の伸長率は０．５％未満、あるいは３．０％を超える場合には形状制御が困難であるため、０．５〜３．０％に限定する。また、ＤＲ圧延の圧下率は５％未満では形状及び表面性状の制御が困難であり、また４０％を超えると延性が低下し耐側壁破断性が低下するため、５〜４０％に限定する。
【００６７】
調質圧延またはＤＲ圧延後、錫めっき、極薄錫めっき、錫ーニッケルめっき、ニッケルめっき、クロムめっき等の各種表面処理が施される。
【００６８】
とくに、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鋼板として用いる場合は、下層が金属クロム、上層がクロム水和酸化物の２層構造をもつ電解クロム酸処理鋼板すなわちＴＦＳが、加工密着性の観点から最も望ましい。これらの表面処理鋼板は、鋼板単独のまま、あるいはポリエステル等の樹脂フィルムをラミネートしたフィルムラミネート鋼板、エポキシ等の塗料をコーティングしたプレコート鋼板としてＤＴＲ缶用途に適用される。
【００６９】
以上に開示した本発明鋼板は、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に適用出来る技術である。
【００７０】
また、ＤＴＲ加工後、更にしごき成形（Ｉｒｏｎｉｎｇ）を実施して、薄肉化を図る場合にも適用可能である。
【００７１】
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。
【００７２】
【実施例】
実施例１
鋼を転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとした。これらのスラブを１２００℃に加熱後、仕上温度８５０℃、巻取温度６００℃で板厚１．８ｍｍの熱延鋼板とした。酸洗後、０．２２５ｍｍまで冷間圧延し、連続焼鈍により再結晶焼鈍を行った。
【００７３】
過時効処理条件として、過時効処理なし、ＣＡＬ内のＣＡＬ−ＯＡ、および連続焼鈍後箱焼鈍炉によるＣＡＬ−ＢＡＦの３種類の条件を実施した。
【００７４】
焼鈍後の鋼板を圧下率２０．０％のＤＲ圧延により０．１８０ｍｍとした後、ティンフリーメッキラインにて電解クロム酸処理を行いＴＦＳとした。
【００７５】
これらの鋼板の化学組成は表１の通りである。
これらのＴＦＳの両面に実験室にてＰＥＴフィルムをラミネートし、高速ドロービード試験、ＤＴＲシミュレーション試験により限界薄肉化率ｅｔｈ、Ｒｔｈを評価した。さらに、ＤＴＲ成形サンプルの缶底耐圧強度をバックリングテスターを用いて評価した。
【００７６】
評価結果を焼鈍条件とともに表２に示す。本発明の方法で製造された鋼板は比較鋼板に比べ、ｅｔｈ、Ｒｔｈが高く優れたＤＴＲ成形性を有するとともに、十分な耐圧強度も備えていることがわかる。
【００７７】
【表１】

【００７８】
【表２】

【００７９】
実施例２
転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとし、１２００℃に加熱後、仕上温度８４０℃、巻取温度５４０℃で板厚１．６ｍｍの熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を酸洗後、０．２００ｍｍまで冷間圧延し、表３に示す焼鈍条件で連続焼鈍した。その後、圧下率１０％のＤＲ圧延により０．１８０ｍｍに仕上げ、実施例１と同一条件でＴＦＳ、ＰＥＴラミネート鋼板とし、高速ドロービード試験に供した。
【００８０】
これらの鋼板の化学組成は表１のＡ〜Ｍの通りである。
得られた結果を焼鈍条件とともに表３に示す。本発明の方法で製造された鋼板は比較鋼板に比べ、優れたＤＴＲ成形性を有している。
【００８１】
【表３】

【００８２】
実施例３
転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとし、１２００℃に加熱後、仕上温度８４０℃、巻取温度６００℃で板厚１．６ｍｍの熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を酸洗後、０．１８５ｍｍまで冷間圧延し、均熱温度７３０℃、過時効温度３５０℃の条件で連続焼鈍した。その後、調質圧延により０．１８０ｍｍに仕上げ、実施例１と同一条件でＴＦＳ、ＰＥＴラミネート鋼板とし、高速ドロービード試験に供した。
【００８３】
これらの鋼板の化学組成は表１のＡ〜Ｍの通りである。
得られた結果を表４に示す。調質圧延のみのＳＲ材とした場合にも、本発明鋼の優れたＤＴＲ適合性が認められる。
【００８４】
【表４】

【００８５】
【発明の効果】
本発明の鋼板の製造方法によれば、側壁破断することなく従来よりも側壁部薄肉化率の高いＤＴＲ缶を製造することが可能となり、ＤＴＲ缶の缶体軽量化を達成することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のＮｂ添加効果、ｔｏｔａｌＯ量の影響をを示す図である。
【図２】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量の影響を示す図である。
【図３】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のＣ量、Ｎｂ量の影響を示す図である。
【図４】セメンタイトの析出形態を示す模式図である。
【図５】高速ドロービード試験により求めた限界薄肉化率ｅｔｈとＤＴＲシミュレーション試験により求めた限界薄肉化率Ｒｔｈの関係を示す図である。
【図６】高速ドロービード試験方法を示す図である。
【図７】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。（ＭｎＳと割れの対応も示す図である。）
【図８】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。（セメンタイトと割れの対応も示す図である。）[0001]
[Industrial application fields]
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method for manufacturing a steel plate for cans suitable for DTR (Draw and Thin Redraw) can applications, and the occurrence of a side wall break phenomenon which is manifested during tension drawing deep drawing of a can body performed in the can manufacturing process. It is an object of the present invention to provide a method for producing a steel sheet that is difficult to perform.
