WO1999053113A1 - Feuille d'acier pour boite boissons et procede de fabrication correspondant - Google Patents

Feuille d'acier pour boite boissons et procede de fabrication correspondant Download PDF

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WO1999053113A1
WO1999053113A1 PCT/JP1999/001843 JP9901843W WO9953113A1 WO 1999053113 A1 WO1999053113 A1 WO 1999053113A1 JP 9901843 W JP9901843 W JP 9901843W WO 9953113 A1 WO9953113 A1 WO 9953113A1
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less
steel sheet
cans
rolling
steel
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PCT/JP1999/001843
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Akio Tosaka
Masatoshi Aratani
Osamu Furukimi
Hideo Kuguminato
Makoto Aratani
Yuji Miki
Original Assignee
Kawasaki Steel Corporation
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for cans and a method for producing the same, and more particularly to a steel plate for cans suitable for use in a three-piece can, particularly a modified three-piece can, and a method for producing the same.
  • can containers can be broadly classified into two-piece cans consisting of a can body and a top lid, and three-piece cans consisting of a can body, a top lid, and a bottom lid.
  • the can bodies are joined by methods such as soldering, resin bonding, and welding.
  • design cans are mainly manufactured in three-piece cans, molded into a cylinder, joined, and then applied to the cylindrical joint body by using techniques such as elaborate split molds and hydrostatic pressing. To give the desired shape, for example, a barrel shape. Design cans manufactured by such a method are referred to as deformed three-piece cans, and are required to have the following characteristics superior to conventional three-piece cans.
  • the main forms of fracture in the secondary deformation include a fracture near the welded portion and a fracture in the body, and the main defects in the secondary deformation include rough skin and stretch yard strain.
  • the r-value can be lowered although it is insufficient compared with the method of box annealing low-carbon steel.
  • Prevention and securing strength (hardness) are also easy.
  • the workability is insufficient, and the secondary deformation tends to cause breakage, especially near the weld.
  • this method is difficult to de-age and tends to generate strain trains.
  • the method of (ii i) continuous annealing of IF steel generally has excellent non-aging properties, but is most disadvantageous in preventing rough skin because it tends to become coarse grains, and has the highest r-value. Although it is possible to solve these problems by a method of incompletely performing recrystallization annealing, it is difficult to obtain sufficient workability for secondary deformation. As described above, in the conventional method, it is difficult to reduce the r value to less than 1.Q to suppress a decrease in the can height, and in general, to prevent rough skin and secondary deformability and non-aging property. It is difficult to achieve both.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 1-116030 discloses that after substantially annealing low carbon steel of C : 0.10% or less at a recrystallization temperature of 800 ° C or less, a temperature of 300 to 700 ° C. By performing box annealing within the range, it has fine grains with a grain size number of 9 or more (corresponding to an average grain size of 17.6 / m or less). There is disclosed a technique for obtaining a steel sheet for easy-open cans having excellent can properties and the like. However, even with this technology, the r-value is 1.0 or more, and the secondary deformation workability, hardness, and rough surface resistance are at the levels required for the deformed three-piece cans targeted by the present invention. Was not satisfactory.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and provides a steel sheet for cans that satisfies workability, appearance properties after processing, and high yieldability that can meet the demands of complex can designs and a method of manufacturing the same.
  • the present invention can effectively prevent the occurrence of surface defects caused by cluster-like inclusions such as alumina, and has good surface properties such as beautiful appearance and no defect, and excellent moldability of a welded portion.
  • the purpose of the present invention is to provide a steel sheet and a method for manufacturing the same. Disclosure of the invention
  • the present inventors have intensively studied to achieve the above object. As a result, by combining the addition of an appropriate amount of Mn and continuous annealing under appropriate conditions, it is possible to simultaneously reduce the r-value, refine the crystal grains, and increase the hardness, and furthermore, perform the heat treatment in the box annealing cycle. It has been newly found that the application can improve the secondary deformation workability and achieve non-aging.
