JP4546922B2 - ３ピース溶接缶用連続焼鈍ｄｒ鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明はシーム溶接を施して得られる３ピース溶接缶（以下、溶接缶と略記）に用いられる鋼板であって、特に連続焼鈍を使い、かつ０．２５ｍｍ未満の板厚を作り込む手段として、調質圧延法にＤＲ圧延を使用するテンパー度がＤＲ８となる３ピース溶接缶用連続焼鈍ＤＲ鋼板およびその製造方法に関するものである。

従来から天蓋、缶胴、底蓋の３つの部材から構成される３ピース缶の胴を接合する方法は、半田付け、樹脂接着、溶接の順に実用化され、現在は接合代が最も少なく鋼板歩留り向上に最も優れた溶接法が主流になっている。一方、缶胴と天蓋、底蓋を接合する方法は半田付けの頃より捲締めの方法が使われている。これは缶胴の両端部に直径方向外向きに延出するフランジ部を形成するフランジ加工を施し、天蓋、底蓋のフランジ部と合わせて捲締めるものである。
ここで天蓋、底蓋の円周方向は材質、板厚が一様でフランジ加工による欠陥は発生し難い一方、缶胴には溶接による接合部が形成されるため溶接部およびその近傍の材質は加熱により大きく変動し、溶接部の板厚は母材より厚くなる特徴がある。このような溶接胴にフランジ加工を施すと溶接部近傍にフランジ割れと呼ばれる加工欠陥を生じやすい。

フランジ割れの発生因子には、溶接部の著しい硬質化や溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと略記）の著しい軟質化、溶接作業の接合精度不良、鋼板の形状精度、材質、板厚のバラツキ、鋼板中の大きな介在物などあるが、フランジ加工で最も割れやすい個所がＨＡＺであることから割れの主因子は硬質な母材とＨＡＺの軟質化の相互作用によるものと考えられる。この溶接部近傍のフランジ割れは、冷間圧延（以下、冷延と略記）後に再結晶焼鈍し、湿式の調質圧延を行なうテンパー度ＤＲ８に調整された、いわゆるＤＲ鋼板において顕著である。ＤＲ鋼板は調質圧延で導入された歪みによって一様に硬質化しているが、この鋼板を缶胴として溶接成型すると、入熱でＨＡＺの歪みのみが消失し局部的な軟化を生じる。フランジ加工を施す際、軟化したＨＡＺには加工歪みが集中するためネッキングが生じやすく、長じてフランジ割れに至ると考えられている。

このＨＡＺ軟化による割れは連続焼鈍ＤＲ鋼板に頻発しバッチ焼鈍ＤＲ鋼板には少ないため、ほとんどの溶接缶用ＤＲ鋼板はバッチ焼鈍で作られる。ところがバッチ焼鈍法には製造時間が極めて長いという欠点があるため、生産性向上の観点から連続焼鈍法への製法転換が種々研究されてきた。更にフランジ割れを回避する目的で、例えば、鋼板の圧延方向のランクフォード値を高くし、鋼板の延性を向上することによってＨＡＺの局部変形能の向上を図りフランジ割れを防止する方法が知られている。（特許文献１参照）
一方、鋼板の固溶Ｃと固溶Ｎの合計量を４０〜１５０ｐｐｍに限定することで鋼板に降伏点伸びを伴う大きな伸びを付与し、連続焼鈍ＤＲ鋼板の延性をバッチ焼鈍材なみにしてフランジ割れを回避する方法が知られている。（特許文献２参照）
特開昭６３−７３３６号公報 特開平１０−１１０２４４号公報

前記特許文献１に記載の技術では、熱延板厚を１ｍｍ程度にして８５％以下の冷延率を適用するか、あるいは２回冷延２回焼鈍する製法が開示されている。しかしながらこの方法では熱延作業性劣化や歩留り悪化などが避けられない課題がある。
前記特許文献２に記載の技術では、多量の固溶Ｃ確保のため連続焼鈍の冷却速度を２０℃／秒以上にしなければならず、強力な冷却装置のない連続焼鈍ラインでは製造困難な課題を有している。
そして、これらの特許文献１、２に記載の従来技術は鋼板加工方向の延性向上をフランジ割れの改善手段とした点と溶接熱によって生じたＨＡＺ軟化を不可避な現象として扱った点が共通している。即ち、従来技術にはフランジ割れを根本的に回避するために必要なＨＡＺ軟化抑制に関する技術開示がなく、加えて工業生産を行なう上でそれぞれの技術に困難な課題を有しており、ＤＲ鋼板の連続焼鈍化を進める上で最適な技術開示はなされていないと考えられる。