[0002]
[Prior art]
With a focus on beverage cans and the like, from the viewpoint of weight reduction, process omission, reduction of raw materials and manufacturing costs, the transition from 3-piece cans to 2-piece cans and further thinning of cans are being promoted. Today, the mainstream of two-piece cans for beverage cans is that a circular blank is deep drawn (Draw) into a cup shape and then the can body is ironed (Ironing) 2 to 3 times to form a side wall. This is a DI (Draw and Ironing) molding method that achieves a thin wall and a predetermined can height, but is generally limited to positive pressure can applications, and negative pressure such as retort cans (coffee cans, tea cans) that hot pack the contents Not used for cans.
[0003]
On the other hand, as a forming method not involving ironing, a DRD (Draw and ReDraw) forming method in which the drawing process is performed twice, and a high wrinkle pressing force is applied to the flange part during the second and subsequent drawing processes, and the side wall part from the flange. A DTR (Draw and Thin Redraw) molding method has been put into practical use in which the can body is thinned by performing a tension-added deep drawing molding that suppresses the flow into the side wall and positively applies tension to the side wall. The biggest feature of these methods is that no ironing is applied, so the use of pre-coated steel sheets and laminated steel sheets enables not only the process to be omitted, but also the production of beverage cans with excellent design and design. It is a point.
[0004]
In recent years, a technique for developing the above-mentioned DTR molding for beverage can applications has been developed and is in the stage of practical use. For this application, a steel plate made by laminating a polyester film (PET) on tin free steel (TFS) having a temper degree of about T5-CA to DR-9 is generally used as a raw material, and then cup-shaped. Tension-added deep drawing is performed. As a result, the wall thickness of the can can be reduced by 20% or more, and not only can the can be reduced in weight, but also by changing the thickness of the steel plate, the tempering degree of the steel plate and the dome shape of the bottom of the can, It is possible to adapt to both negative pressure cans. However, in the molding method, it is necessary to solve the following problems in designing the material.
1. Peeling of the laminate film by sliding with the die shoulder during tensioned drawing. 2. Since the can wall portion is not constrained between the punch and the die at the time of tension-added drawing and is subjected to tensile deformation in a free surface state, rough skin is likely to occur.
3. Since the tension-added drawing is performed at a high speed, side wall breakage is likely to occur starting from a portion (shock line) in contact with the punch shoulder during each cup molding.
[0005]
Conventionally, several patent techniques have been disclosed for the problems 2 and 3 related to the design of the base steel sheet in each of the above technical problems. For example, Japanese Patent Laid-Open No. 4-314535 discloses a technique for suppressing rough skin by reducing the grain size of a steel sheet to a predetermined size or less.
[0006]
In particular, with respect to sidewall fracture resistance, in JP-A-7-34192, JP-A-7-34193, and JP-A-7-34194, by defining the crystal grain size under a certain production method, workability, A technique for improving rough skin and corrosion resistance is disclosed. In these technologies, it is disclosed that solid solution C and N are reduced including a steel sheet added with Nb, and constriction and void connection are suppressed, thereby improving side wall fracture resistance. In particular, no reference is made to the part that becomes the starting point of the side wall breakage, and the side wall breakage cannot be fundamentally avoided.
[0007]
In JP-A-5-247669, a steel sheet to which B is added in order to improve hardenability is quenched from the ferrite-austenite two-phase region during continuous annealing, whereby the microstructure is divided into a ferrite phase and a low-temperature transformation phase. A technique for obtaining a phase structure and obtaining a sufficiently high strength with a single cold pressure is disclosed. Furthermore, Japanese Patent Laid-Open No. 4-337049 discloses a technique in which a microstructure is similarly made into a two-phase structure of a ferrite phase and a low-temperature transformation phase in a steel sheet added with Nb.
[0008]
However, in such a two-phase structure, voids are likely to be generated along with DTR processing at the interface between the ferrite phase and the hard low-temperature transformation phase, so that sufficient side wall fracture resistance cannot be obtained.
[0009]
Common to these techniques is an attempt to reduce the inclusions in the steel, which are the starting points of the refinement and cracking of the structure, based on the principle of metallographical structure.
[0010]
However, when examining each technology in detail, the absolute strength level required for the material, the essential mechanism of the side wall breaking phenomenon, and the optimum microstructure for the can side wall breaking problem during DTR molding. The optimal technique is not disclosed with respect to the specific process conditions for obtaining the optimal microstructure. For this reason, it is impossible to stably reduce the thickness of the side wall portion exceeding 25% within the scope of the conventional material design technique, and it is considered that ironing processing must be added after all.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention relates to a method for producing a steel sheet that remarkably improves the side wall fracture resistance among the above-mentioned problems of the prior art with respect to steel sheets laminated with various resins applied to DTR molding and steel sheets pre-coated with various paints. Is intended to provide.
