JPH09227947A - 極低炭素缶用鋼板の製造方法 - Google Patents
極低炭素缶用鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高価なＮｂやＴｉを添加が不要で、製造しや
すく、かつ缶用としての特性の優れた缶用鋼板を製造す
る方法を提供する。 【解決手段】 重量％でＣ：0.0016〜0.0025％、Ｍｎ：
0.05〜2.0 ％、Ａｌ：0.025 〜0.13％、Ｎ：0.0030％以
下、Ｂ：0.0005〜0.0024％を含有し、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなり、かつＢ／Ｎ（重量
比）が0.5 〜0.8 である成分を有する鋼を用いること、
熱間圧延における巻取り温度が400 〜650 ℃であるこ
と、連続焼鈍での焼鈍温度が650 〜690 ℃であること、
及び調質圧延における伸張率が0.8 〜４％であることを
特徴とする極低炭素缶用鋼板の製造方法。
すく、かつ缶用としての特性の優れた缶用鋼板を製造す
る方法を提供する。 【解決手段】 重量％でＣ：0.0016〜0.0025％、Ｍｎ：
0.05〜2.0 ％、Ａｌ：0.025 〜0.13％、Ｎ：0.0030％以
下、Ｂ：0.0005〜0.0024％を含有し、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなり、かつＢ／Ｎ（重量
比）が0.5 〜0.8 である成分を有する鋼を用いること、
熱間圧延における巻取り温度が400 〜650 ℃であるこ
と、連続焼鈍での焼鈍温度が650 〜690 ℃であること、
及び調質圧延における伸張率が0.8 〜４％であることを
特徴とする極低炭素缶用鋼板の製造方法。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、錫めっき鋼板、Ｔ
ＦＳなどの缶用鋼板の原板の製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】極低炭素缶用鋼板としては、鋼中の侵入
型固溶元素（Ｃ、Ｎ）と強い結合力を持ち、炭窒化物を
容易に形成するＴｉおよびＮｂのうち少なくとも一種を
含有させた、いわゆるＩＦ鋼（Interstitial Free Stee
l)がよく知られている。この鋼は侵入型固溶元素を含ま
ないので、塗装後でも降伏点伸びが現われない。この結
果、腰折れ、ストレッチャーストレインなど降伏点伸び
の存在に起因する製缶時の外観不良の懸念が全くない。
脱ガス技術の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易にな
った現在、ＩＦ鋼は軟質の缶用鋼板として大量に用いら
れている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＩＦ鋼
は次のような問題点を有する。第一に、ＴｉやＮｂを添
加するため再結晶温度が高くなる。この結果、750 ℃以
上の高温焼鈍が必須である。缶用鋼板は板厚が薄いの
で、高温焼鈍を行うと、破断、絞りなどの操業トラブル
を招きやすい。第二に、高価なＴｉやＮｂを添加するた
め素材コストが高い。第三に、溶接部強度が弱い。これ
は極低炭素鋼では焼入れ効果がないからである。 【０００４】缶用ＩＦ鋼のこのような問題点を解決する
方法として、例えば、特開平５ー２６３１４３号公報に
は、Ｔｉ、Ｎｂではなく、微量のＢを添加する技術が開
示されている。 【０００５】しかし、特開平５ー２６３１４３号公報に
記載されている技術においては、前記第一と第二の問題
は解決されるが、Ｃ量を極端に低くしなければならない
ため、現在の脱ガス技術では高コストであり、かつその
達成も不確実であるという新たな問題を生じる。また、
前記第三の問題も不十分である。 【０００６】本発明は、このような問題点を解決するた
めになされたもので、高価なＮｂやＴｉを添加が不要
で、製造しやすく、かつ缶用としての特性の優れた缶用
鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。 【０００７】 【課題を解決するための手段】上記課題は、重量％で
Ｃ：0.0016〜0.0025％、Ｍｎ：0.05〜2.0 ％、Ａｌ：0.