  • the present inventors have found that in order to prevent can body cracking during secondary deformation, it is important to suppress the concentration of deformation due to uneven thickness distribution. It has been found that it is effective to set it to 5 ⁇ or less.
  • the present inventors have made it possible to improve the surface properties of a steel sheet and improve the formability of a welded portion.
  • controlling the composition of oxides and sulfides remaining in steel is an important factor. That is, by controlling the composition of these inclusions within an appropriate range, and more preferably, by optimizing the manufacturing process of these steel sheets.
  • the present invention has been completed based on the above findings.
  • a steel sheet for cans characterized in that the r value in the direction perpendicular to the rolling direction is 0.4 to less than 1.0 and the age hardening index AI value is 30 MPa or less.
  • the steel sheet for cans according to (1) which has a composition containing, by weight%, C: 0.03 to 0.1% and Mn: more than 0.5% to 1.0%.
  • the composition contains, by weight%, C: 0.03 to 0.1%, Mn: more than 0.5% to 1.0%, A1: 0.10% or less, N: 0.0050% or less, A plate for cans characterized by the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • a steel sheet for cans characterized in that the recrystallization texture is equal to or less than 1.0 in the r value of at least one of the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction.
  • oxide inclusions with a particle size of 1 to 50 m are composed of Ti oxide: 20 wt% or more and 90 wt% or less, and one or two of CaO and RE oxides in total of 10 wt% or more and 40 wt% hereinafter, A1 2 0 3: 40 wt% or less (Ti oxides, CaO, 1 kind or two kinds of RE oxides, total A1 2 0 3 100% or less) a steel sheet for cans, which is a.
  • the crown of the hot-rolled sheet is set to 40 m or less in the hot rolling, and the crown of the cold-rolled sheet is set to 5 m or less in the cold rolling.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between crack generation and Bl / t during secondary molding.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the yield elongation after aging treatment and the age hardening index AI value.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the surface roughness after the secondary molding and the average crystal grain size of the product plate.
  • FIG. 4 is an explanatory view showing an example of a modified three-piece can.
  • Figure 5 shows the secondary moldability and the can height in the can height direction.
  • 9 is a graph showing a relationship between a change and a rolling direction r value.
  • the can body of a three-piece can is formed by cylindrical molding (normal grain method) so that the L direction (rolling direction) of the steel sheet is the circumferential direction of the can, and the C direction (right angle direction of rolling) of the steel sheet is the circle of the can.
  • the steel sheet is stretched in the L direction by secondary forming after cylindrical forming (see Fig. 4).
  • the amount of shrinkage in the can height direction is correlated with the amount of shrinkage in the width direction (perpendicular to the tensile direction) when tensile deformation is applied in the steel plate L direction, that is, the r value in the steel plate L direction.
  • the steel sheet is drawn in the C direction by secondary forming. Therefore, the shrinkage in the can height direction is correlated with the r value in the steel sheet C direction. Therefore, the smaller the respective r values, the smaller the amount of shrinkage in the can axis direction after the secondary molding.
  • the r-value is high, the can height tends to be uneven in the circumferential direction.
  • the height of the can after secondary molding is determined by the strength of the can.However, if the amount of shrinkage is excessively large, it will be difficult to secure the internal capacity, or the can lid, can bottom and can body will be tightened. And other problems will occur.
  • Figure 5 shows the relationship between the rolling direction r value of the steel sheet and the change in can height after secondary forming. From FIG. 5, it can be seen that it is appropriate to set the r value to 0.4 to 1.0 in order to reduce the change in the height of the can and to ensure sufficient workability. This tendency is the same for the reverse grain method. By setting the r-value of the steel sheet to 0.4 to 1.0 in both the L and C directions, the change in can height can be reduced irrespective of the direction of cylindrical forming.
  • the A I value is the change in yield stress before and after the aging treatment at 100 ° C for 30 min after a tensile prestrain of 7.5% is applied to the product sheet.
  • the same product plate was formed into a barrel-shaped can with a uniaxial strain range of 0.05 to 0.15 applied to the steel plate after the secondary forming, the presence or absence of stretch yaw strain in the body of the can was determined.