本発明の主要な目的は、連続焼鈍ＤＲ鋼板のＨＡＺ軟化機構そのものを詳細に検討して軟化抑制策を考案し、かつ缶円周方向に均一なフランジ加工を施すために必要な母材とＨＡＺの相対的な材質のあり方を明らかにして耐フランジ割れ性を向上し、それを具体的に得られるプロセス条件を開示して、バッチ焼鈍ＤＲ鋼板同等の耐ネッキング性や耐フランジ割れ性を有する連続焼鈍ＤＲ鋼板とその製造方法を提供することにある。

本発明者は上記目的を達成すべく従来技術において顧みられることのなかったＨＡＺ軟化機構に着目して、その作用効果を詳細に研究した。その結果、本発明の課題解決には溶接後の母材とＨＡＺの材質特性差の解消、特にビッカース硬さ（Ｈｖ）の均一性確保が耐フランジ割れ性を飛躍的に向上させ得ることを明らかにした。加えて耐フランジ割れ性をバッチ焼鈍ＤＲ鋼板同等以上とするにはランクフォード値と全伸び値を向上させて缶円周方向の微小くびれ変形を回避することも重要である。即ち、連続焼鈍ＤＲ鋼板にＨｖ均一性の確保、ランクフォード値および全伸び値の向上があってはじめて耐フランジ割れ性がバッチ焼鈍ＤＲ鋼板同等以上になることを見出し、本発明を完成するに至った。即ち本発明の要旨は以下の通りである。

（１）本発明の３ピース溶接缶用連続焼鈍ＤＲ鋼板は、鋼成分としてｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．００８〜０．０１５％、を含有し残部鉄および不可避的不純物からなり、臭素エステルによる溶解法で測定されたＮａｓＡｌＮを全Ｎ量から差し引いた（Ｎ total−Ｎ as ＡｌＮ）量が、０．００７％以上であり、かつ圧延方向の全伸び値をＸ、平均ランクフォード値をＹで表した場合に、Ｘ≧１０％かつＹ≧０．９、または、Ｘ＜１０％かつＹ≧−０．０５Ｘ＋１．４の関係を満たし、軟化開始温度が７３０℃以上であることを特徴とする。
（２）本発明の溶接缶用連続焼鈍ＤＲ鋼板の製造方法は、鋼成分としてｍａｓｓ％でＣ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．００８〜０．０１５％を含有し残部鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブを８００℃以下に冷却後１１５０℃以上に再加熱してＡ３変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、捲取り温度６３０〜６９０℃以下で捲取り熱延鋼板となし、酸洗後、圧延率が９０％以上の冷間圧延を施し、さらに再結晶温度以上Ａｃ１変態点未満の連続焼鈍を施し、さらに調質圧延率１０〜１５％のＤＲ圧延を施すことを特徴とする。

本発明によれば、従来の連続焼鈍ＤＲ鋼板は、溶接に伴うＨＡＺ軟化にのみ対策を取ってきた結果、不十分な改善効果しか得られなかった。特に製品板の結晶粒を大きくすることでフランジ加工性向上を図っているが素材の硬質化が思うように達成できず、またＤＲ圧延によって全伸び値が大きくならないためフランジ加工時に歪みを均等に分散できず、耐フランジ割れ性は箱焼鈍材より劣った特性となっている。
本発明においては、従来は回避され得なかったＨＡＺ軟化と困難とされたＤＲ圧延率の低減を多量Ｎ添加で積極的にコントロールする発想に基づき、連続焼鈍ＤＲ鋼板の全伸び値を箱焼鈍ＤＲ鋼板以上に大きくし、かつ顧みられなかったｒ値向上にも取り組んだ。その結果、フランジ加工時の局部的な歪み集中が効果的に緩和され、優れたフランジ加工性を連続焼鈍ＤＲ鋼板に付与できるようになった。このことは省資源、省エネルギーに寄与するところ大であり、経済的効果は非常に大きい。

本発明を成すに至った基本的な考え方及び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述べる。従来技術に開示されたフランジ加工割れ改善の考え方は、ＨＡＺ軟化抑制よりは溶接部を除く鋼板の延性を大きくすることが望ましいとしている。
一方、本発明者はフランジ加工割れがＨＡＺに集中していることに着目し、割れ原因は溶接熱によるＨＡＺ軟化そのものにあるとした。まずこの考えに到達し、本発明を見出す端緒となった実験について説明する。