025 〜0.13％、Ｎ：0.0030％以下、Ｂ：0.0005〜0.0024
％を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなり、かつＢ／Ｎ（重量比）が0.5 〜0.8 である成
分を有する鋼を用いること、熱間圧延における巻取り温
度が400 〜650 ℃であること、連続焼鈍での焼鈍温度が
650 〜690 ℃であること、及び調質圧延における伸張率
が0.8 〜４％であることを特徴とする極低炭素缶用鋼板
の製造方法により解決される。 【０００８】さらに、調質圧延における伸長率を1.8 〜
４％とすれば、極低炭素缶用鋼板の特性が一層向上す
る。 【０００９】以下に、本発明の製造条件の限定理由を説
明する。 Ｃ：塗装工程では、塗料の焼付け処理（210 ℃×10分）
が行われる。この際、固溶Ｃが存在するとそれが転位上
に極めて微細な準安定析出物として析出し、転位の運動
を妨げる。その結果、降伏点伸びが発生する。固溶Ｃ量
が多いほど降伏点伸びが大きくなる。この値が大きいと
缶成形の際に腰折れやストレッチャストレインを生ず
る。このような外観不良を避けるためには降伏点伸びは
５％以下でなければならない。本願の鋼では、Ｔｉ、Ｎ
ｂなど炭化物形成元素を添加しないので、固溶Ｃ量は鋼
中の全Ｃ量に比例する。Ｃ量が0.0025％を超えると塗装
後の降伏点伸びを５％以下にできなくなる。0.0016％未
満では製鋼での製造コストが非常に高くなる。 【００１０】Ｍｎ：赤熱脆化防止のために0.05％以上の
添加が必要である。硬度調節はＭｎの添加量調節により
行う。上限は必要硬度の上限より定めたものである。 【００１１】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として添加されるが、
本発明では固溶N をＡｌＮとして固定する作用もする。
固溶ＮはまずＢによりＢＮとして固定され、残った分が
ＡｌＮとなる。0.025 ％未満では、ＢＮの析出後に残る
固溶Ｎ量が少ないので焼鈍時のＡｌＮの析出が不安定に
なる。ＡｌＮになりきれなっかった固溶Ｎは、塗装時に
Ｎ時効による降伏点伸びの発生に関与する。強力な脱酸
剤であるＡｌが多くなることはスラブの表面性状にとり
好ましくない。コストアップにもつながる。上限である
0.130 ％はこの点を考慮したものである。 【００１２】Ｎ：Ｎは不可避的に混入する不純物であ
る。Ｎ量が高くなるほどこれを固定するためのＢの添加
量を増やさなければならない。Ｂは非常に高価であるの
で、これはコストアップになる。上限である0.0030％は
この点を配慮して定めたものである。 【００１３】Ｂ：添加の目的は次ぎの三つである。一つ
目は熱延板組織の細粒化、冷延板組織の細粒化を通じて
の塗装時の降伏点伸びの抑制である。細粒化は焼鈍の冷
却過程での固溶C の偏析箇所となる粒界を増やすことに
なり、粒界に偏析した固溶炭素は降伏点伸びの発生に関
与しないからである。 【００１４】二つ目は固溶Ｎの悪影響の軽減である。Ｎ
をＢＮとして固定し、塗装時のＮ時効による降伏点の発
生を抑制する。 【００１５】三つ目は溶接熱影響部の強化である。極低
Ｃ化による溶接熱影響部の焼入れ性の低下を、Ｂにより
補償する。0.0005％未満ではこの三つの効果が得られな
い。0.0024％を越えると上記Ｎ量との関係から、ＢＮと
して析出する量より過剰にＢが含有される場合が生じ、
Ｎ時効は減少するが、後述のように、固溶Ｃ量が増加す
るので好ましくない。多量のＢの添加はコスト的にも、
またスラブの表面品質にとっても好ましくない。 【００１６】Ｂ／Ｎ：塗装後の降伏点伸びを５％以下に
するための重要な因子である。Ｂ／Ｎが0.5 未満では前
記Ｂ添加の効果が得られない。 【００１７】Ｂ／Ｎが0.8 を越えると原子数でＢがＮよ
り多くなる。余剰なＢはＣより先に粒界に偏析し、固溶
Ｃの粒界への偏析を妨害する。即ち余剰なＢの存在は、
粒内の固溶Ｃを増やし、塗装後の降伏点伸びを５％以上
にしてしまう。 【００１８】熱延後の巻取温度：400 ℃未満では、安定
した巻取作業ができない。650 ℃を越えると熱延板結晶
粒の粗大化を招く。熱延板の結晶粒が大きくなると、冷
延ー焼鈍後の結晶粒も大きくなり、焼鈍の冷却過程での
固溶Ｃの偏析箇所が少なくなる。 【００１９】連続焼鈍での焼鈍温度：650 ℃未満では未
再結晶部が残る。690 ℃を越えると塗装後の降伏点伸び
が５％を越えるようになる。焼鈍での昇温とともに熱延
板の粒界に析出あるいは偏析しているＣが結晶粒内へ再
固溶するが、690 ℃を越えるその量が多くなりすぎるか
らである。さらに焼鈍温度が高くなるほど、結晶粒が大
きくなり、偏析箇所が減少することも降伏点伸びの増加
につながる。 【００２０】調質圧延での伸張率：通常の範囲である0.