  • a survey was conducted and also shown in Figure 2.
  • the present inventors performed continuous annealing for low r value and the like, followed by overaging treatment by box-type annealing to sufficiently remove carbides and nitrides. And found that it is essential to reduce the amount of solute C and solute N as much as possible.o
  • the crystal grain size of the product plate must be 10 m or less in order to prevent the occurrence of surface roughness after secondary molding.
  • adjust the C content to 0.03% or more and perform recrystallization annealing after cold rolling by continuous annealing, which is short-time annealing, followed by It is preferable that the box-type annealing be performed within a range in which the crystal grains are not coarsened, and only for the purpose of promoting the precipitation of carbides and nitrides.
  • C is one of the important elements in the present invention, and the strength of the steel sheet as it is annealed can be determined by increasing the amount of C. If the C content is less than 0.005%, the crystal grains become too coarse, and when applied for cans, the danger of causing a skin roughness phenomenon increases. From the viewpoint of ensuring the stability of product materials, it is desirable that the C content be 0.01% or more.
  • the C content if the C content exceeds 0.1%, the pearlite content of the light-purity structure increases, and both hot rolling property and cold rolling property deteriorate. It becomes harder, and the moldability and corrosion resistance are significantly reduced, which is not preferable for use as a steel can plate. Further, the C content directly affects the increase in hardness of the welded portion. As the C content increases, the hardness of the welded portion increases, and as a result, the formability of the welded portion decreases.
  • the C content is preferably in the range of 0.03 to 0.1% from the viewpoint of strengthening the steel sheet to obtain the strength of the can corresponding to the thinning and reducing the aging property of the steel sheet. In order to reduce aging, it is necessary to sufficiently precipitate cementite and reduce the amount of solid solution in steel. If the C content is less than 0.03%, the strength of the can corresponding to the thinning cannot be obtained.
  • ⁇ is effective for deoxidation during smelting and also has the effect of suppressing hot brittleness of steel. In order to exhibit these desirable effects, it is desirable to add 0.05% or more.
  • Mn is also one of the important elements for controlling the r-value of the steel sheet to a low r-value within the target range. Deformation For 3-piece cans, reduce the amount of shrinkage in the can height direction after secondary deformation. In order to reduce the cost, the r value of the product steel sheet in the L and C directions must be 0.4 or more and less than 1.0. Although the detailed mechanism of the effect of Mn on the reduction of the r value is unknown, it is considered that the increase of the solid solution Mn in the steel is effective in reducing the r value.
  • Mn is also considered to be effective in reducing the aging of steel sheets.
  • concentration of Mn in cementite has the effect of slowing down the moving speed at the cementite / flight interface. Cementite precipitated from the hot-rolled sheet partially re-dissolves in the annealing process, but the Mn concentration in the cementite slows down the movement speed of the cementite-flight interface. For this reason, it is difficult for cementite to be dissolved again. From this, it is considered that a steel sheet exhibiting low aging properties can be obtained by suppressing the increase of solid solution C in the annealing stage by Mn.
  • Mn is also effective for solid solution strengthening, and the addition of Mn is effective in responding to future thinning. To achieve these effects, it is desirable to add more than 0.5%.
  • the upper limit is set to 1.0% because the steel sheet is hardened and the workability such as stretch flangeability is deteriorated. . Preferably it is 0.7% or less.
  • N contributes as a solid solution strengthening component, and when applied to extremely severe plasticity as in the present invention, leads to a decrease in ductility. Therefore, it is desirable to reduce N as much as possible. Considering the amount of ductility deterioration accompanying an increase in the N content, it is desirable to set the upper limit to 0.02%. N is an element that enhances aging and increases the frequency of strain strain. From the viewpoint of aging, practical problems can be prevented by setting the content to 0.0005% or less. Therefore, it is more preferable to set the N content to 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but if it is 0.0010%, it can be said that it is a range that can be industrially achieved in terms of cost. Further, from the viewpoint of ductility, the N content is preferably not more than 0.0030%, and from the viewpoint of securing a stable material, the amount of N is preferably not more than 0.0020%. An enclosure is more preferred.
