JPWO2015146136A1 - 缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
十分な硬さを有し外圧に対する缶胴部の座屈強度に優れた缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。成分組成として、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５０％以上１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００４０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト粒径が７．０μｍ以下、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度が４．０以上、ＨＲ３０Ｔ硬さが５８以上、および圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である缶用鋼板
Description
本発明は、食品や飲料缶に用いられる缶容器材料に適した缶用鋼板およびその製造方法に関する。特に、３ピース缶用の鋼板として好適な、外圧に対する缶胴部の座屈強度に優れた缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年の環境負荷低減およびコスト削減の観点から、食品や飲料缶に用いられる鋼板の使用量削減が求められており、２ピース缶、３ピース缶に関わらず鋼板の薄肉化が進行している。鋼板の薄肉化に伴い、缶体の強度および剛性が低下するため、製缶、搬送工程および市場におけるハンドリング時に作用する外力による缶体の変形や、内容物の加熱殺菌処理等における缶内部の圧力の増減による缶胴部の座屈変形が問題となっている。
缶胴部の座屈変形は、缶胴部板厚が薄肉化されたことによる缶体の剛性の劣化によって生じている。そこで、耐座屈変形性（パネリング強度と称することもある。）を向上させるためには、鋼板自体のヤング率を高めて剛性を向上させる方法が考えられる。即ち、圧延直角方向を缶胴周方向とする３ピース缶では、圧延直角方向のヤング率を向上させることにより、缶体の耐座屈変形特性の向上が可能である。
また、鉄のヤング率と鋼板の結晶方位には強い相関があり、圧延によって発達する＜１１０＞方向が圧延方向に平行な結晶方位群（αファイバー）は、特に、圧延直角方向のヤング率を高めることができる。また、＜１１１＞方向が板面法線方向に平行な結晶方位群（γファイバー）は、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向のヤング率を約２２０ＧＰａまで高めることができる。一方、鋼板の結晶方位が特定の方位への配向を示さない場合、即ち集合組織がランダムである鋼板のヤング率は、約２０５ＧＰａである。
鋼板のヤング率（弾性係数）を向上させることにより、缶体の剛性向上を図る技術として、例えば、特許文献１には、重量％でＣ：０．００２０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００４％以下、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｓｉの１種あるいは２種以上の合計が０．１〜０．５％を含み残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる圧延鋼板で、結晶粒の短径に対する長径の比が平均で４以上である加工組織を呈し、最大弾性係数が２３００００ＭＰａ以上を有することを特徴とする高剛性容器用鋼板が開示されている。特許文献１によれば、上記化学成分を含有する鋼を冷延焼鈍後、５０％以上の二次冷延を行い強い圧延集合組織を形成させ、圧延方向に対して９０°方向のヤング率を高めることにより鋼板の剛性を上げることが開示されている。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００２％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部において、（｛１１２｝＜１１０＞方位の集積強度）／（｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度）≧１．０であり、圧延方向から９０°方向の引張強度が５５０〜８００ＭＰａ、圧延方向から９０°方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板が開示されている。
特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．００３５％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１％以上０．６％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％未満、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％未満、Ｎ：０．００３０％以下、Ｂ：０．００１０％以上かつＢ／Ｎ≦３．０（Ｂ／Ｎ＝（Ｂ（質量％））／１０．８１）／（Ｎ（質量％）／１４．０１））を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板の１／４板厚における板面の（１１１）［１−１０］〜（１１１）［−１−１２］方位における平均の集積強度ｆが７．０以上である組織を有し、かつ、ＥＡＶＥ≧２１５ＧＰａ、Ｅ０≧２１０ＧＰａ、Ｅ４５≧２１０ＧＰａ、Ｅ９０≧２１０ＧＰａ、−０．４≦Δｒ≦０．４、および圧延方向断面のフェライト平均結晶粒径が６．０〜１０．０μｍであることを特徴とする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が開示されている。