8 〜４％で，降伏点伸びを５％以下にするという本願の
目的は達せられるが、この範囲内でも1.8 〜４％が特に
望ましい。塗装後の降伏点伸びは伸張率の増大とともに
小さくなり、1.8％以上で降伏点伸びを3.5％以下とする
ことができるようになる。４％越えの伸張率は調質圧延
機の能力上できない。 【００２１】 【発明の実施の形態】スラブは、連続鋳造後再加熱され
ることなく直接熱延されても、加熱炉で再加熱後熱延さ
れてもよい。加熱炉で加熱されるときの加熱温度は通常
の1000〜1250℃の温度範囲でよい。 【００２２】熱延での仕上温度は通常の条件であるAr3
点以上でよい。冷延率は通常の範囲である80〜95％でよ
い。 【００２３】連続焼鈍は加熱・均熱・冷却型のいわゆる
缶用鋼板専用型の設備を用いて行っても、加熱・均熱・
急冷・過時効処理・冷却型の絞り用冷延鋼板用の設備を
用いて行ってもよい。加熱保持時間、冷却速度等は任意
に選んでも、本発明の目的を達成することができる。 【００２４】 【実施例】 （実施例1 ）表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｊを脱ガス装
置により溶製した。ついで連続鋳造によりスラブを製造
し、スラブを1200℃に加熱後、仕上温度870 ℃、巻取温
度560 ℃の条件で熱間圧延し、仕上板厚2.3mm の熱延鋼
板とした。その後、この熱延鋼板を、冷間冷延して仕上
板厚0.23mmの冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板を、ラ
ジアントチューブ加熱・クーリングチューブおよびガス
ジェット冷却型連続焼鈍炉にて、加熱温度670 ℃で連続
焼鈍した。その後、伸張率1.5 ％の調質圧延を行い、表
面に錫めっきを行った。 【００２５】降伏点伸び、溶接強度は塗装での焼付け条
件と同等の熱処理（210 ℃×10分）を行った後測定し
た。降伏点伸び測定のための引張試験はJIS2241 に基づ
いて行った。スポット溶接条件は、チップ；6mm φのCF
型、荷重；50kgf 、ナゲット径；2.8mm 、電流；3.7kA
、10サイクルで、強度試験は、JIS Z3137 に基づく十
字引張試験である。 【００２６】結果を表２に示す。なお、表２の鋼板Ａ〜
Ｊは、それぞれ表１の鋼Ａ〜Ｊから製造したものであ
る。 【００２７】鋼板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥはＢ／Ｎの影響を
みたものである。Ｂ／Ｎが上限外れである鋼板Ａ、Ｂ
は、塗装後の降伏点伸びが許容限度である5 ％を越えて
いる。Ｂ／Ｎが下限外れである鋼板Ｅは、降伏点伸びが
許容限度を越えるとともに、溶接強度も低すぎる。 【００２８】鋼板Ｆ、Ｇ、ＨはＣ量の影響をみたもので
ある。Ｃ量が高いほど、降伏点伸びが大きい。Ｃ量が上
限外れである鋼板Ｈの降伏点伸びは許容限度を越えてい
る。 【００２９】鋼板Ｉ、Ｊは硬質化するため本発明の限定
範囲内においてＭｎ量を高めたものである。Ｍｎ量を高
めても本願の効果が発揮されている。 【００３０】 【表１】【００３１】 【表２】 【００３２】（実施例2 ）表１の鋼Ｃを用いて、熱延で
の巻取温度を450 ℃〜680 ℃の範囲で４段階に変え、巻