  • A1 0.10% or less
  • A1 is an element that fixes solid solution N in steel as A1N and is effective for aging resistance. In order to enhance the aging resistance, it is preferable to add 0.01% or more of A1. However, in applications where aging resistance is more severe, it is desirable to add 0.05% or more of A1. Also, as the content increases, the frequency of occurrence of surface defects caused by alumina class dust etc. increases rapidly, so the upper limit was set to 0.10%. From the viewpoint of moldability, A1 is preferably set to 0.07% or less.
  • A1 should be adjusted to 0.01% or less. When A1 is greater than 0.1% 0., giant A1 2 0 3 clusters deoxidization becomes A1 deoxidation is produced in large quantities, and tend to degrade the surface properties.
  • one or more of Ti, B, V, and Nb may be added in place of part or all of A1 in order to reduce solid solution N.
  • Ti is an element that combines with N as TiN and reduces the amount of solute N, and is an effective element for aging resistance.
  • the addition amount of Ti, B, etc. is adjusted according to the N content, but when Ti is added alone, it is desirable to add 0.01% or more.
  • Ti is set to 0.20% or less, preferably 0.01% or more. If there are strict requirements on the surface properties, the content of Ti should be in the range of 0.015% to 0.10% in order to form fine oxide inclusions and achieve finer crystal grains. desirable.
  • B is an element that binds to N as BN and reduces the amount of solute N, and is an element effective for aging resistance.
  • the addition amount of Ti, B, etc. is adjusted according to the N content, but when B is added alone, the amount is preferably 0.0003% or more. If B is added in excess of 0.01%, the cost increases and the embrittlement of the steel due to the formation of BN becomes significant.
  • V 0.1% or less
  • V is an element that combines with N as VN and reduces the amount of solute N, and is an element effective for aging resistance.
  • the addition amount of Ti, V, etc. is adjusted according to the N content, but when V is added alone, it is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more. % Or more is good. On the other hand, if V is added in excess of 0.1%, the cost increases and the ductility decreases.
  • Nb is an element that combines with N as NbN to reduce the amount of solute N, and is an element effective for aging resistance.
  • the addition amount of Ti, Nb, etc. is adjusted according to the N content, but when Nb is added alone, it is preferably 0.002% or more, more preferably 0.005% or more. % Or more is good.
  • Nb is added in excess of 0.1%, the cost increases and the ductility decreases.
  • Al, Ti, B, V, Nb, and N are the contents (wt%) of each element.
  • the above-mentioned A1 amount is further limited to 0.001 to 0.01%
  • the above-mentioned Ti amount is limited to 0.015 to 0.10%
  • the amount of cafe and Z or REM is set to 0.0005 to 0.01%.
  • the fine oxide of Ti can improve the formability of the welded part by suppressing the coarsening of the structure of the welded part (particularly, the heat-affected zone). If the amount of Ti is less than 0.015%, the desired effect cannot be obtained because the amount of the fine oxide is too small. However, when the addition amount of Ti exceeds 0.10%, hot rollability, cold rollability, and secondary cold rollability after annealing are significantly reduced, and the surface properties of the product are also significantly reduced. Therefore, it is desirable to set the range of 0.015 to 0.10%. In order to secure more excellent surface properties, the content is more preferably 0.05% or less.
  • A1 is greater than 0.1% 0.
  • giant A1 2 0 3 classes evening scratch deoxidization becomes A1 deoxidation is mass produced, it tends to degrade the surface properties.
  • A1 exceeds 0.01%, the amount of fine oxides of 50 / m or less that can control the grain growth during cold rolling and annealing is reduced, and there is the danger of problems such as rough skin during can making. Sex is increased.
  • inclusion composition and amount A1 is large, A1 2 0 3 - CaO and Z or A1 2 0 3 -, and therefore RE M oxide, such inclusions become a starting point of ⁇ , corrosion resistance It tends to deteriorate.
  • A1 is preferably set to 0.001% or more.