しかし、上記従来技術には下記に示す問題が挙げられる。特許文献１に開示されている技術では、５０％以上という高い圧下率での二次圧延により、ネック成形性およびフランジ成形性が低下するという問題がある。特許文献２に開示されている技術では、回復焼鈍により、圧延方向から９０°方向の強度が高くなるため、安定したロールフォーム性（巻き形状）が得られないという問題がある。特許文献３に開示されている技術では、優れた耐座屈強度を得られるものの、製缶工程、搬送工程および市場におけるハンドリング時に作用する外力による缶体の変形に抗しえる十分な鋼板の硬さを必ずしも得られないという問題がある。
すなわち、缶体の変形に抗しえる十分な硬さと缶体剛性の向上を目的とする高ヤング率とを具備した鋼板およびその製造方法は存在しなかった。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、上述した従来技術の問題を解決し、十分な硬さを有し外圧に対する缶胴部の座屈強度に優れた缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の要旨は以下の通りである。
［１］成分組成として、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５０％以上１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００４０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト粒径が７．０μｍ以下、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度が４．０以上、ＨＲ３０Ｔ硬さが５８以上、および圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である缶用鋼板。
［２］さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下を含有し、フェライト粒径が７．０μｍ以下、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°．Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度が４．０以上、ＨＲ３０Ｔ硬さが５８以上、および圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である［１］に記載の缶用鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱延時の仕上げ温度８００〜９００℃として熱間圧延した後、巻取温度５００〜６５０℃にて巻取り、８５％以上の圧下率で冷間圧延し、焼鈍温度７００℃〜７５０℃にて焼鈍し、次いで調質圧延を行う缶用鋼板の製造方法。
［１］成分組成として、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５０％以上１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００４０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト粒径が７．０μｍ以下、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度が４．０以上、ＨＲ３０Ｔ硬さが５８以上、および圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である缶用鋼板。
［２］さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下を含有し、フェライト粒径が７．０μｍ以下、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°．Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度が４．０以上、ＨＲ３０Ｔ硬さが５８以上、および圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である［１］に記載の缶用鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱延時の仕上げ温度８００〜９００℃として熱間圧延した後、巻取温度５００〜６５０℃にて巻取り、８５％以上の圧下率で冷間圧延し、焼鈍温度７００℃〜７５０℃にて焼鈍し、次いで調質圧延を行う缶用鋼板の製造方法。