取り温度の影響を調べた。その他の製造条件は、スラブ
加熱温度；1240℃、熱延；仕上板厚2.3mm 、仕上温度87
0 ℃、冷延；仕上板厚0.23mm、連続焼鈍；ラジアントチ
ューブ加熱・過時効処理型連続焼鈍炉、加熱温度670
℃、調質圧延；伸張率2.0 ％、表面処理；ＴＦＳ処理、
であった。 【００３３】表3 に結果を示す。巻取温度の影響は主に
塗装後の降伏点伸びに現われている。巻取温度が低いほ
ど降伏点伸びが小さい。それが本願の上限外れである鋼
板Ｃ−４では、降伏点伸びが6.1 ％と許容限度である５
％を越えている。 【００３４】 【表３】 【００３５】（実施例3 ）表１の鋼Ｇを用いて、焼鈍温
度を640 〜700 ℃の範囲で４段階に変化させ、焼鈍温度
への影響を調べた。その他の製造条件は、スラブ加熱温
度；1180℃、熱延；仕上板厚2.3mm 、仕上温度890 ℃、
巻取温度540 ℃、冷延；仕上板厚0.23mm、連続焼鈍；ラ
ジアントチューブ加熱ガスジェット冷却型連続焼鈍炉、
加熱温度640 〜700 ℃、調質圧延；伸張率1.8 ％、表面
処理；ＴＦＳ処理、であった。 【００３６】表４に結果を示す。焼鈍温度の影響は硬度
と降伏点伸びに現われている。焼鈍温度が本願の下限外
れである鋼板Ｇ−１は、硬度が異常に高い。これは再結
晶が完了していないためである。上限外れである鋼板Ｇ
−４は降伏点伸びが6.4 ％と許容限度である５％を越え
ている。これは再溶解した固溶Ｃが多く、かつ結晶粒が
大きくなり過ぎたからである。 【００３７】 【表４】 【００３８】（実施例4 ）表１の鋼Ｉを用いて、調質圧
延での伸張率を0.6 〜3.0 ％の範囲で４段階に変化さ
せ、伸張率の影響を調べた。その他の製造条件は、スラ
ブ加熱温度；1200℃、熱延；仕上板厚2.3mm 、仕上温度
900 ℃、巻取温度590 ℃、冷延；仕上板厚0.23mm、連続
焼鈍；ラジアントチューブ加熱・ガスジェット冷却型連
続焼鈍炉、加熱温度670 ℃、表面処理；錫めっき、であ
った。 【００３９】表5 に結果を示す。Ｍｎ量が高い分、硬度
が高くなっている。伸張率の影響は主に降伏点伸びに現
われている。それが高いほど、降伏点伸びは小さい。伸
張率が本発明の下限である0.8 ％より低い0.6 ％である
鋼板Ｉ−１では、降伏点伸びが許容限度である５％を越
えている。伸張率の範囲が、請求項２の範囲にあるＩ−
３、Ｉ−４では、降伏点伸びが3.5 ％以下であり、より
好ましい範囲に入っている。 【００４０】 【表５】 【００４１】 【発明の効果】本願は以上説明したように構成されてい
るので、高価なＮｂやＴｉを添加することなく、製造し
やすくて、かつ缶用としての特性の優れた缶用鋼板を製
造する方法を提供できる。
ＦＳなどの缶用鋼板の原板の製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】極低炭素缶用鋼板としては、鋼中の侵入
型固溶元素（Ｃ、Ｎ）と強い結合力を持ち、炭窒化物を
容易に形成するＴｉおよびＮｂのうち少なくとも一種を
含有させた、いわゆるＩＦ鋼（Interstitial Free Stee
l)がよく知られている。この鋼は侵入型固溶元素を含ま
ないので、塗装後でも降伏点伸びが現われない。この結
果、腰折れ、ストレッチャーストレインなど降伏点伸び