本発明者はバッチ焼鈍および連続焼鈍ＤＲ鋼板を供試材に使い、ＨＡＺ軟化機構の研究とその軟化抑制策につき検討した。ＨＡＺ軟化の評価方法として、材料間の有意差を正確かつ定量的に評価できるグリーブル通電加熱試験機による擬似溶接熱サイクル試験法を用いた。供試材は以下の表１、表２の鋼Ｎｏ．１、２、３に示すテンパーＤＲ８のＤＲ鋼板で、板厚０．１７ｍｍ、板幅３０ｍｍ、板長さ７０ｍｍの短冊型に調整したものである。これを通電による抵抗加熱で１秒以内に４００℃から９５０℃まで昇温し目標温度到達後１秒保定して空冷（冷速は１５から４０℃／秒程度）した。焼鈍後の試料は試験荷重２００ｇのマイクロビッカース硬度計にて板断面硬度（以下、Ｈｖ２００ｇと略記）を調査した。その結果を図１の焼鈍温度とＨｖの関係に整理し、以下に述べる新規の知見を得た。

（１） ＤＲ率２５％のバッチ焼鈍材および連続焼鈍材の擬似溶接熱による軟化開始温度は共にほぼ５００℃で焼鈍法による差異はない。（図１のＢＡＦ.２ＣＲ２５％で示すデータとＣＡＬ.２ＣＲ２５％で示すデータ及び表２の各値から）
（２） ただし焼鈍法によって軟化挙動は大きく異なり、連続焼鈍ＤＲ鋼板には明確な軟化開始温度があってそれを過ぎると急激に軟化するが、バッチ焼鈍ＤＲ鋼板では５００℃から徐々に軟化が始まり緩やかに軟化が進行する。
（３） 一方、ＤＲ率とＨＡＺ軟化の関係を見るとＤＲ率が低いほど軟化開始温度が高温域にシフトしており、ＤＲ率２５％で５００℃であったものが１８％では７００℃になる。（図１のＣＡＬ.２ＣＲ２５％とＣＡＬ.２ＣＲ１８％の比較及び表２の各値から）
（４） ただし表２に示すＤＲ率１８％の連続焼鈍材のロックウェルＴ硬さ（以下、ＨＲ３０Ｔと略記）は７０でテンパーＤＲ８硬さ（ＨＲ３０Ｔ ７０〜７６狙い）の下限にある。

上記（１）の知見によりバッチ焼鈍法から連続焼鈍法へ切替えてもＨＡＺ軟化温度は変らないことが確認され、（２）の知見からＨＡＺ軟化挙動はＤＲ鋼板の製造条件によって変化しており、製造方法で制御可能との示唆が得られ、さらに（３）の知見において、ＨＡＺ軟化を抑える有力な手段にＤＲ率があり、連続焼鈍ＤＲ鋼板のＤＲ率を軽減することでＨＡＺ軟化が生じ難くなるとの指針が得られた。即ち、実際の溶接缶製造において溶接ＨＡＺの最高到達温度は組織観察等からＡ１変態点域（７３０〜７５０℃）にあるとの知見が得られており、１８％未満にＤＲ率を軽減すれば軟化開始温度が７３０℃以上の高温域にシフトしてＨＡＺ軟化が回避され、母材との強度差は解消されることを示している。
一方、本発明のテンパー度はＤＲ８で、その硬さ目標はＨＲ３０Ｔ７０〜７６である。連続焼鈍ＤＲ鋼板のＨＡＺ軟化抑制にはＤＲ率低減が有効との指針は出たが、実用化するには上記（４）の知見から鋼板のＤＲ８硬さを確保しつつ軟化開始点を高くする方法を確立しなければならない。本発明者はＤＲ率低減による軟化を補完する手段として、溶接熱により固溶しても析出しても強化能を発揮し得る窒素（以下、Ｎと略記）を使った素材強化法を利用した。これはＮ以外の硬化元素として利用可能なＣ、Ｍｎ、ＰはＡＳＴＭ成分規格で狭い範囲でしか活用できず、かつ析出物生成や粒界への偏析によって鋼板の強化能が大きく変化するためである。