本発明の缶用鋼板を用いれば、製缶工程や搬送工程で要求される強度と、外圧に対する缶胴部の座屈強度が製缶および飲料メーカーが設けている基準値（約１．５ｋｇｆ／ｃｍ ２）より高い缶体、即ち、十分な強度と十分な剛性を兼ね備えた缶体を容易に製造することが出来る。したがって、本発明によれば、食缶や飲料缶等に使用される缶体の剛性が向上し、鋼板の更なる薄肉化が可能になり、省資源化および低コスト化を達成することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明による鋼板の適用範囲は、各種金属缶のみならず、乾電池内装缶、各種家電・電気部品、自動車用部品等の幅広い範囲への適用も期待できる。
以下に、本発明の詳細について説明する。まず、成分組成の限定理由について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００５％以上０．０２０％以下
Ｃはフェライト粒径を微細化することにより硬さを上昇させる効果や、固溶Ｃとして存在することで硬さを上昇させる効果がある。さらに、Ｃを０．００５%以上０．０２０％以下とすることによりαファイバーの発達を促し、圧延直角方向のヤング率を向上させることができる。一方、Ｃが０．００５%未満では、γファイバーを主とした集合組織が発達してしまい、必ずしも高い圧延直角方向のヤング率が得られない。このため、Ｃ含有量は０．００５％以上とする必要がある。一方、過剰に含有すると、集合組織の発達が阻害され、圧延直角方向のヤング率が低下し、成形性が著しく低下する。このため、Ｃ含有量の上限を０．０２０％とする必要がある。好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５％以下である。
Ｃはフェライト粒径を微細化することにより硬さを上昇させる効果や、固溶Ｃとして存在することで硬さを上昇させる効果がある。さらに、Ｃを０．００５%以上０．０２０％以下とすることによりαファイバーの発達を促し、圧延直角方向のヤング率を向上させることができる。一方、Ｃが０．００５%未満では、γファイバーを主とした集合組織が発達してしまい、必ずしも高い圧延直角方向のヤング率が得られない。このため、Ｃ含有量は０．００５％以上とする必要がある。一方、過剰に含有すると、集合組織の発達が阻害され、圧延直角方向のヤング率が低下し、成形性が著しく低下する。このため、Ｃ含有量の上限を０．０２０％とする必要がある。好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５％以下である。
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは多量に含有すると、表面濃化により表面処理性が劣化し、耐食性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０２％以下である。
Ｓｉは多量に含有すると、表面濃化により表面処理性が劣化し、耐食性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０２％以下である。
Ｍｎ：０．５０％以上１．００％以下
Ｍｎは、本発明において重要な元素であり、固溶強化により鋼板の硬さを向上させる効果や、熱延板の結晶粒微細化を通じて集合組織を発達させ、圧延直角方向のヤング率を向上させる効果がある。また、ＭｎＳを形成することで、鋼中に含まれるＳに起因する熱間延性の低下を防止する効果がある。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量は０．５０％以上必要である。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．６０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、焼鈍時に集合組織が発達しにくくなり圧延直角方向のヤング率が低下する。このため、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とする。
Ｍｎは、本発明において重要な元素であり、固溶強化により鋼板の硬さを向上させる効果や、熱延板の結晶粒微細化を通じて集合組織を発達させ、圧延直角方向のヤング率を向上させる効果がある。また、ＭｎＳを形成することで、鋼中に含まれるＳに起因する熱間延性の低下を防止する効果がある。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量は０．５０％以上必要である。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．６０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、焼鈍時に集合組織が発達しにくくなり圧延直角方向のヤング率が低下する。このため、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とする。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、多量に含有すると過剰な硬質化や中央偏析により成形性が低下し、また耐食性が低下する。このため、Ｐ含有量の上限は０．０３０％とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。
