JPH08225855A - 異方性が小さい高強度缶用薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】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。 【構成】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 〜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。

Description

【発明の詳細な説明】

【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２−１１８０
２７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、55
0 〜400℃の温度範囲で巻き取り、脱スケールを経て、8
2％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℃／se
c 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−0.00
10）≦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＝（ｒ_L ＋２ｒ_D ＋ｒ_C ）／４ Δｒ＝（ｒ_L −２ｒ_D + ｒ_C ）／２ ただし、ｒ_L 、ｒ_D およびｒ_C 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（Δ
ｒ）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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 加藤 俊之 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社鉄鋼研究所内 (72)発明者 佐藤 覚 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社千葉製鉄所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項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。
2. 【請求項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：0.04
   wt％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。