以下にＮ添加鋼による最適ＤＲ率探索実験の詳細について述べる。
実験手段としては直接に材料良否を判定できるよう実機による鋼板製造と実製缶に使われる溶接機を用いた。供試材は表１の鋼Ｎｏ．４（バッチ焼鈍鋼板）と鋼Ｎｏ．５〜２６（連続焼鈍鋼板）を使った。鋼Ｎｏ．４には表２に示す熱延、冷延、バッチ焼鈍を行ない、ついでＤＲ率２５％のＤＲ圧延を施し板厚０．１５０ｍｍの判定基準となるバッチ焼鈍鋼板とした。また、鋼Ｎｏ．５〜２６には表２に示す熱延、冷延、連続焼鈍を行ない、ついでＤＲ率６〜１７％のＤＲ圧延を施し板厚を０．１５０ｍｍの連続焼鈍鋼板とした。さらに全ての供試材に片側錫付着量２．８ｇ／ｍ^２の電気メッキを行なってテンパーＤＲ８の溶接缶用ＤＲ鋼板とした。この電気ブリキ鋼板よりＪＩＳ５号試験片を採取し圧延方向を試験方向とした引張り試験を行ない、さらにＨＲ３０Ｔ、ｒ値（薄鋼板の固有振動法によって得られたヤング率から求めた平均ｒ値）を測定した。

また、同一の鋼板を缶径２０２φ、缶高さ１０８ｍｍの溶接缶が製造できるブランク板にスリットし、ＦＢＢ−１０８０型スードロニック溶接機にて製胴した。溶接条件は溶接電流４３３０Ａ、製缶速度４８６缶／分、電流波形はサインカーブ、ナゲットピッチ０．４５ｍｍ、ラップ幅０．５ｍｍである。製胴された溶接缶胴中央部から溶接部を中心に２ｃｍ角の平板を採取し母材、ＨＡＺ、接合部の板断面硬度（試験荷重１００ｇのＨｖ、以下、Ｈｖ１００ｇと略記）を測定した。加えてＨＡＺ軟化とフランジ加工性の関係を求めるため、同一条件で製胴した溶接缶に図２の模式図に示すフランジ加工ストローク長さを求めるための実験装置を使用した。製胴された溶接缶Ａは実験装置にて胴端部にフランジ加工金型が装着されフランジ割れが生じるまで金型のパンチ２の先端部２ａが押し込まれる。図２に示す如く、フランジダイス１に形成されている凹部１ａに対して溶接缶Ａを挿入し、パンチ２を下降させてフランジダイス１の凹部１ａから上部に突き出ている溶接缶Ａの上部側にパンチ２の先端部２ａを押し込み、溶接缶Ａの上部開口側を拡開してフランジ部Ｂを形成するフランジ加工を行った。
その押し込み長さがフランジ加工ストローク長さ（ｍｍ）であり、長いほどフランジ割れが起き難い鋼板であることを示す。フランジ割れ評価は、溶接缶胴の上部をフランジ加工した場合の張り出しによる割れの有無を目し判定するものとした。
フランジ加工性の良否はバッチ焼鈍ＤＲ材のフランジ加工ストローク長さを基準にした相対評価である。引張り試験値、ｒ値、ＨＲ３０Ｔおよびフランジ加工ストローク長さは表３に整理し、図３（ａ）に鋼Ｎｏ．８、２２、２３、２４の溶接部近傍のＤＲ率とＨｖ１００ｇ分布の関係を示し、図３（ｂ）にＨｖの測定位置を示し、図４に全伸び値および平均ｒ値とフランジ加工ストローク長さの関係をまとめた。これらの実験により得られた知見を以下に記す。

（５） 図３によりＨＡＺ軟化が解消し、母材とＨＡＺの材質差異（Ｈｖ１００ｇ）が無くなるＤＲ率は１５％以下である。
（６）表１、表２に示す、例えば鋼Ｎｏ．１３等により０．００７ｍａｓｓ％のＮ量かつＤＲ率１０〜１５％でテンパーＤＲ８に必要な硬さ（ＨＲ３０Ｔ）７０〜７６が得られる。
（７）図４によりバッチ焼鈍ＤＲ鋼板同等のフランジ加工ストローク長さ１８ｍｍを達成した連続焼鈍ＤＲ鋼板はＨＡＺ軟化がなく、かつ全伸び値１０％以上かつ平均ｒ値０．９以上の特性値を有するものであった。
上記（５）の知見により、溶接熱によってＨＡＺ軟化が生じないＤＲ率が１５％以下に存在していることを新規に知見し、これを図３に示す。上記（６）の知見は、鋼中Ｎ量が０．００７％かつＤＲ率１０〜１５％を併用すればテンパーＤＲ８の所要硬さが得られるとの知見である。