  • One or two of Ca and REM are 0.0005-0.01% in total
  • REM refers to rare earth elements such as a and Ce.
  • CaO and / or REM oxides can contribute to the suppression of grain growth after cold rolling and annealing and the prevention of coarsening of welds (particularly weld heat affected zones). From these, Ca EM is contained in a total of 0.0005% or more. On the other hand, when the total amount of Ca and REM exceeds 0.01%, the risk of surface defects increases, and the disadvantage that corrosion resistance, which is important as a substrate for cans, decreases, becomes apparent.
  • the upper limit is preferably set to 0.01%.
  • Ca may be added for deoxidation, but if it exceeds 0.01%, processability is deteriorated.
  • the upper limit is preferably set to 0.01% in consideration of the cost required for desulfurization treatment and the effect of improving mechanical properties by desulfurization. Further, a preferable upper limit value is 0.005% from the viewpoint of workability.
  • S can exist as various sulfides in steel, but when it exists as MnS-based inclusions, it significantly expands in the rolling direction during hot rolling and cracks during can manufacturing of the final product. To encourage.
  • ⁇ is from the viewpoint of producing a fine oxide is a necessary ingredient, when added in excess of 010% 0., coarse A1 2 0 3 by a large amount of generated decreases the ductility, deep drawability Let me do it. Therefore, it is preferable that the upper limit is 0.010%. Further, the more preferable upper limit of ⁇ is 0.007%. Further, 0 is more preferably 0.005% or less. If good surface properties are strictly required, adjust the amount of AL, Ti, and Ca and / or REM to an appropriate range, and further reduce S, Ca, and REM so as to reduce the amount of harmful S.
  • the composition is optimized for the content of one or two of the following, with a particle size of 1 to 50 It is preferable that the oxide inclusion of m contains one or two of Ti oxide, CaO, and RBM oxide.
  • Inclusions as deoxidation products Ti oxides and CaO, 1 kind or two kinds of RBM oxide, more particularly, Ti oxides CaO and Roh or REM oxide one A1 2 0 3 - Si0 2 system
  • oxide-based inclusions specified in the present invention are limited to those having a particle size of 1 to 50 zm.
  • inclusions in such a range can be regarded as inclusions generated by deoxidation.
  • inclusions having a particle size of more than 50 ⁇ m are mainly caused by foreign inclusions such as slag and mold powder.
  • A1 2 0 3 based cluster scratch there is also than this huge ones, if oxide composition having a particle diameter of 50 m or less inclusions satisfies the above requirements, a huge A1 2 0 3 system
  • the clusters can be considered to be sufficiently reduced.
  • the composition of the oxide-based inclusions having a particle size of 1 to 50 m is as follows: Ti oxide: 20 wt% or more and 90 wt% or less, one of CaO, RE oxide or two total: more than 10 wt% 40 wt% or less, A1 2 0 3: 40 wt% or less (Ti oxides, CaO, 1 kind or two kinds of REM oxides, A1 2 0 total 3 10 0% or less) in Is more preferable.
  • the concentration of Ti oxide is preferably set to 20% by weight or more.
  • the Ti oxide concentration is preferably set to 90 wt% or less. More preferably, the content is 30 wt% or more and 80 wt% or less.
  • the inclusions do not become inclusions having a low melting point, causing nozzle clogging.
  • the content exceeds 40 wt%, the inclusions subsequently absorb S and change to water-soluble, which is the starting point for Yasushi Therefore, the corrosion resistance decreases.
  • a more preferred range is 20 to 40 wt%.
  • the content of the oxide-based inclusions having a particle size of 1 to 50 n) is preferably not less than 80 wt% of the total amount of the inclusions. The reason for this is that if it is less than 80 vvt%, the control of inclusions is insufficient, which causes a surface defect of the coil and clogging of the nozzle.
  • the upper limit is set to 0.10%. In particular, when excellent corrosion resistance is required, 0.02% or less is more preferable.