[0012]
FIG. 7 and FIG. 8 are the results of observing the microstructure of the side wall portion of the beverage can formed by DTR according to the conventional technique by scanning electron microscope (SEM). The beverage can has performances required as a beverage can such as film adhesion, corrosion resistance, surface properties such as rough skin, pressure resistance, and paneling strength of side walls.
[0013]
However, in terms of microstructure, many micro cracks are observed at the interface between MnS and the matrix or between the carbide and the matrix. When such a material is subjected to more severe tensile deep drawing, it is expected that the side wall breaks starting from these minute cracks.
[0014]
The present invention provides a steel sheet that has no side wall fracture when the thickness is reduced by 20% or more, and hardly generates such minute cracks even when the thickness is reduced by 30% or more.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the gist of the present invention is as follows.
(1) By weight%, 0.02 <C ≦ 0.1%, Si <0.03%, 0.4 ≦ Mn ≦ 1.2%, P ≦ 0.03%, S ≦ 0.02%, 0.02 ≦ Sol.Al ≦ 0.1%, N ≦ 0.007%, Total-O ≦ 0.005%, (3.0 × 10^-Four) /C≦Nb≦0.03%, 10C + Mn ≧ 0.8%, S × O ≦ 4.0 × 10^-Five %WhenAfter hot rolling, pickling, and cold rolling a hot rolled material composed of the remainder Fe and inevitable impurities, the recrystallization temperature or higher, Ac_ThreeDTR can with excellent side wall fracture resistance, characterized by performing continuous annealing at a temperature below the transformation point and performing temper rolling with an elongation of 0.5 to 3% or DR rolling with a rolling reduction of 5 to 40% Manufacturing method of conforming steel sheet, (2) 0.02 <C ≦ 0.1%, Si <0.03%, 0.4 ≦ Mn ≦ 1.2%, P ≦ 0.03%, S ≦ 0.015%, 0.02 ≦ sol.Al ≦ 0.1% by weight% , N ≦ 0.007%, (3.0 × 10^-Four) /C≦Nb≦0.03%, Total-O ≦ 0.0025%, 10C + Mn ≧ 0.8%, S × O ≦ 2.5 × 10^-Five %WhenAfter hot rolling, pickling, and cold rolling a hot rolled material composed of the remainder Fe and inevitable impurities, the recrystallization temperature or higher, Ac_ThreeDTR can with excellent side wall fracture resistance, characterized by performing continuous annealing at a temperature below the transformation point and performing temper rolling with an elongation of 0.5 to 3% or DR rolling with a rolling reduction of 5 to 40% A method for producing a conformable steel sheet, and (3) In (1) to (2), a DTR can conformable steel sheet having excellent side wall fracture resistance, characterized by performing overaging at a temperature below 400 ° C. after continuous annealing. It is a manufacturing method of a steel plate.
[0016]
[Action]
The basic concept that led to the present invention, the present invention configured based on the basic concept, and the reasons for limitation will be described below.
[0017]
First, the present inventors pay attention to the microstructure of the current DTR molded product shown in FIG. 7 and FIG. 8, and the main causes of side wall breakage are steel-making oxide-based nonmetallic inclusions and steel plate manufacturing processes. MnS, AlN, cementite (Fe₃  The existence of C) and the amount, size, distribution density and the like of the precipitates were elucidated.
[0018]
That is, it has been found that in order to achieve a higher level of thinning of the side wall than ever before, it is extremely important to regulate the precipitation form of the precipitates and to optimize the microstructure of the steel sheet itself.
[0019]
That is, it has been found that minute cracks are generated at the interface between these precipitates and the parent phase, and the generated minute cracks are likely to propagate depending on the form of precipitation, leading to side wall fracture during DTR processing.
[0020]
In addition, as an evaluation method, the present inventors, as an index that can accurately and quantitatively evaluate a significant difference between materials with respect to the side wall fracture resistance, which has been only very vague and qualitative evaluation in the prior art. The critical thinning rate (еth) obtained by the high speed draw bead pull-out test method shown in FIG. 6 was used.
[0021]
eth = 100 (e₀-E) / e₀
However, e₀Is the initial plate thickness, and e is the plate thickness in the vicinity other than the fracture surface.
[0022]
A simulation test of DTR molding was also conducted in the laboratory. A round blank was punched out and a cup was formed by normal drawing using a crank press, and this cup was controlled using a double-acting high-speed hydraulic deep drawing tester with controlled tool conditions, wrinkle restraining force and forming temperature. DTR was formed into a 211 diameter size equivalent to a 350 cc can.