一方、上記（７）によりＨＡＺ軟化抑制対策としてＨｖ均一化を狙えばフランジ加工ストローク長さが飛躍的に向上することは明らかとなったが、Ｈｖ均一化のみではバッチ焼鈍鋼板同等のフランジ加工ストローク長さ１８ｍｍが達成し難いことが新たに知見された。確かにＨＡＺ軟化抑制によりフランジ加工性は向上しているが、バッチ焼鈍鋼板同等のフランジストローク長さを確保するには母材の全伸び値をバッチ焼鈍鋼板以上に高くし、かつ平均ｒ値を０．９以上にすることが必要である。この関係を図５に示す。
図５に示す如くバッチ焼鈍ＤＲ鋼板同等のフランジストローク長さを有する連続焼鈍ＤＲ鋼板の伸びとｒ値の関係を見ると、フランジストローク長さ１８ｍｍ以上を目的として、全伸び値Ｘ＜１０％かつ平均ｒ値≧−０.０５Ｘ＋１.４の範囲と、全伸び値Ｘ≧１０％かつ平均ｒ値≧０.９の範囲を満たすものは、ＨＡＺ軟化割れによるフランジストローク長さ不足の一部試料を除くと他の試料は全てフランジストローク長さ１８ｍｍ以上を満足していることが判明した。

母材の全伸び値と平均ｒ値がフランジストローク長さに関わる機構は明らかではないが、本発明者は改めて溶接缶のフランジ加工の機構を検討することで上記新知見（７）の解釈を試みた。図６（ａ）に示すようにｒ値の定義は一軸引張り変形を与えたときの板厚歪みに対する板幅歪みの比で表され、ｒ値の高い材料は引張り加工によって板幅が優先して縮む特性がある。一般にｒ値と深絞り加工性には強い関係が認められており、これに着目して本発明に関するフランジ加工との関連を考察した内容を図６（ｂ）に示す。
この図６（ｂ）に示すように両加工法には類似点があって、加工開始から終了までの工程が鏡像のような関係になっており、特に溶接缶のフランジ先端部では平均ｒ値がフランジ加工割れを支配する材料因子となっている。
即ち、深絞り加工での主要な変形は縮みフランジ部の伸び〜縮み変形（缶円周方向に縮み、缶半径方向に伸び）で、この変形が容易に進めば絞り応力が小さくなり鋼板は破断することなく成型が完了するので好ましいとされる。ここで絞り応力を支配する主要な材料因子は平均ｒ値と言われており、平均ｒ値が低い鋼板では絞り応力が大きくなって鋼板が座屈しやすくなりシワ発生を経て破断に到る。

一方、溶接缶のフランジ加工は張出し成型に分類される。一般に張出し成型の主要な変形様式は伸び〜伸び変形であるので深絞り加工とは別物に扱われるが、本発明者は張出し成型体中での変形様式および変形量が大きく変化する点に着目して溶接缶体の成型部位ごとの変形様式を細かく分類することを試みた。その結果、特にフランジ加工割れの生じるフランジ先端部では伸び〜縮み変形（缶円周方向に伸び、缶半径方向に縮み）となって加工が進んでおり、深絞り加工と共通した変形様式であることが明らかになったものである。ここで深絞り加工の絞り応力が圧縮であるのに対してフランジ加工では引張り応力となるため深絞り時のシワ発生現象はフランジ加工では局部くびれ（ネッキング）となって現れる。即ちフランジ成型性良否に平均ｒ値が関与してもフランジ加工の場合は平均ｒ値が低いとシワの代りにネッキングが発生して破断することになるので、フランジ加工で高ｒ値化を進める目的は鋼板の塑性流動性を向上させて加工の均一性を維持しつつ破断を解消することにある。

また、フランジ先端部の応力状態は缶円周方向のみに引張り応力が働き、缶半径方向の応力はほぼゼロであるため単軸引張り変形に近い歪みの状態で表される。即ち、フランジ加工は引張り試験に相当する単軸引張り変形なので破断が発生する成型限界は全伸び値で表されることを意味している。溶接缶の中でも特にフランジ加工率の高い小径溶接缶のフランジ加工率は９％前後とされており、母材の全伸び値が１０％以上であればフランジ部が割れる前に加工が終了することになり、今回の知見（７）の結果に一致する。既にｒ値の効用については公知例の特許文献１（特開昭６３−７３３６号公報）にあるが、鋼板Ｌ方向ｒ値を高くすることで鋼板の局部伸び性が良くなりフランジ加工性が向上するという要旨である。
しかしながら先の公知例の発明と本発明とは全く異なるものである。即ち、特許文献１（特開昭６３−７３３６号公報）では冷延率を８５％以下とした鋼板においてＬ方向ｒ値を高くして、溶接熱影響部（本発明のＨＡＺに相当）の局部変形能の向上を図りフランジ割れを防止するという考え方である。一方、本発明はまずＨＡＺ軟化そのものを抑えることを最優先にして母材とＨＡＺのＨｖ材質差の解消を目指しており、さらにフランジ加工に必要な全伸び値を明確にしたうえで、平均ｒ値の向上という手段によってフランジ先端部の張出し加工限界を大きくしてバッチ焼鈍ＤＲ鋼板同等となるよう耐フランジ割れ対策を加えたものである。即ち、従来技術では達成し得なかった極めて抜本的な発明となっている。本発明は前述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下の通りである。