  • the upper limit is set to 0.04% because, when P is contained in a large amount, ⁇ is hardened and workability is deteriorated, and corrosion resistance is also deteriorated. If these characteristics are particularly important, the content should be 0.01% or less.
  • S exists as inclusions, reducing the ductility of the steel sheet and deteriorating the corrosion resistance. Since it is a chemical element, its upper limit is preferably set to 0.01%. For applications requiring particularly good workability, the content is preferably 0.005% or less.
  • the steel sheet for cans of the present invention has a main phase of frit, an average crystal grain size of 10 ni or less, and preferably, a volume ratio of a powder phase having a particle size of 0.5 to 3 urn. It is preferred that the tissue contains 0.1 to 1%. In addition, the powder phase other than the above particle size is permissible up to a volume ratio of 1% or less.
  • Average grain size 10 zm or less
  • the average crystal grain size of the product plate is set to 10 m or less in order to prevent the occurrence of surface roughness during the secondary molding. It is preferable that the thickness be 5 im or more from the viewpoint of ensuring ductility.
  • the average grain size is defined as the average grain size of the crystal grains measured in the thickness section (section in the rolling direction) using a cutting method in accordance with the provisions of J1S G0552 (however, The top 5 m was excluded from the average).
  • r value 0.4 to less than 1.0 in the rolling direction or the direction perpendicular to the rolling direction
  • the r-value in the rolling direction or the direction perpendicular to the rolling By setting the r-value in the rolling direction or the direction perpendicular to the rolling to 0.4 or more and less than 1.0, the amount of shrinkage in the longitudinal direction of the cylinder can be suppressed to the minimum during the secondary forming of the cylindrical can body. Yield can be improved. Although the deformed portion is thinned, the strength is increased by work hardening, and there is no problem in the properties of the can body. This is desirable from the viewpoint of reducing the weight of the can body.
  • the r value may be any one of the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction, as long as the direction matches the tensile direction of the secondary forming at the time of can-making, but it is more preferable that both directions are satisfied.
  • Aging index AI value 30MPa or less
  • the AI value of the product plate exceeds 30MPa, strain will occur during secondary molding and the appearance will be poor, so the AI value must be 30MPa or less. Preferably it is 20 MPa or less.
  • the total elongation in each direction EL / thickness t ratio (B / t) should be 110 or more. Is preferred. It is more preferably 140 or more.
  • the hardness of the steel sheet is lower than 50 in HR30T, sufficient strength of the can is not obtained, and it is easily deformed by external force. Due to this force, the flanges formed on the top and bottom of the can are deformed, and the lid becomes difficult to wind up. On the other hand, when it exceeds 57, the flange formability deteriorates and cracks easily occur. In addition, if it exceeds 57, even with the method of the present invention, tempering rolling must be more than 5%, and the amount of springback during cylindrical molding increases, causing problems such as poor welding. . Therefore, the hardness is preferably HR30T50-57.
  • a steel material (slab) having the above composition is hot-rolled to form a hot-rolled steel plate, or the hot-rolled plate is further cold-rolled by cold rolling.
  • the slab heating temperature for heating the slab prior to hot rolling is less than 1000, it is difficult to secure a high hot rolling finish temperature, while if the heating temperature exceeds 1300 ° C, the surface properties of the steel sheet It deteriorates remarkably.
  • the slab heating temperature is preferably set to 1000 to 1300 ° C.
  • the slab may be once cooled to room temperature and then reheated, or may be inserted into a heating furnace and heated without cooling. Also, finishing pressure Rough rolling may be performed prior to rolling, or direct finish rolling may be performed using a thin slab.
  • Finish rolling temperature 800 to 1000 ° C
  • finish rolling temperature is less than 800 ° C, it is difficult to refine the crystal grains of the final product sheet, and the aesthetic appearance after can making is lost.
  • finish rolling temperature was limited to 800 to 1000 ° C.
  • the finish rolling temperature shall be the value measured at the exit of the rolling mill according to the usual method.
  • the hot rolling it is preferable to perform rolling in which the crown of the hot-rolled sheet is equal to or less than the following so that the crown of the cold-rolled sheet can be smoothly finished to 5 m or less.