の存在に起因する製缶時の外観不良の懸念が全くない。
脱ガス技術の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易にな
った現在、ＩＦ鋼は軟質の缶用鋼板として大量に用いら
れている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＩＦ鋼
は次のような問題点を有する。第一に、ＴｉやＮｂを添
加するため再結晶温度が高くなる。この結果、750 ℃以
上の高温焼鈍が必須である。缶用鋼板は板厚が薄いの
で、高温焼鈍を行うと、破断、絞りなどの操業トラブル
を招きやすい。第二に、高価なＴｉやＮｂを添加するた
め素材コストが高い。第三に、溶接部強度が弱い。これ
は極低炭素鋼では焼入れ効果がないからである。 【０００４】缶用ＩＦ鋼のこのような問題点を解決する
方法として、例えば、特開平５ー２６３１４３号公報に
は、Ｔｉ、Ｎｂではなく、微量のＢを添加する技術が開
示されている。 【０００５】しかし、特開平５ー２６３１４３号公報に
記載されている技術においては、前記第一と第二の問題
は解決されるが、Ｃ量を極端に低くしなければならない
ため、現在の脱ガス技術では高コストであり、かつその
達成も不確実であるという新たな問題を生じる。また、
前記第三の問題も不十分である。 【０００６】本発明は、このような問題点を解決するた
めになされたもので、高価なＮｂやＴｉを添加が不要
で、製造しやすく、かつ缶用としての特性の優れた缶用
鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。 【０００７】 【課題を解決するための手段】上記課題は、重量％で
Ｃ：0.0016〜0.0025％、Ｍｎ：0.05〜2.0 ％、Ａｌ：0.
025 〜0.13％、Ｎ：0.0030％以下、Ｂ：0.0005〜0.0024
％を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなり、かつＢ／Ｎ（重量比）が0.5 〜0.8 である成
分を有する鋼を用いること、熱間圧延における巻取り温
度が400 〜650 ℃であること、連続焼鈍での焼鈍温度が
650 〜690 ℃であること、及び調質圧延における伸張率
が0.8 〜４％であることを特徴とする極低炭素缶用鋼板
の製造方法により解決される。 【０００８】さらに、調質圧延における伸長率を1.8 〜
４％とすれば、極低炭素缶用鋼板の特性が一層向上す
る。 【０００９】以下に、本発明の製造条件の限定理由を説
明する。 Ｃ：塗装工程では、塗料の焼付け処理（210 ℃×10分）
が行われる。この際、固溶Ｃが存在するとそれが転位上
に極めて微細な準安定析出物として析出し、転位の運動
を妨げる。その結果、降伏点伸びが発生する。固溶Ｃ量
が多いほど降伏点伸びが大きくなる。この値が大きいと
缶成形の際に腰折れやストレッチャストレインを生ず
る。このような外観不良を避けるためには降伏点伸びは
５％以下でなければならない。本願の鋼では、Ｔｉ、Ｎ
ｂなど炭化物形成元素を添加しないので、固溶Ｃ量は鋼
中の全Ｃ量に比例する。Ｃ量が0.0025％を超えると塗装
後の降伏点伸びを５％以下にできなくなる。0.0016％未