本発明に適用する鋼材の化学成分について以下に説明する。
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｃが多い場合には連続焼鈍板の再結晶粒の成長が抑制され不均一な結晶組織となり本発明の要件である全伸び値、ランクフォード値が小さくなることや結晶粒界や粒内に大きな炭化物が形成しやすくなりフランジ加工時に割れ起点となるなどの問題を生じる。このためＣ上限を０．０８％とする。一方、Ｃ量が少ないほど鋼板が軟質になり大きなＤＲ圧延率が必要となるので下限を０．０４％とする。
Ｓｉ：０．０３％以下
Ｓｉは食缶として耐食性を劣化させる元素で、過剰に含有させることで介在物を形成しフランジ加工性を劣化させるため上限を０．０３％に限定する。なお特に優れた耐食性を必要とする場合には上限を０．０２０％とすることが望まれる。
Ｍｎ：０．０５〜０．５％
Ｍｎは熱延鋼板のＳ起因の耳割れを防止するために必要な元素であり、Ｓ量に応じて添加するものでＳ量とのバランスから０．０５ｍａｓｓ％を下限とする。一方、Ｓを固定する以上にＭｎがある場合、一部が固溶Ｍｎとなって結晶粒を微細化やｒ値の低下、さらには耐食性の悪化などを進めるので過度の添加は好ましくなく、また経済的にもコストアップになるので０．５％を上限とする。

Ｐ ：０．０２％以下
Ｐは過度に含有すると結晶粒界に偏析しフランジ加工割れの原因になるほか、食缶としての耐食も劣化させる元素である。従ってその上限を０．０２％とする。
Ｓ ：０．０２％以下
ＳはＭｎ量との関係において過剰に含有すると固溶Ｓとして熱延鋼板の割れ原因となる。また固溶Ｓとして食缶としての耐食性を劣化させる原因にもなるので、その上限を０．０２％とする。
Ａｌ：０．０２〜０．１０％
Ａｌ量はｍａｓｓ％で０．０２〜０．１０％と限定する。Ａｌが多い場合には焼鈍加熱時にＡｌが多量に析出し、焼鈍板の再結晶の成長が抑制され不均一な組織となる他、（Ｎ total−Ｎ as ＡｌＮ）で表されるＮ分が減少し本発明の目的であるテンパーＤＲ８の強度が得られなくなるためである。加えて鋼板が軟質化する分大きなＤＲ圧延率が必要となるため上限値を０．１０％とする。一方、Ａｌが少ないと溶製時の十分な脱酸が期待できなくなり鋼中の介在物が増加しフランジ割れが多発するようになる。この介在物発生を少なくするためのＡｌ量として下限値を０．０２％とする。なお、材質の安定性という観点から０．０２〜０．０６％とすることが望ましい。

Ｎ：０．００８〜０．０１５％
Ｎ量はｍａｓｓ％で０．００８〜０．０１５％と限定する。Ｎは本発明の最も重要な化学成分であって、固溶強化および微細な窒化物による析出強化を生じて鋼板の硬さを大きくしＤＲ圧延率の軽減に働き、加えて鋼板の集合組織に作用してランクフォード値を向上する働きがある。この効果は０．００８％以上の添加によって安定して得られるので下限値を０．００８％とする。一方、Ｎが０．０１５％を越えて添加されると製品を著しく硬質化し鋼板圧延作業および製缶加工作業全般を阻害するのでＮ量の上限値を０．０１５％とする。また、本発明の鋼板中には臭素エステルによる溶解法で測定されたＮａｓＡｌＮを全Ｎ量から差し引いた（Ｎ total−Ｎ as ＡｌＮ）で表されるＮ分がある。このＮ量が０．００７％以上ないと十分な固溶強化が発現せず、本発明のＤＲ圧延率上限１４％以上の圧延率が必要となって全伸び、ランクフォード値の確保が困難になるので（Ｎ total−Ｎ as ＡｌＮ）で表されるＮ分の下限を０．００７％に限定する。