Ｐは、多量に含有すると過剰な硬質化や中央偏析により成形性が低下し、また耐食性が低下する。このため、Ｐ含有量の上限は０．０３０％とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、鋼中で硫化物を形成して、熱間延性を低下させる。よって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０１５％以下である。
Ｓは、鋼中で硫化物を形成して、熱間延性を低下させる。よって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０１５％以下である。
Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下
Ａｌは、脱酸剤として含有する元素である。また、ＮとＡｌＮを形成することにより、鋼中の固溶Ｎを減少させ、成形性や耐時効性を向上させる効果を有する。この効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有することが必要である。過剰にＡｌを含有しても、上記効果が飽和するだけでなく、アルミナなどの介在物が増加して成形性が低下する。このため、Ａｌ含有量の上限は０．０４％とする必要がある。
Ａｌは、脱酸剤として含有する元素である。また、ＮとＡｌＮを形成することにより、鋼中の固溶Ｎを減少させ、成形性や耐時効性を向上させる効果を有する。この効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有することが必要である。過剰にＡｌを含有しても、上記効果が飽和するだけでなく、アルミナなどの介在物が増加して成形性が低下する。このため、Ａｌ含有量の上限は０．０４％とする必要がある。
Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下
ＮはＡｌやＢ等と結合して窒化物や炭窒化物を形成し、硬さを上昇させる。一方で、熱間延性を低下させるため、少ないほど好ましい。また、Ｎを多量に含有すると、集合組織の発達が阻害され、ヤング率が低下する。このため、Ｎ含有量の上限を０．００５０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００３５％以下である。上述したように、Ｎは低いほうが好ましい。しかし、Ｎ含有量が０．００１０％未満であると、集合組織への効果が飽和するだけではなく、窒化物による硬さ上昇効果が得られなくなる。このため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。
ＮはＡｌやＢ等と結合して窒化物や炭窒化物を形成し、硬さを上昇させる。一方で、熱間延性を低下させるため、少ないほど好ましい。また、Ｎを多量に含有すると、集合組織の発達が阻害され、ヤング率が低下する。このため、Ｎ含有量の上限を０．００５０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００３５％以下である。上述したように、Ｎは低いほうが好ましい。しかし、Ｎ含有量が０．００１０％未満であると、集合組織への効果が飽和するだけではなく、窒化物による硬さ上昇効果が得られなくなる。このため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。
Ｂ：０．０００５％以上０．００４０％以下
ＢはＡｒ３変態点を下げることで熱延板の結晶粒を微細化し、集合組織の発達を促す効果や、焼鈍工程での粒成長を抑制する効果がある。また、焼鈍板の結晶粒を微細化することで硬さを向上させる効果がある。これらの効果を得るためには、Ｂ含有量の下限を０．０００５％とする必要がある。好ましくは、Ｂ含有量の下限は０．００１０％である。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超える場合、ＢＮやＦｅ−Ｂ化合物として析出しやすくなり、上記の効果が得られなくなる。このため、Ｂ含有量の上限を０．００４０％とする必要がある。好ましくは、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。
ＢはＡｒ３変態点を下げることで熱延板の結晶粒を微細化し、集合組織の発達を促す効果や、焼鈍工程での粒成長を抑制する効果がある。また、焼鈍板の結晶粒を微細化することで硬さを向上させる効果がある。これらの効果を得るためには、Ｂ含有量の下限を０．０００５％とする必要がある。好ましくは、Ｂ含有量の下限は０．００１０％である。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超える場合、ＢＮやＦｅ−Ｂ化合物として析出しやすくなり、上記の効果が得られなくなる。このため、Ｂ含有量の上限を０．００４０％とする必要がある。好ましくは、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。
上記に加えて、以下の元素を含有することが好ましい。
Ｔｉ：０．００５以上０．０３０％以下