満では製鋼での製造コストが非常に高くなる。 【００１０】Ｍｎ：赤熱脆化防止のために0.05％以上の
添加が必要である。硬度調節はＭｎの添加量調節により
行う。上限は必要硬度の上限より定めたものである。 【００１１】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として添加されるが、
本発明では固溶N をＡｌＮとして固定する作用もする。
固溶ＮはまずＢによりＢＮとして固定され、残った分が
ＡｌＮとなる。0.025 ％未満では、ＢＮの析出後に残る
固溶Ｎ量が少ないので焼鈍時のＡｌＮの析出が不安定に
なる。ＡｌＮになりきれなっかった固溶Ｎは、塗装時に
Ｎ時効による降伏点伸びの発生に関与する。強力な脱酸
剤であるＡｌが多くなることはスラブの表面性状にとり
好ましくない。コストアップにもつながる。上限である
0.130 ％はこの点を考慮したものである。 【００１２】Ｎ：Ｎは不可避的に混入する不純物であ
る。Ｎ量が高くなるほどこれを固定するためのＢの添加
量を増やさなければならない。Ｂは非常に高価であるの
で、これはコストアップになる。上限である0.0030％は
この点を配慮して定めたものである。 【００１３】Ｂ：添加の目的は次ぎの三つである。一つ
目は熱延板組織の細粒化、冷延板組織の細粒化を通じて
の塗装時の降伏点伸びの抑制である。細粒化は焼鈍の冷
却過程での固溶C の偏析箇所となる粒界を増やすことに
なり、粒界に偏析した固溶炭素は降伏点伸びの発生に関
与しないからである。 【００１４】二つ目は固溶Ｎの悪影響の軽減である。Ｎ
をＢＮとして固定し、塗装時のＮ時効による降伏点の発
生を抑制する。 【００１５】三つ目は溶接熱影響部の強化である。極低
Ｃ化による溶接熱影響部の焼入れ性の低下を、Ｂにより
補償する。0.0005％未満ではこの三つの効果が得られな
い。0.0024％を越えると上記Ｎ量との関係から、ＢＮと
して析出する量より過剰にＢが含有される場合が生じ、
Ｎ時効は減少するが、後述のように、固溶Ｃ量が増加す
るので好ましくない。多量のＢの添加はコスト的にも、
またスラブの表面品質にとっても好ましくない。 【００１６】Ｂ／Ｎ：塗装後の降伏点伸びを５％以下に
するための重要な因子である。Ｂ／Ｎが0.5 未満では前
記Ｂ添加の効果が得られない。 【００１７】Ｂ／Ｎが0.8 を越えると原子数でＢがＮよ
り多くなる。余剰なＢはＣより先に粒界に偏析し、固溶
Ｃの粒界への偏析を妨害する。即ち余剰なＢの存在は、
粒内の固溶Ｃを増やし、塗装後の降伏点伸びを５％以上
にしてしまう。 【００１８】熱延後の巻取温度：400 ℃未満では、安定
した巻取作業ができない。650 ℃を越えると熱延板結晶
粒の粗大化を招く。熱延板の結晶粒が大きくなると、冷
延ー焼鈍後の結晶粒も大きくなり、焼鈍の冷却過程での
固溶Ｃの偏析箇所が少なくなる。 【００１９】連続焼鈍での焼鈍温度：650 ℃未満では未
再結晶部が残る。690 ℃を越えると塗装後の降伏点伸び
が５％を越えるようになる。焼鈍での昇温とともに熱延
板の粒界に析出あるいは偏析しているＣが結晶粒内へ再
固溶するが、690 ℃を越えるその量が多くなりすぎるか
らである。さらに焼鈍温度が高くなるほど、結晶粒が大
きくなり、偏析箇所が減少することも降伏点伸びの増加
につながる。 【００２０】調質圧延での伸張率：通常の範囲である0.