[0023]
FIG. 5 shows the relationship between the limit thinning rate eth obtained by the high speed draw bead test and the limit thinning rate Rth obtained by the DTR molding simulation test. As shown in the figure, it can be confirmed that the larger the eth is, the higher the limit thinning rate of the side wall of the can body is, and the side wall break resistance is excellent, and еth is the can body side wall that can be DTR-molded without side wall breaks. It was confirmed that there was a positive correlation with the limit thinning rate of and that the value of about (еth + 5%) and the limit thinning rate almost coincided.
[0024]
Using this high-speed draw bead pull-out test method, specific configuration requirements and a limited range were defined.
[0025]
In the steel sheet of the present invention, the microstructure is a substantially ferrite single phase structure composed of a ferrite phase and finely dispersed carbide. This is because when a phase (martensite, bainite, etc.) other than carbides (pearlite or cementite) inevitably present in low carbon steel is intentionally generated, the interface between such hard second phase and ferrite matrix phase is This is the starting point of micro cracks during DTR molding and further deteriorates the side wall fracture resistance.
[0026]
FIG. 1 shows the effect of Nb addition and the total O amount on the eth of TFS containing 0.07% C and adjusted to a tempering degree equivalent to DR9. It can be seen that by reducing the totalO amount, eth increases, and the decrease in the O amount is effective for the thinning rate up. However, the steel sheet with 0.01% Nb added has no Nb added regardless of the O amount. The eth is larger than that of the conventional steel, and the eth is 30% or more by making the O amount 0.005% or less. Further, when the amount of O is reduced to 0.0025% or less, eth is 35% or more.
[0027]
This is due to the fact that the ferrite crystal grain size of the TFS original plate was made finer by adding Nb, and that the precipitation form of the carbide was changed and the carbide was finely dispersed relatively uniformly. By adding Nb, the austenite grain size during hot rolling becomes finer, and the ferrite grain size after transformation, cold pressure, and ferrite grain size after annealing also become finer.
[0028]
In the Nb-added steel sheet, a part of C precipitates as a very fine Nb carbide (NbC) of about 10 to 20 nm as compared with the iron carbide. Therefore, the size of the iron carbide is small due to a synergistic effect with the ferrite refinement effect. Thus, the distribution density is increased and the average precipitation interval is made uniform. These effects are considered to improve the side wall fracture resistance.
[0029]
On the other hand, in the conventional steel sheet containing no Nb, C precipitates as cementite and partly pearlite at the grain boundaries and within the grains. Since such iron carbide is relatively large and has a sub-micron or micron-order size, the interface between the carbide and the matrix phase is likely to be the starting point of cracks, causing numerous micro-cracks during DTR molding and causing side wall fracture. It becomes.
[0030]
Al₂  O₃  Mainly based on MnO, MnO, CaO, SiO₂Since the oxide inclusions including the system become the starting point of cracking, the fewer the inclusions, the better the workability. The dramatic improvement of eth due to the addition of Nb accompanying the reduction of the totalO amount is due to the fact that the oxide inclusions have decreased, so the influence of carbide on eth is relatively large, and the effect of carbide refinement due to the addition of Nb is remarkable. It is because it came to appear. That is, in order to maximize the effect of Nb addition, it is extremely important to reduce the amount of O.
[0031]
Next, the effects of the totalO amount and the S amount on eth were examined. TFS eth containing 0.06 to 0.09% C and 0.008 to 0.015% Nb, having different totalO and S amounts, and adjusted to a tempering degree equivalent to DR9 The results of measuring are shown in FIG. Although the eth is improved by reducing the total O amount and the S amount, if the O amount is relatively high and exceeds 0.005%, a sufficient eth can be obtained even if the S is reduced to about 0.005%. Not.
[0032]
As is apparent from the figure, totalO ≦ 0.005%, S ≦ 0.02%, S × O ≦ 4.0 × 10^-5    %, Eth ≧ 30% is obtained, and further, totalO ≦ 0.0025%, S ≦ 0.015%, S × O ≦ 2.5 × 10^-5    In the case of%, eth ≧ 35% is obtained, and the side wall fracture resistance is remarkably improved. That is, by reducing O and S at the same time, excellent side wall fracture resistance can be obtained.
[0033]
This is due to the decrease in MnS that is the starting point of the occurrence of minute cracks as described above. However, when the oxide inclusions are relatively large, the oxide can be the starting point of cracking, so S is used. Even if it reduces, the effect is not fully exhibited. However, when the amount of oxide inclusions is small and the total O amount is low, the influence of MnS becomes relatively large, so that the effect of reducing MnS that can be the starting point of microcracking due to the reduction of S is remarkably exhibited. That is, it is important to reduce the amount of O in order to maximize the effect of improving the side wall fracture resistance by reducing S.
[0034]
Next, the reasons for limiting the claims of the present invention will be described.
Nb: Nb is an extremely important element in the present invention, and is added to make the ferrite structure finer, to reduce iron carbide that becomes the starting point of cracking, and to increase the strength of the steel sheet. In order to precipitate fine Nb carbides and to fully exhibit these effects, it is important to add Nb in a necessary minimum amount or more determined according to the amount of C. FIG. 3 shows the relationship between the amount of C, the amount of Nb, and eth.