ＴｉはＮと優先的に窒化物を作ることでＢＮ生成を抑制し、細粒化に有効に働くＢを確保する効果がある。また、ＴｉＮやＴｉＣのピン止め効果により熱延板の結晶粒を微細にすることで集合組織の発達を促し、圧延直角方向のヤング率を向上させる効果がある。このため、Ｔｉを０．００５％以上含有することが好ましい。Ｎの固定の観点から、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とすることがさらに好ましい。一方、過剰にＴｉを含有する場合、窒化物や炭化物が粗大に生成しピン止め効果が失われ、細粒化効果が得られなくなる。さらに、成形性が顕著に低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下である。
ＴｉはＮと優先的に窒化物を作ることでＢＮ生成を抑制し、細粒化に有効に働くＢを確保する効果がある。また、ＴｉＮやＴｉＣのピン止め効果により熱延板の結晶粒を微細にすることで集合組織の発達を促し、圧延直角方向のヤング率を向上させる効果がある。このため、Ｔｉを０．００５％以上含有することが好ましい。Ｎの固定の観点から、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とすることがさらに好ましい。一方、過剰にＴｉを含有する場合、窒化物や炭化物が粗大に生成しピン止め効果が失われ、細粒化効果が得られなくなる。さらに、成形性が顕著に低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下である。
残部は鉄および不可避的不純物である。
次に、本発明の材質特性について説明する。
フェライト粒径：７．０μｍ以下
フェライト粒径を７．０μｍ以下にすることにより、ＨＲ３０Ｔ硬さで５８以上とすることが出来る。また、後述する巻取り温度、冷間圧延率、焼鈍温度を制御することにより、所望のフェライト粒径を得ることができる。ここでフェライト粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に準拠して、測定した再結晶フェライトの粒径を意味する。なお、未再結晶フェライト組織が面積率で１％以下、セメンタイトが面積率で０．３％以下含む場合でも、本発明の効果が得られる。なお、本発明の鋼板はマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトを含まない。
フェライト粒径を７．０μｍ以下にすることにより、ＨＲ３０Ｔ硬さで５８以上とすることが出来る。また、後述する巻取り温度、冷間圧延率、焼鈍温度を制御することにより、所望のフェライト粒径を得ることができる。ここでフェライト粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に準拠して、測定した再結晶フェライトの粒径を意味する。なお、未再結晶フェライト組織が面積率で１％以下、セメンタイトが面積率で０．３％以下含む場合でも、本発明の効果が得られる。なお、本発明の鋼板はマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトを含まない。
板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度：４．０以上
本発明において、αファイバーを主とした集合組織を制御することにより、圧延直角方向のヤング率を向上させることができる。圧延直角方向のヤング率は、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度を発達させることで向上し、この平均集積強度を４．０以上とする必要がある。好ましくは、この平均集積強度は５．０以上である。特に上限は定めないが、過度に集積した場合に異方性が極端に劣化して、加工性が低下することがあるため、結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度は１５．０以下とすることが好ましい。なお、後述するが、巻取温度および冷間圧延の圧下率を制御し、焼鈍工程にて再結晶させることにより、所望の平均集積強度を得ることができる。
本発明において、αファイバーを主とした集合組織を制御することにより、圧延直角方向のヤング率を向上させることができる。圧延直角方向のヤング率は、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度を発達させることで向上し、この平均集積強度を４．０以上とする必要がある。好ましくは、この平均集積強度は５．０以上である。特に上限は定めないが、過度に集積した場合に異方性が極端に劣化して、加工性が低下することがあるため、結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度は１５．０以下とすることが好ましい。なお、後述するが、巻取温度および冷間圧延の圧下率を制御し、焼鈍工程にて再結晶させることにより、所望の平均集積強度を得ることができる。
硬さ（ＨＲ３０Ｔ）：５８以上
製缶工程や搬送工程および市場におけるハンドリング時に作用する外力による缶体の塑性変形を防止するためには、鋼板を硬質化させることが必要である。このため、ロックウェルスーパーフィシャル硬さ（ＨＲ３０Ｔ）を５８以上とする必要がある。好ましくは、ロックウェルスーパーフィシャル硬さ（ＨＲ３０Ｔ）は６０以上である。特に上限は定めないが、加工性の確保の観点からは７０以下にすることが好ましい。さらに好ましくは６６以下である。