  • Rolling to reduce the crown of the hot-rolled sheet to 40 m or less is performed by roll-cross rolling, and in particular, it is desirable that at least three stands be rolled with a pair-cloth ⁇ -roll during finish rolling.
  • crown is the absolute value (average value measured at both plate width ends) of [plate width center plate thickness-plate width end (plate thickness is 30 more than the end) plate thickness].
  • Winding temperature 500 to 750 ° C
  • the winding temperature is lower than 500, the uniformity of the shape and the material in the width direction of the steel sheet will be reduced. Further, in order to fix the solute N as A1N or the like and reduce the aging property, it is desirable that the winding temperature be 600 ° C or more. When fixing solid solution N mainly by Ti alone, the winding temperature may be as low as 500 ° C. On the other hand, if the winding temperature exceeds 700 ° C, the cementite aggregates and coarsens, the r-value after cold rolling and annealing becomes higher than the target range, and the uniformity of the microstructure of the hot-rolled base plate decreases. Further, the thickness of the scale is significantly increased, and the descaling property is reduced.
  • the pickling conditions are not particularly limited, and normal pickling with hydrochloric acid or sulfuric acid is preferred.
  • the pickled hot-rolled sheet is subjected to cold rolling.
  • the conditions for cold rolling are not particularly limited, but in the production of ultra-thin steel sheets, it is usually advantageous to set it to 80% or more in terms of hot rolling and pickling costs.
  • the crown of the cold rolled sheet shall be 5 or less. If the crown exceeds 5 m, breakage may occur in the can body, especially when performing secondary deformation of the steel plate stripped from the vicinity of the width end.
  • Recrystallization annealing By continuous annealing method, the steel sheet is annealed at a temperature equal to or higher than the recrystallization end temperature and at a temperature equal to or higher than the recrystallization end temperature and higher than 80 (TC or less in the present invention because high secondary formability after cylindrical forming is required. Although it is possible to use a partially recrystallized structure as a special purpose, it is difficult to ensure the stability of the material. If the annealing is performed at a high temperature exceeding 800 ° C, the high-temperature strength is reduced and the thickness of the steel sheet is reduced, which increases the risk of causing a failure phenomenon called a heat buckle.
  • Annealing is performed by the continuous annealing method.
  • the temperature after heating is 800 ° C or lower.
  • the structure after continuous annealing has ferrite as the main phase, and the powdery phase with a grain size of 0.5 to 3 in the X-ray is 0.5% by volume. It was found that the non-aging property after box annealing and the ductility were improved by using a structure containing 1 to 1% .In order to obtain such a structure, it is preferable to set the annealing temperature to 720 or more. .
  • box annealing is a heat treatment for long-term soaking and slow cooling for the purpose of accelerating the precipitation of cementite and A1N. It is preferable that the box annealing be performed at a temperature of over 500 to 600 ° C for 1 to 10 hours. If the heat treatment temperature is lower than 500, precipitation of cementite, A1N, etc. is insufficient, and ductility is insufficient. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 600 ° C, the cementite becomes excessively coarse and recrystallized grains become coarse.
  • the box annealing treatment temperature is set to exceed 500 ° C and 600 ° C or less. Also, box annealing When the holding time is less than 1 hr, the above effects cannot be obtained. On the other hand, when the holding time is more than 10 hr, the productivity is lowered, so that the holding time is preferably 1 to 10 hr. Adequate precipitation of cementite and A1N improves aging resistance and ductility, and prevents the occurrence of strain strain during secondary molding and cracking during secondary molding. Secondary rolling reduction after recrystallization annealing: 0.5 to 5%
  • the rolling reduction in the secondary cold rolling is preferably set to 0.5 to 5% in order to secure the strength of the can body, to make the material of the annealed plate uniform, and to reduce aging by introducing movable dislocations. At a rolling reduction of less than 0.5%, the desired effect is not observed. On the other hand, when the rolling reduction exceeds 5%, problems such as an increase in the amount of springback during cylindrical molding, deterioration of ductility, and generation of flange cracks due to ductility anisotropy occur.