[0035]
In relation to the amount of C in Nb, 3.0 × 10^-4    The above effect is exhibited by adding / C or more, and high eth can be obtained. Therefore, the lower limit of the addition amount is set to 3.0 × 10.^-4    / C (%). On the other hand, even if addition exceeding 0.03% is performed, the above effect is saturated and a remarkable improvement in characteristics cannot be expected. Therefore, the upper limit is defined as 0.03%.
[0036]
O: As described above, the oxide inclusions in the steel serve as a starting point for occurrence of cracks during DTR molding, and thus significantly impair the side wall fracture resistance. In the present invention, in order to improve the side wall fracture resistance, Nb is added to achieve fine dispersion of the carbide and reduce the S amount. However, as shown in FIGS. 1 and 2, the total O amount is reduced to 50 ppm or less. By doing so, these effects can be sufficiently exhibited.
[0037]
Therefore, in the present invention, the total O amount in the steel is limited to 50 ppm or less. Furthermore, in the relationship with the amount of S described above, S × O ≦ 4.0 × 10 is the upper limit for stably obtaining eth ≧ 30%.^-5    Limited to%. Moreover, totalO ≦ 0.0025%, S × O ≦ 2.5 × 10^-5By limiting to%, the effects of the present invention can be exhibited to the maximum, and even better sidewall fracture resistance can be obtained.
[0038]
S: S is an extremely important element in the present invention. S is present in the steel as MnS, and the expanded MnS tends to be the starting point of cracks that lead to side wall fracture during DTR molding. Accordingly, it is desirable that S is as small as possible, and is limited to 0.02% or less. Furthermore, by limiting the relationship between the amount of S and the amount of O in the steel to a specific range, good sidewall fracture resistance can be obtained.
[0039]
In the present invention, as shown in FIG. 2, the upper limit for stably obtaining eth ≧ 30% along with the amount of O described above is as follows: totalO ≦ 0.005%, S ≦ 0.02%, S × O ≦ 4.0 × 10^-5    Limited to%. Furthermore, totalO ≦ 0.0025%, S ≦ 0.015%, S × O ≦ 2.5 × 10^-5    By limiting to%, it is possible to obtain even better fast wall breaking resistance.
[0040]
C: C is an extremely important element in order to ensure the strength level required as a steel sheet compatible with DTR cans. In the present invention, the steel sheet is reinforced with C, Mn, and fine Nb carbides in order to ensure the strength of the can necessary for the DTR can. When C is 0.02% or less, it is difficult to obtain the required strength even if Mn and Nb are added. Therefore, in the present invention, it is essential to contain C exceeding 0.02%. And
[0041]
However, since a part of C precipitates as cementite in the ferrite grain boundaries or in the grains during pearlite or annealing, the interface between these iron carbides and the parent phase tends to be the starting point of cracking, and as shown in FIG. It causes a large number of micro cracks during molding. In the present invention, in order to alleviate these adverse effects due to iron carbide, Nb addition is essential, and a part of C is precipitated as fine Nb carbide at a higher temperature before iron carbide is formed.
[0042]
Further, by controlling the carbides other than fine Nb carbides, that is, the precipitation form of cementite, the side wall fracture resistance can be further improved. On the other hand, if the C content exceeds 0.1%, side wall breaks starting from pearlite will become apparent even if Nb is added, so the C content is limited to 0.1% or less.
[0043]
Si: Si is a substitutional solid solution element and has strengthening ability. However, in the present invention, Si is not actively added for the following reasons. Si is an element that remains in the steel as an impurity component and causes embrittlement of the steel plate even when not intentionally added. In addition, when used as a base steel plate of TFS, However, it is desirable that the content is small. When a large amount is added, SiO₂  Inclusions may remain in the steel, deteriorating the sidewall fracture resistance.
[0044]
Therefore, in the present invention, to avoid these adverse effects, the content is limited to less than 0.03%. Furthermore, in order to improve the local ductility of the steel sheet and obtain even better side wall fracture resistance, the content of Si as an impurity component is preferably regulated to 0.01% or less.
[0045]
Mn: Mn precipitates S in the steel as MnS, thereby preventing hot cracking of the hot rolled material of slabs and cast plates (slabs, etc.), and grains with MnS as the core in the overaging process after continuous annealing. It plays a role in promoting fine cementite precipitation inside. In the present invention, since Nb addition is essential, a part of C precipitates as Nb carbide, but the remaining C becomes iron carbide, so the above-described action of MnS is important. Further, Mn serves as a solid solution strengthening element to supplement the strengthening by C and the strengthening by Nb carbide.
[0046]
In the present invention, S is deposited and fixed, and further, as a lower limit for obtaining a can strength necessary for a DTR can, 0.4% or more and 10C + Mn is 0.8% or more in relation to the C content. It is essential to add Mn to.
[0047]
On the other hand, when a large amount of Mn is added, it is effective to increase the strength of the material, but on the other hand, the solubility product of MnS increases, and not only a relatively large MnS is formed in the slab stage, but also a band structure during hot rolling. This promotes the formation of C and promotes the non-uniform distribution of C in the steel. Both of these are factors that degrade the side wall fracture resistance during DTR molding, so the upper limit of Mn is 1.2%.