8 〜４％で，降伏点伸びを５％以下にするという本願の
目的は達せられるが、この範囲内でも1.8 〜４％が特に
望ましい。塗装後の降伏点伸びは伸張率の増大とともに
小さくなり、1.8％以上で降伏点伸びを3.5％以下とする
ことができるようになる。４％越えの伸張率は調質圧延
機の能力上できない。 【００２１】 【発明の実施の形態】スラブは、連続鋳造後再加熱され
ることなく直接熱延されても、加熱炉で再加熱後熱延さ
れてもよい。加熱炉で加熱されるときの加熱温度は通常
の1000〜1250℃の温度範囲でよい。 【００２２】熱延での仕上温度は通常の条件であるAr3
点以上でよい。冷延率は通常の範囲である80〜95％でよ
い。 【００２３】連続焼鈍は加熱・均熱・冷却型のいわゆる
缶用鋼板専用型の設備を用いて行っても、加熱・均熱・
急冷・過時効処理・冷却型の絞り用冷延鋼板用の設備を
用いて行ってもよい。加熱保持時間、冷却速度等は任意
に選んでも、本発明の目的を達成することができる。 【００２４】 【実施例】 （実施例1 ）表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｊを脱ガス装
置により溶製した。ついで連続鋳造によりスラブを製造
し、スラブを1200℃に加熱後、仕上温度870 ℃、巻取温
度560 ℃の条件で熱間圧延し、仕上板厚2.3mm の熱延鋼
板とした。その後、この熱延鋼板を、冷間冷延して仕上
板厚0.23mmの冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板を、ラ
ジアントチューブ加熱・クーリングチューブおよびガス
ジェット冷却型連続焼鈍炉にて、加熱温度670 ℃で連続
焼鈍した。その後、伸張率1.5 ％の調質圧延を行い、表
面に錫めっきを行った。 【００２５】降伏点伸び、溶接強度は塗装での焼付け条
件と同等の熱処理（210 ℃×10分）を行った後測定し
た。降伏点伸び測定のための引張試験はJIS2241 に基づ
いて行った。スポット溶接条件は、チップ；6mm φのCF
型、荷重；50kgf 、ナゲット径；2.8mm 、電流；3.7kA
、10サイクルで、強度試験は、JIS Z3137 に基づく十
字引張試験である。 【００２６】結果を表２に示す。なお、表２の鋼板Ａ〜
Ｊは、それぞれ表１の鋼Ａ〜Ｊから製造したものであ
る。 【００２７】鋼板Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥはＢ／Ｎの影響を
みたものである。Ｂ／Ｎが上限外れである鋼板Ａ、Ｂ
は、塗装後の降伏点伸びが許容限度である5 ％を越えて
いる。Ｂ／Ｎが下限外れである鋼板Ｅは、降伏点伸びが
許容限度を越えるとともに、溶接強度も低すぎる。 【００２８】鋼板Ｆ、Ｇ、ＨはＣ量の影響をみたもので
ある。Ｃ量が高いほど、降伏点伸びが大きい。Ｃ量が上
限外れである鋼板Ｈの降伏点伸びは許容限度を越えてい
る。 【００２９】鋼板Ｉ、Ｊは硬質化するため本発明の限定
範囲内においてＭｎ量を高めたものである。Ｍｎ量を高
めても本願の効果が発揮されている。 【００３０】 【表１】【００３１】 【表２】 【００３２】（実施例2 ）表１の鋼Ｃを用いて、熱延で
の巻取温度を450 ℃〜680 ℃の範囲で４段階に変え、巻
取り温度の影響を調べた。その他の製造条件は、スラブ
加熱温度；1240℃、熱延；仕上板厚2.3mm 、仕上温度87
0 ℃、冷延；仕上板厚0.23mm、連続焼鈍；ラジアントチ
ューブ加熱・過時効処理型連続焼鈍炉、加熱温度670
℃、調質圧延；伸張率2.0 ％、表面処理；ＴＦＳ処理、
であった。 【００３３】表3 に結果を示す。巻取温度の影響は主に
塗装後の降伏点伸びに現われている。巻取温度が低いほ
ど降伏点伸びが小さい。それが本願の上限外れである鋼
板Ｃ−４では、降伏点伸びが6.1 ％と許容限度である５
％を越えている。 【００３４】 【表３】 【００３５】（実施例3 ）表１の鋼Ｇを用いて、焼鈍温
度を640 〜700 ℃の範囲で４段階に変化させ、焼鈍温度
への影響を調べた。その他の製造条件は、スラブ加熱温
度；1180℃、熱延；仕上板厚2.3mm 、仕上温度890 ℃、
巻取温度540 ℃、冷延；仕上板厚0.23mm、連続焼鈍；ラ
ジアントチューブ加熱ガスジェット冷却型連続焼鈍炉、
加熱温度640 〜700 ℃、調質圧延；伸張率1.8 ％、表面
処理；ＴＦＳ処理、であった。 【００３６】表４に結果を示す。焼鈍温度の影響は硬度
と降伏点伸びに現われている。焼鈍温度が本願の下限外
れである鋼板Ｇ−１は、硬度が異常に高い。これは再結
晶が完了していないためである。上限外れである鋼板Ｇ
−４は降伏点伸びが6.4 ％と許容限度である５％を越え
ている。これは再溶解した固溶Ｃが多く、かつ結晶粒が
大きくなり過ぎたからである。 【００３７】 【表４】 【００３８】（実施例4 ）表１の鋼Ｉを用いて、調質圧
延での伸張率を0.6 〜3.0 ％の範囲で４段階に変化さ
せ、伸張率の影響を調べた。その他の製造条件は、スラ
ブ加熱温度；1200℃、熱延；仕上板厚2.3mm 、仕上温度
900 ℃、巻取温度590 ℃、冷延；仕上板厚0.23mm、連続
焼鈍；ラジアントチューブ加熱・ガスジェット冷却型連