その他の化学成分
本発明の溶接缶用ＤＲ鋼板の成分としてはｍａｓｓ％でＣ：０．０４〜０．０８％、Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．００８〜０．０１５％を含有することが必要であるが、公知の溶接缶用ＤＲ鋼板中に一般的に存在する成分元素を含有してもよい。例えばＳｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖなどの１種または２種以上を０．３％以下、あるいはＣａ：０．０１％以下等の成分元素を目的に応じて含有させることができる。

本発明の製造条件
本発明の製造工程について述べる。前述の成分を含有し残部がＦｅ、および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造鋼片とし熱延に供する。熱延前の鋼片の熱履歴は、Ａ３変態点未満に冷却した後に再加熱する方法、または連続鋳造された鋼片をＡ３変態点未満まで冷却することなく高温鋳片のまま熱延するいわゆる直送圧延の方法がある。この直送圧延では熱延組織および最終製品の組織が微細になって本発明に必要な平均ｒ値０．９以上が得られないので熱延前鋼片は一旦８００℃以下に冷却して固溶成分を析出させることが望ましい。この冷却処理した鋼片を熱延加熱炉にて１１５０℃以上に再加熱する。
一方、仕上げ温度をＡ３変態点以上に限定したのは変態点未満の圧延では熱延後の組織が混粒となって均一な材質が得られなくなるためフランジ割れを生じる恐れが増し、加えてｒ値も低くなるためである。また熱延捲取り温度は本発明の重要な製造因子であって、捲取り温度が７００℃を超えて高温捲取りを行なうとＡｌＮが析出して（Ｎ total−Ｎ as ＡｌＮ）で表されるＮ分が減少し０．００７％以上が確保できなくなるので上限を６９０℃に限定する。一方、捲取り温度６３０℃未満では鋼板の長手方向、幅方向の平均ｒ値が低めにばらつき、本発明の０．９以上が達成出来なくなるため下限を６３０℃とする。

熱延後は脱スケール、例えば酸洗し、冷延率９０％以上で冷延し、連続焼鈍ラインにて再結晶焼鈍する。焼鈍後のＤＲ圧延率も本発明の重要な製造因子であって、ＤＲ圧延率が１０％未満では鋼板の硬さが７０未満となりＤＲ材として必要な硬さが確保できないので下限を１０％とする。一方、ＤＲ圧延率が１５％を超えると硬質化が進み、全伸び値１０％以上および平均ｒ値０．９以上が安定して確保できないためＤＲ圧延率上限を１５％とする。またＤＲ鋼板の硬さをＨＲ３０Ｔ：７０〜７６に限定するのは一般に使用される溶接缶用ＤＲ鋼板のほとんどがこの強度範囲で製缶されており、加工経験が豊富で強度起因による製缶不具合が生じ難いからである。

本発明の製造方法により得られた鋼板に施される表面処理はその方法を問わない。すなわち錫めっき、ニッケルめっき、あるいは特殊な下地処理後に極薄目付けの錫めっきを行なう方法など、溶接缶用鋼板に用いられるいかなるめっき法であっても本発明の作用効果は発揮される。尚、溶接缶用連続焼鈍ＤＲ鋼板の板厚は薄手化して缶重量を軽減し省資源に貢献する方向に改善が進んでいるが、一方、溶接作業は板厚が薄いほど困難になることも周知の事実である。フランジ加工性を抜本的に向上させた本発明のＤＲ鋼板は、特に０．１９ｍｍ以下の板厚の薄い分野に適用し、その効果を発揮させることが好ましい。

以下に本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
表１に示す成分および表２に示す製造条件で製品板厚０．１５〜０．１７ｍｍの溶接缶用ＤＲ鋼板を製造した。
表３に得られた鋼板の特性および加工性を示した。表１の鋼Ｎｏ．２１〜２６は本発明の例であり、Ｎｏ．１と４は箱焼鈍製法で製造された比較例で本発明の目標特性値を有するものである。また、表１の鋼Ｎｏ．２、３および５〜２０は従来連続焼鈍製法で製造された比較例である。この中で鋼Ｎｏ．１３〜２６にはＮの多量添加を行なっており、ＤＲ圧延率１０％以上を施したものは硬さ７０以上を確保している。また同じＮの多量添加を行ない熱延捲取り温度を高めにとった鋼Ｎｏ．２１〜２６は１０％以上の全伸びと０．９以上の平均ｒ値が得られている。この特性値は目標とする箱焼鈍ＤＲ鋼板、つまり比較例の鋼Ｎｏ．１、４に対して全伸び値は優れて大きく、ｒ値はやや低めの特性である。