[0048]
P: P is a substitutional solid solution element similar to Si, and is an effective element for increasing the strength of a steel sheet with a greater strengthening ability than Si, but segregates at the ferrite grain boundary at the same time. Since it is also an element that embrittles the grain boundary, the content is preferably as small as possible from the viewpoint of resistance to side wall fracture.
[0049]
Therefore, the upper limit for avoiding an adverse effect on the practical side wall fracture resistance is limited to 0.03% or less. Furthermore, in order to obtain even more excellent side wall fracture resistance, it is effective to reduce the content to less than 0.01%.
[0050]
sol. Al: sol. Al precipitates N in the steel as AlN, thereby reducing the adverse effect of solid solution N, which reduces the local ductility of the steel sheet by dynamic strain aging. In addition, fine AlN is effective for refining ferrite grains and, like MnS, becomes the core of intra-grain precipitation of fine cementite during the continuous aging process of continuous annealing, so it is also effective for fine dispersion of carbides. Works.
[0051]
However, sol. When a large amount of Al is added to increase the amount of Al, minute Al₂  O₃Inclusions tend to remain and cause side wall breakage. Therefore, in the present invention, the lower limit is set to 0.02% in order to exert the above-mentioned effects, and the upper limit is set to 0.1% as a limit that practically adding more deteriorates the side wall fracture resistance. To do.
[0052]
N: N has the effect of being finely precipitated and dispersed as AlN, thereby making ferrite grains finer and becoming a fine cementite precipitation site. However, in order to exert such an action, it is not necessary to add it particularly positively, and the range contained in ordinary steel is sufficient. Excessive N addition makes it easier for solid solution N to remain even if Al is added, causing a reduction in local ductility and causing deterioration in side wall fracture resistance. Therefore, N is limited to 70 ppm or less.
[0053]
However, in the present invention, the addition of Nb is essential, so that the ferrite grains can be refined and the carbides can be refined by Nb carbide. Therefore, even if the above action by AlN is not actively used, The object of the invention can be achieved. In view of this, it is effective to completely avoid the adverse effects caused by the solute N remaining and to further improve the side wall fracture resistance, so that N is 30 ppm or less.
[0054]
In this invention, it is a manufacturing method for making the microstructure into a substantial ferrite single phase structure which consists of a ferrite phase and a fine dispersion carbide using the hot-rolling material which has said composition. This is intended to produce low-temperature transformation phase (martensite, bainite, etc.) other than iron carbide (pearlite or cementite) unavoidably present in low carbon steel and Nb carbide (NbC) precipitated by aggressive addition of Nb. This is because the interface between the hard second phase and the ferrite matrix phase becomes the starting point of microcracking during DTR molding, and the side wall fracture resistance is deteriorated.
[0055]
Since the steel sheet of the present invention contains Nb, it is strengthened by precipitation due to fine dispersion of Nb carbide, as well as refinement of ferrite crystal grains, refinement of carbide and iron carbide compared to conventional steel sheets without Nb addition. Is reduced and the side wall fracture resistance is improved.
[0056]
However, the total amount of C does not precipitate as Nb carbide, but partially precipitates as iron carbide. As described above, Nb carbide is very fine and does not serve as a starting point for cracking during DTR processing, but iron carbide can serve as a starting point for cracking. Therefore, by controlling the precipitation form of iron carbide, the side wall fracture resistance can be further improved.
[0057]
C that has not precipitated as Nb carbide in the hot rolling stage aggregates at the grain boundaries of the hot rolled steel sheet after winding, and partially precipitates as pearlite. These carbides are pulverized by cold rolling, and after recrystallization annealing, temper rolling or DR rolling, become a dense community of fine cementite that crosses the ferrite grain boundaries and continues into the grains of adjacent grains. Existing. Further, a part of 0.02% or less of C is dissolved in the ferrite during the recrystallization annealing, and in the cooling process after the annealing, the ferrite grain boundary and the inside of the crystal grain (for example, as fine cementite, FIG. This MFP precipitates as cementite in the average distance between cementite particles). The precipitation form of these cementites is schematically shown in FIG.
[0058]
Among these, a dense community of fine cementite that crosses the ferrite grain boundary and continues into the grains of the adjacent crystal grains is most likely to be the starting point of cracking. Therefore, the length Lc in the rolling direction (Lc Although the definition is not limited to the rolling direction, it is usually effective to further improve the side wall fracture resistance by shortening the length in the rolling direction. For this reason, in order to suppress the precipitation of pearlite at the hot rolling stage, the hot rolling coiling temperature is desirably low.
[0059]
Next, the manufacturing method of the steel plate of this invention is demonstrated.
After the converter melting, hot casting is performed after continuous casting into a slab having a normal thickness of about 200 to 280 mm or a thin slab having a thickness of about 30 mm. Since continuous casting reduces semi-macro and macrosegregation of P and S in steel, slab light reduction casting is preferable.