続焼鈍炉、加熱温度670 ℃、表面処理；錫めっき、であ
った。 【００３９】表5 に結果を示す。Ｍｎ量が高い分、硬度
が高くなっている。伸張率の影響は主に降伏点伸びに現
われている。それが高いほど、降伏点伸びは小さい。伸
張率が本発明の下限である0.8 ％より低い0.6 ％である
鋼板Ｉ−１では、降伏点伸びが許容限度である５％を越
えている。伸張率の範囲が、請求項２の範囲にあるＩ−
３、Ｉ−４では、降伏点伸びが3.5 ％以下であり、より
好ましい範囲に入っている。 【００４０】 【表５】 【００４１】 【発明の効果】本願は以上説明したように構成されてい
るので、高価なＮｂやＴｉを添加することなく、製造し
やすくて、かつ缶用としての特性の優れた缶用鋼板を製
造する方法を提供できる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 榎 久範
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 小島 克己
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項1 】 重量％でＣ：0.0016〜0.0025％、Ｍｎ：
0.05〜2.0 ％、Ａｌ：0.025 〜0.13％、Ｎ：0.0030％以
下、Ｂ：0.0005〜0.0024％を含有し、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなり、かつＢ／Ｎ（重量
比）が0.5 〜0.8である成分を有する鋼を用いること、
熱間圧延における巻取り温度が400 〜650℃であるこ
と、連続焼鈍での焼鈍温度が650 〜690 ℃であること、
及び調質圧延における伸張率が0.8 〜４％であることを
特徴とする極低炭素缶用鋼板の製造方法。 【請求項2 】 調質圧延における伸張率が1.8 〜4.0 ％
であることを特徴とする請求項1 に記載の極低炭素缶用
鋼板の製造方法。
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| JP03815596A JP3377155B2 (ja) | 1996-02-26 | 1996-02-26 | 極低炭素缶用鋼板の製造方法 |
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ID=12517524
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| JP03815596A Expired - Fee Related JP3377155B2 (ja) | 1996-02-26 | 1996-02-26 | 極低炭素缶用鋼板の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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-
1996
- 1996-02-26 JP JP03815596A patent/JP3377155B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2012233255A (ja) * | 2011-04-21 | 2012-11-29 | Jfe Steel Corp | 外圧に対する缶胴部の座屈強度が高く、成形性および成形後の表面性状に優れた缶用鋼板およびその製造方法 |
| EP2700731A1 (en) * | 2011-04-21 | 2014-02-26 | JFE Steel Corporation | Steel sheet for can with high barrel-part buckling strength under external pressure and with excellent formability and excellent surface properties after forming, and process for producing same |
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| US10174393B2 (en) | 2011-04-21 | 2019-01-08 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet for can with high barrel-part buckling strength under external pressure and with excellent formability and excellent surface properties after forming, and process for producing same |
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| JP3377155B2 (ja) | 2003-02-17 |
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