製缶工程や搬送工程および市場におけるハンドリング時に作用する外力による缶体の塑性変形を防止するためには、鋼板を硬質化させることが必要である。このため、ロックウェルスーパーフィシャル硬さ（ＨＲ３０Ｔ）を５８以上とする必要がある。好ましくは、ロックウェルスーパーフィシャル硬さ（ＨＲ３０Ｔ）は６０以上である。特に上限は定めないが、加工性の確保の観点からは７０以下にすることが好ましい。さらに好ましくは６６以下である。
圧延直角方向のヤング率：２２０ＧＰａ以上
３ピース缶では、圧延直角方向が缶胴の円周方向になる。このため、圧延直角方向のヤング率を向上させることにより、優れた耐座屈性が得られる。本発明においては、圧延直角方向のヤング率を２２０ＧＰａ以上とする必要がある。好ましくは、圧延直角方向のヤング率は２２５ＧＰａ以上である。特に上限は定めないが、過度に圧延直角方向のみのヤング率が向上すると異方性が劣化し、加工性が低下する場合があるため、圧延直角方向のヤング率は２４５Ｇａ以下とすることが好ましい。
３ピース缶では、圧延直角方向が缶胴の円周方向になる。このため、圧延直角方向のヤング率を向上させることにより、優れた耐座屈性が得られる。本発明においては、圧延直角方向のヤング率を２２０ＧＰａ以上とする必要がある。好ましくは、圧延直角方向のヤング率は２２５ＧＰａ以上である。特に上限は定めないが、過度に圧延直角方向のみのヤング率が向上すると異方性が劣化し、加工性が低下する場合があるため、圧延直角方向のヤング率は２４５Ｇａ以下とすることが好ましい。
次に本発明の缶用鋼板の製造方法の一例について説明する。
本発明の缶用鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに、熱延時の仕上げ温度８００〜９００℃として熱間圧延した後、巻取温度５００〜６５０℃にて巻取り、８５％以上の圧下率で冷間圧延し、焼鈍温度７００〜７５０℃にて焼鈍し、次いで調質圧延を行うことで好適に製造される。
熱延時の仕上げ圧延温度８００〜９００℃
熱延時の仕上げ圧延温度が、９００℃よりも高くなると、熱延板の粒径が粗大になり、集合組織の発達を阻害すると共に、焼鈍板のフェライト粒径が粗大になり硬さが低下する。そのため、熱延時の仕上げ圧延温度は９００℃以下とする。熱延時の仕上げ圧延温度が８００℃未満となると、変態点以下の圧延となり、粗大粒の生成や圧延組織の残存により、集合組織が発達しなくなる。そのため、熱延時の仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。好ましくは、熱延時の仕上げ圧延温度は８３０℃以上である。熱間圧延に先立つスラブ加熱温度は特に規定する必要はない。ただし、Ｔｉを含有する場合は、スラブ中に存在する粗大なＴｉＣやＴｉＮを再溶解させる観点から、スラブ加熱温度は、１１００℃以上とすることが好ましい。
熱延時の仕上げ圧延温度が、９００℃よりも高くなると、熱延板の粒径が粗大になり、集合組織の発達を阻害すると共に、焼鈍板のフェライト粒径が粗大になり硬さが低下する。そのため、熱延時の仕上げ圧延温度は９００℃以下とする。熱延時の仕上げ圧延温度が８００℃未満となると、変態点以下の圧延となり、粗大粒の生成や圧延組織の残存により、集合組織が発達しなくなる。そのため、熱延時の仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。好ましくは、熱延時の仕上げ圧延温度は８３０℃以上である。熱間圧延に先立つスラブ加熱温度は特に規定する必要はない。ただし、Ｔｉを含有する場合は、スラブ中に存在する粗大なＴｉＣやＴｉＮを再溶解させる観点から、スラブ加熱温度は、１１００℃以上とすることが好ましい。
巻取温度５００〜６５０℃
巻取温度が６５０℃を超えると、熱延板の粒径が粗大化し、また、炭化物も粗大になることで焼鈍板のフェライト粒径が粗大化し、焼鈍板の硬さが低下する。加えて、熱延板の粒径が粗大になることで集合組織の発達は阻害され、圧延直角方向のヤング率が低下する。このため、巻取温度は６５０℃以下とする。好ましくは、巻取温度は６３０℃以下である。巻取温度が低すぎる場合は、ＣやＮの析出が十分に起こらず、固溶ＣやＮが多量に残存して、冷間圧延工程および焼鈍工程での集合組織の発達が阻害される。このため、巻取温度は５００℃以上とする。
巻取温度が６５０℃を超えると、熱延板の粒径が粗大化し、また、炭化物も粗大になることで焼鈍板のフェライト粒径が粗大化し、焼鈍板の硬さが低下する。加えて、熱延板の粒径が粗大になることで集合組織の発達は阻害され、圧延直角方向のヤング率が低下する。このため、巻取温度は６５０℃以下とする。好ましくは、巻取温度は６３０℃以下である。巻取温度が低すぎる場合は、ＣやＮの析出が十分に起こらず、固溶ＣやＮが多量に残存して、冷間圧延工程および焼鈍工程での集合組織の発達が阻害される。このため、巻取温度は５００℃以上とする。
上記巻取り後、冷間圧延前に表層スケールを除去することが好ましい。例えば、酸洗や物理的除去により表層スケールを除去できる。酸洗や物理的除去はそれぞれ単独としてもよいし、組み合わせてもよい。酸洗条件は表層スケールが除去できればよく、特に条件は規定しない。常法により、酸洗することができる。
冷間圧延の圧下率：８５％以上