[0060]
The slab heating temperature, finishing temperature, and coiling temperature can be set to a temperature range of about 1100 to 1250 ° C., 800 to 890 ° C., and 500 to 700 ° C., respectively, but 1150 ° C. or higher from the viewpoint of uniform refinement of MnS. The high-temperature heating of the slab is preferably a low-temperature finish of 870 ° C. or less from the viewpoint of fine graining of the hot-rolled sheet structure, and a medium or low-temperature winding of 640 ° C. or less from the viewpoint of fine dispersion of pearlite.
[0061]
Furthermore, after pickling and cold rolling the hot-rolled steel sheet, recrystallization annealing is performed in a continuous annealing furnace. When the annealing temperature is lower than the recrystallization temperature, sufficient ductility cannot be obtained and the side wall fracture resistance deteriorates. Also, the annealing temperature is Ac₃When the transformation point is exceeded, an austenite phase is generated during soaking, and a hard low-temperature transformation phase is easily generated during the cooling process. Such an interface between the hard second phase and the ferrite matrix phase becomes a starting point of microcracking at the time of DTR molding, which causes the side wall fracture resistance to deteriorate. From these, the annealing temperature is higher than the recrystallization temperature, Ac₃Limited to the transformation point or lower.
[0062]
Although it is possible to manufacture without performing an overaging treatment, the side wall fracture resistance is further improved by adding the overaging treatment from the viewpoint of controlling the form of precipitation of iron carbide.
[0063]
As the overaging treatment, any of an inline overaging treatment (CAL-OA) in a continuous annealing furnace and a batch overaging treatment (CAL-BAF) by box annealing after continuous annealing may be used.
[0064]
In the case of CAL-OA, the overaging treatment is performed at a temperature lower than 300 to 400 ° C. in order to reduce residual solid solution C that deteriorates the local ductility of the steel sheet by dynamic strain aging and to finely disperse cementite in the crystal grains. In the case of CAL-BAF with a holding time of 20 seconds or more, it is effective to carry out in a temperature range of less than 400 ° C.
[0065]
In the overaging treatment at a temperature of 400 ° C. or higher, since the solid solubility limit of C is large, it is difficult to precipitate as fine cementite in the crystal grains. Therefore, in the present invention, the overaging temperature is limited to less than 400 ° C.
[0066]
The preferable ranges of Lc and MFP are 10 μm or less and 2 μm or less, respectively. The annealed steel plate is finished to a predetermined thickness by temper rolling or DR rolling. If the elongation rate of temper rolling is less than 0.5% or more than 3.0%, shape control is difficult, so it is limited to 0.5 to 3.0%. Further, if the rolling reduction rate of DR rolling is less than 5%, it is difficult to control the shape and surface properties, and if it exceeds 40%, ductility is lowered and side wall fracture resistance is lowered, so it is limited to 5 to 40%.
[0067]
After temper rolling or DR rolling, various surface treatments such as tin plating, ultra-thin tin plating, tin-nickel plating, nickel plating, and chromium plating are performed.
[0068]
In particular, when these surface-treated steel sheets are used as base steel sheets for film-laminated steel sheets and pre-coated steel sheets, an electrolytic chromic acid-treated steel sheet having a two-layer structure in which the lower layer is metallic chromium and the upper layer is chromium hydrated oxide, that is, TFS is processed. Most desirable from the viewpoint of adhesion. These surface-treated steel sheets are applied to DTR cans as steel sheets alone or as film-laminated steel sheets laminated with a resin film such as polyester or pre-coated steel sheets coated with a paint such as epoxy.
[0069]
The steel sheet of the present invention disclosed above can be applied to all steel sheets used in the so-called DTR can manufacturing method in which deep drawing is performed while applying tension, regardless of whether the can forming process is a wet process or a dry process. Technology.
[0070]
Further, the present invention can also be applied to the case where the thickness is reduced by further ironing (Ironing) after DTR processing.
[0071]
Hereinafter, the effects of the present invention will be described more specifically with reference to examples.
[0072]
【Example】
Example 1
After the steel was melted in the converter, it was made into a slab by continuous casting under light pressure. After heating these slabs to 1200 ° C., a hot rolled steel sheet having a finishing temperature of 850 ° C., a winding temperature of 600 ° C. and a thickness of 1.8 mm was obtained. After pickling, it was cold-rolled to 0.225 mm and recrystallized by continuous annealing.
[0073]
As overaging treatment conditions, three types of conditions were carried out: no overaging treatment, CAL-OA in CAL, and CAL-BAF in a box annealing furnace after continuous annealing.
[0074]
The annealed steel sheet was made 0.180 mm by DR rolling with a rolling reduction of 20.0%, and then subjected to electrolytic chromic acid treatment in a tin-free plating line to obtain TFS.
[0075]
The chemical composition of these steel sheets is as shown in Table 1.
A PET film was laminated on both sides of these TFSs in a laboratory, and the critical thinning ratios eth and Rth were evaluated by a high-speed draw bead test and a DTR simulation test. Furthermore, the can bottom pressure resistance of the DTR molded sample was evaluated using a buckling tester.
[0076]
The evaluation results are shown in Table 2 together with the annealing conditions. It can be seen that the steel sheet produced by the method of the present invention has high eth and Rth, excellent DTR formability, and sufficient pressure strength compared to the comparative steel sheet.