本発明材と箱焼鈍ＤＲ鋼板のフランジストローク長さ比較では箱焼鈍材１８ｍｍに対して本発明材も１８ｍｍであり箱焼鈍材同等の耐フランジ割れ性を有することが確認された。一方、比較例の鋼Ｎｏ．２、３および鋼Ｎｏ.５〜２０は多量Ｎ添加した鋼でも熱延捲取り温度、連続焼鈍後のＤＲ圧延率が本発明を外れるため、これらの連続焼鈍ＤＲ鋼板の特性値は本発明材のように全伸び値１０％以上かつ平均ｒ値０．９以上かつ硬さ７０〜７６の少なくとも一つが達成されておらずフランジストローク長さは１７ｍｍ以下となっている。
即ち、表３から明らかなように鋼Ｎｏ．２１〜２６の本発明ＤＲ鋼板はフランジストローク長さにおいて１８ｍｍが確保されており、従来連続焼鈍ＤＲ鋼板はもとより、これまでフランジ加工性が優れるとされた箱焼鈍ＤＲ鋼板に等しい優れたフランジ加工性を有することが示されている。

図１はバッチ焼鈍および連続焼鈍ＤＲ鋼板を供試材に用いて行った擬似溶接熱サイクル試験により得られた焼鈍温度とＨｖの関係を示す図である。 図２はフランジ加工テストの略図である。 図３は試験片における溶接部近傍のＤＲ率とＨｖ１００ｇ分布の関係を示すものであり、図３（ａ）は溶接部付近のＨｖ硬度分布を示すグラフ、図３（ｂ）は測定位置を示す略図である。 図４は製品板の平均ｒ値とフランジ加工ストローク長さの関係を表した図である。 図５は本発明と比較例の全伸び値、平均ランクフォード値とフランジストローク長さの関係を示した図である。 図６は溶接缶胴の伸びフランジ成型と深絞り加工での縮みフランジ成型の冶金現象が共通していることを示したもので、図６（ａ）は高ランクフォード値の特徴を示す説明図、図６（ｂ）は円筒缶におけるフランジ部の加工性について分析した結果を示す説明図である。

符号の説明

１ フランジダイス
１ａ 凹部
２ パンチ
２ａ 凸部
Ａ 缶胴
Ｂ フランジ部

Claims (2)

1. 鋼成分としてｍａｓｓ％で
   Ｃ ：０．０４〜０．０８％
   Ｓｉ：０．０３％以下
   Ｍｎ：０．０５〜０．５％
   Ｐ ：０．０２％以下
   Ｓ ：０．０２％以下
   Ａｌ：０．０２〜０．１０％
   Ｎ ：０．００８〜０．０１５％
   を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、
   臭素エステルによる溶解法で測定されたＮａｓＡｌＮを全Ｎ量から差し引いた（Ｎ total−Ｎ as ＡｌＮ）量が、０．００７％以上であり、
   かつ圧延方向の全伸び値をＸ、平均ランクフォード値をＹで表した場合に、
   Ｘ≧１０％かつＹ≧０．９、
   または、
   Ｘ＜１０％かつＹ≧−０．０５Ｘ＋１．４
   の関係を満たし、
   軟化開始温度が７３０℃以上であることを特徴とする３ピース溶接缶用連続焼鈍ＤＲ鋼板。
2. 鋼成分としてｍａｓｓ％で
   Ｃ ：０．０４〜０．０８％
   Ｓｉ：０．０３％以下
   Ｍｎ：０．０５〜０．５％
   Ｐ ：０．０２％以下
   Ｓ ：０．０２％以下
   Ａｌ：０．０２〜０．１０％
   Ｎ ：０．００８〜０．０１５％
   を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブを８００℃以下に冷却後、１１５０℃以上に再加熱し、Ａ３変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、捲取り温度６３０〜６９０℃以下で捲取り熱延鋼板となし、酸洗後、圧延率が９０％以上の冷間圧延を施し、さらに再結晶温度以上Ａｃ１変態点未満の連続焼鈍を施し、さらに調質圧延率１０〜１５％のＤＲ圧延を施すことを特徴とする請求項１に記載の３ピース溶接缶用連続焼鈍ＤＲ鋼板の製造方法。

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