冷間圧延の圧下率は、集合組織の発達による圧延直角方向のヤング率向上と硬さとを所定の値とするために、８５％以上とする。圧下率が８５％未満では、集合組織が十分に発達せず、圧延直角方向のヤング率が低下することに加え、フェライト粒径が粗大化して所定の硬さが得られない。集合組織の発達の観点から、好ましくは、冷間圧延の圧下率は８８％以上である。さらに好ましくは、冷間圧延の圧下率は９０％以上である。
冷間圧延の圧下率は、集合組織の発達による圧延直角方向のヤング率向上と硬さとを所定の値とするために、８５％以上とする。圧下率が８５％未満では、集合組織が十分に発達せず、圧延直角方向のヤング率が低下することに加え、フェライト粒径が粗大化して所定の硬さが得られない。集合組織の発達の観点から、好ましくは、冷間圧延の圧下率は８８％以上である。さらに好ましくは、冷間圧延の圧下率は９０％以上である。
焼鈍温度：７００〜７５０℃
集合組織の制御および成形性の向上の観点から、再結晶させるために焼鈍温度を７００℃以上とする。温度が高すぎると、フェライト粒径が粗大となって、硬さが低下する。このため、焼鈍温度は７５０℃以下とする。なお、粒成長による集合組織の発達の観点から、均熱時間を１０秒以上で焼鈍を行うことが好ましい。焼鈍方法は特に限定されない。ただし、材質の均一性の観点から、連続焼鈍法が好ましい。
集合組織の制御および成形性の向上の観点から、再結晶させるために焼鈍温度を７００℃以上とする。温度が高すぎると、フェライト粒径が粗大となって、硬さが低下する。このため、焼鈍温度は７５０℃以下とする。なお、粒成長による集合組織の発達の観点から、均熱時間を１０秒以上で焼鈍を行うことが好ましい。焼鈍方法は特に限定されない。ただし、材質の均一性の観点から、連続焼鈍法が好ましい。
調質圧延
本発明において、形状補正ならびに表面粗さおよび硬さの調整の観点から、焼鈍後の鋼板に、調質圧延を施すことを特徴とする。ストレッチャーストレイン発生の抑制の観点から、０．５％以上の圧下率で圧延するのが好ましい。一方、５．０％を超える圧下率で圧延すると、鋼板が硬質化し加工性が低下する。このため、調質圧延時の圧下率は５．０％以下とすることが好ましい。
本発明において、形状補正ならびに表面粗さおよび硬さの調整の観点から、焼鈍後の鋼板に、調質圧延を施すことを特徴とする。ストレッチャーストレイン発生の抑制の観点から、０．５％以上の圧下率で圧延するのが好ましい。一方、５．０％を超える圧下率で圧延すると、鋼板が硬質化し加工性が低下する。このため、調質圧延時の圧下率は５．０％以下とすることが好ましい。
本発明において特に板厚の制限は無いが、薄肉化の観点からは０．１８ｍｍ以下とすることが好ましく、０．１６ｍｍ以下とすることがさらに好ましい。
以上により、本発明の十分な硬さを有し外圧に対する缶胴部の座屈強度に優れた缶用鋼板が得られる。
表１に示す鋼記号Ａ〜Ｋの成分組成からなる鋼を溶製し、鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを表２に示す条件にて、加熱後、熱間圧延し、酸洗にてスケールを除去した後、冷間圧延し、連続焼鈍炉にて均熱時間１５秒の焼鈍を行った。次いで、調質圧延を施して、板厚０．１６ｍｍの鋼板（鋼板記号１〜２０）を得た。
以上より得られた鋼板に対して、以下の方法で特性評価を行った。
フェライト粒径
フェライト粒径は、圧延方向断面のフェライト組織を３％ナイタール溶液でエッチングして粒界を現出させ、光学顕微鏡を用いて撮影した４００倍の写真を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に準拠して、切断法により測定した。
フェライト粒径は、圧延方向断面のフェライト組織を３％ナイタール溶液でエッチングして粒界を現出させ、光学顕微鏡を用いて撮影した４００倍の写真を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に準拠して、切断法により測定した。
硬さ（ＨＲ３０Ｔ）
ＪＩＳ Ｚ ２２４５のロックウェル硬さ試験方法に準拠して、ＪＩＳ Ｇ ３３１５に規定された位置におけるロックウェルスーパーフィシャル３０Ｔ硬さ（ＨＲ３０Ｔ）を測定した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４５のロックウェル硬さ試験方法に準拠して、ＪＩＳ Ｇ ３３１５に規定された位置におけるロックウェルスーパーフィシャル３０Ｔ硬さ（ＨＲ３０Ｔ）を測定した。
板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度
板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度は、Ｘ線回折により極点図を測定し、ＯＤＦ（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を計算して評価した。板厚１／４部まで、機械研削、および、加工歪みの影響を除去するためシュウ酸の化学研磨にて減厚し、Ｓｃｈｕｌｚの反射法により（１１０）、（２００）、（２１１）、（２２２）極点図を作成した。これらの極点図から級数展開法により結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を算出し、Ｅｕｌｅｒ空間（Ｂｕｎｇｅ方式）の（０，０，４５）〜（０，５５，４５）のＯＤＦの値の算術平均を板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度として評価した。