[0077]
[Table 1]

[0078]
[Table 2]

[0079]
Example 2
After melting the converter, it was made into a slab by continuous casting under light pressure, heated to 1200 ° C., and then a hot-rolled steel plate having a finishing temperature of 840 ° C., a winding temperature of 540 ° C., and a thickness of 1.6 mm. These hot-rolled steel sheets were pickled, cold-rolled to 0.200 mm, and continuously annealed under the annealing conditions shown in Table 3. Then, it was finished to 0.180 mm by DR rolling with a rolling reduction of 10%, and was made into a TFS / PET laminated steel plate under the same conditions as in Example 1 and subjected to a high speed draw bead test.
[0080]
The chemical compositions of these steel sheets are as shown in Tables 1 to M.
The obtained results are shown in Table 3 together with the annealing conditions. The steel plate produced by the method of the present invention has excellent DTR formability as compared with the comparative steel plate.
[0081]
[Table 3]

[0082]
Example 3
After melting the converter, it was made into a slab by continuous casting under light pressure, heated to 1200 ° C., and then a hot rolled steel plate having a finishing temperature of 840 ° C., a coiling temperature of 600 ° C. and a thickness of 1.6 mm. These hot-rolled steel sheets were pickled, cold-rolled to 0.185 mm, and continuously annealed under conditions of a soaking temperature of 730 ° C. and an overaging temperature of 350 ° C. Then, it finished to 0.180 mm by temper rolling, and it was set as the TFS and PET laminated steel plate on the same conditions as Example 1, and used for the high-speed draw bead test.
[0083]
The chemical compositions of these steel sheets are as shown in Tables 1 to M.
Table 4 shows the obtained results. The excellent DTR compatibility of the steel of the present invention is also observed when the SR material is only temper rolled.
[0084]
[Table 4]

[0085]
【The invention's effect】
According to the method for producing a steel sheet of the present invention, it is possible to produce a DTR can having a higher side wall portion thinning rate than before without breaking the side wall, and a reduction in the weight of the DTR can can be achieved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the effects of Nb addition in a steel sheet and the total O amount on eth.
FIG. 2 is a diagram showing the influence of total O amount and S amount in a steel sheet on eth.
FIG. 3 is a diagram showing the influence of the amount of C and Nb in a steel sheet on eth.
FIG. 4 is a schematic view showing a precipitation form of cementite.
FIG. 5 is a diagram showing a relationship between a limit thinning rate eth obtained by a high-speed draw bead test and a limit thinning rate Rth obtained by a DTR simulation test.
FIG. 6 is a diagram showing a high-speed draw bead test method.
FIG. 7 is a drawing-substituting photograph of a cross-sectional microstructure showing a state of a cross-section of a crack in a can side wall after DTR molding. (It is also a diagram showing the correspondence between MnS and cracks.)
FIG. 8 is a drawing-substituting photograph of a cross-sectional microstructure showing a state of a cross-section of a crack in a can side wall after DTR molding. (It is also a diagram showing the correspondence between cementite and cracks.)

Claims

0.02 <C ≦ 0.1% by weight, Si <0.03%, 0.4 ≦ Mn ≦ 1.2%, P ≦ 0.03%, S ≦ 0.02%, 0.02 ≦ Sol.Al ≦ 0.1%, N ≦ 0.007%, Total-O ≦ 0.005%, (3.0 × 10 ⁻⁴ ) /C≦Nb≦0.03%, 10C + Mn ≧ 0.8%, S × O ≦ 4.0 × 10 ⁻⁵ % , hot-rolled material consisting of the balance Fe and inevitable impurities , Hot rolling, pickling and cold rolling, followed by continuous annealing at a temperature not less than the recrystallization temperature and not more than the Ac ₃ transformation point, and further temper rolling with a stretch rate of 0.5 to 3% or a reduction rate of 5 to 40 % DR rolling, a method for producing a DTR can-compatible steel sheet having excellent sidewall fracture resistance.

0.02 <C ≦ 0.1%, Si <0.03%, 0.4 ≦ Mn ≦ 1.2%, P ≦ 0.03%, S ≦ 0.015%, 0.02 ≦ sol.Al ≦ 0.1%, N ≦ 0.007%, (3.0 × 10 ^-4 ) /C≦Nb≦0.03%, Total-O ≦ 0.0025%, 10C + Mn ≧ 0.8%, S × O ≦ 2.5 × 10 ^-5 %, and the hot-rolled material consisting of the balance Fe and inevitable impurities , Hot rolling, pickling and cold rolling, followed by continuous annealing at a temperature not less than the recrystallization temperature and not more than the Ac ₃ transformation point, and further temper rolling with a stretch rate of 0.5 to 3% or a reduction rate of 5 to 40 % DR rolling, a method for producing a DTR can-compatible steel sheet having excellent sidewall fracture resistance.

3. The method for producing a DTR can-compatible steel sheet having excellent side wall fracture resistance according to claim 1, wherein overaging is performed at a temperature lower than 400 ° C. after continuous annealing.