板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度は、Ｘ線回折により極点図を測定し、ＯＤＦ（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を計算して評価した。板厚１／４部まで、機械研削、および、加工歪みの影響を除去するためシュウ酸の化学研磨にて減厚し、Ｓｃｈｕｌｚの反射法により（１１０）、（２００）、（２１１）、（２２２）極点図を作成した。これらの極点図から級数展開法により結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を算出し、Ｅｕｌｅｒ空間（Ｂｕｎｇｅ方式）の（０，０，４５）〜（０，５５，４５）のＯＤＦの値の算術平均を板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度として評価した。
圧延直角方向のヤング率
圧延方向に対して９０°方向を長手方向として１０×３５ｍｍの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓの基準（Ｃ１２５９）に従い、圧延直角方向のヤング率（ＧＰａ）を測定した。
圧延方向に対して９０°方向を長手方向として１０×３５ｍｍの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓの基準（Ｃ１２５９）に従い、圧延直角方向のヤング率（ＧＰａ）を測定した。
製缶後の缶体の座屈強度
得られた鋼板に対して３ピース缶成形を行った。圧延直角方向が缶胴の円周方向となるように、ブランクを丸めて、端部を溶接により接合し、直径５２ｍｍ、缶胴高さ９６ｍｍの缶とした。
得られた鋼板に対して３ピース缶成形を行った。圧延直角方向が缶胴の円周方向となるように、ブランクを丸めて、端部を溶接により接合し、直径５２ｍｍ、缶胴高さ９６ｍｍの缶とした。
缶胴の座屈強度の測定方法は以下のとおりである。缶体を加圧チャンバーの内部に設置し、加圧した。加圧チャンバー内部の加圧は、空気導入バルブを介してチャンバーに１秒当たり０．０１６ＭＰａずつ加圧空気を導入し、缶が座屈した時点で加圧を停止した。チャンバー内部の圧力の確認は、圧力ゲージ、圧力センサ、その検出信号を増幅するアンプ、検出信号の表示、データ処理などを行う信号処理装置を介して行った。座屈圧力は座屈に伴う圧力変化点の圧力とした。一般的に、加熱殺菌処理による圧力変化に対して、外圧強度は０．１５ＭＰａ超えが必要とされている。これより、外圧強度が０．１５ＭＰａより高いものを○、外圧強度が０．１５ＭＰａ以下のものを×とした。
結果を表３に示す。
本発明例は、いずれもＨＲ３０Ｔ硬さが５８以上で、圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上であり、缶体としての座屈強度に優れる。一方、比較例では、いずれも圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ未満であり、座屈強度に劣っていた。さらに、Ｎｏ．２、４、６、８、１５、１７、１８、１９、２０では、ＨＲ３０Ｔ硬さが５８未満であった。
なお、Ｎｏ．７については、焼鈍温度が本発明の範囲より低く、未再結晶組織となったため、評価を行わなかった。
Claims (3)
- 成分組成として、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５０％以上１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００４０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト粒径が７．０μｍ以下、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°、Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度が４．０以上、ＨＲ３０Ｔ硬さが５８以上、および圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である缶用鋼板。
- さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下を含有し、フェライト粒径が７．０μｍ以下、板厚１／４部にて測定した結晶方位密度関数の（φ１＝０°．Φ＝０〜５５°、φ２＝４５°）方位の平均集積強度が４．０以上、ＨＲ３０Ｔ硬さが５８以上、および圧延直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である請求項１に記載の缶用鋼板。
- 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱延時の仕上げ温度８００〜９００℃として熱間圧延した後、巻取温度５００〜６５０℃にて巻取り、８５％以上の圧下率で冷間圧延し、焼鈍温度７００℃〜７５０℃にて焼鈍し、次いで調質圧延を行う缶用鋼板の製造方法。
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