  • the thickness of the material is being reduced from the viewpoint of reducing the cost of can making, and the thickness of the plate is preferably 0.25 mm or less from the purpose of the present invention that it meets the needs of can makers.
  • the steel sheet (method) of the present invention exhibits particularly superior secondary deformability at a thickness of t.
  • ⁇ with the chemical composition shown in Table 1 was smelted in a converter and made into a slab by the continuous production method. These slabs were subjected to hot rolling, cold rolling, continuous annealing, and secondary cold rolling under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled sheet with a final finished thickness of 0.22 nim. Next, tin plating equivalent to No. 25 was continuously applied on an ⁇ -gen type electric tin plating line to finish the tinplate.
  • a specimen was taken from the direction perpendicular to the rolling direction (L direction) and the direction perpendicular to the rolling direction (L direction) of the tin-plated steel sheet obtained in this way, and the total elongation ⁇ , surface hardness HR30T, r value, AI value and The yield point elongation (Y-E1) after aging treatment equivalent to baking (210 ° C for 20 minutes) and the total elongation EL / t ratio were investigated. These used J1S No. 5 tensile test pieces.
  • the r value is controlled in an appropriate range, the amount of shrinkage in the can axis direction during the secondary molding is small, and the initial blank shape can be made smaller.
  • the yield improvement by this is about 2%, but it has a remarkable effect in the product field where the production volume is extremely large.
  • the present invention example also has other characteristics more than the comparative example.
  • tin plating is applied in the embodiment, but tin-free steel sheet, composite It may be used as a coated steel sheet without plating.
  • the present invention can be applied to steel materials in which a resin film is adhered to the surface of a steel sheet.
  • there is no problem in using it not only as a steel plate for three-piece cans but also as a steel plate for two-piece cans.
  • the Ti concentration is 0.026 to 0.058 wt%
  • the A1 concentration is 0.001 to 0.005 wt%
  • the Ca concentration is 0.0000 to 0.0036 wt%
  • the REM concentration is 0.000 to 0.0021 wt%
  • the concentration of Ca and RBM is The sum was 0.0005-0.0043 wt%.
  • the steel was produced by a two-strand slab continuous production apparatus to produce a continuous slab.
  • Ar gas was not blown into the tundish or immersion nozzle. Observation after the continuous production showed that there was almost no deposit in the tundish and the immersion nozzle.
  • the continuous slab was hot-rolled to a thickness of 1.8 mm.
  • the hot rolling conditions were a slab heating temperature of 1130 ° C, a finish rolling temperature of 890 ° C, and a hot rolling winding temperature of 620.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled to a cold-rolled sheet thickness of 0.18 mm.
  • a continuous annealing type short-time annealing with 20S soaking at 740 was performed to obtain a cold-rolled annealed sheet.
  • Specimens were collected from the cold-rolled annealed sheet thus obtained, and the structure of inclusions, r value, and AI value were examined. J1S No. 5 tensile test pieces were used to investigate these r values and A values.
  • this slab was manufactured using a two-strand slab continuous manufacturing apparatus to manufacture a continuous slab.
  • the average composition of inclusions Tandy Mesh molten steel, 95 ⁇ 98wt% Al 2 0 3, 5 wt% or less of Ti 2 0 3 clusters one shaped inclusions were mainly o
  • the above-mentioned continuous slab is heated at a slab heating temperature of 1150 ° C, a finishing rolling temperature of 890 ° C, a hot rolling coiling temperature of 680 and hot rolled to 1.8 ⁇ , then pickled and cold rolled.
  • a cold-rolled sheet having a thickness of 0.18 mm was obtained.
  • a continuous annealing type short-time annealing was performed at 750 mm for 20 s soaking to obtain a cold-rolled annealed sheet.
  • Specimens were collected from the cold-rolled annealed sheet thus obtained, and the structure of inclusions, r value, and AI value were examined. J IS No. 5 tensile test pieces were used for the investigation of r value and AI value.
  • the amount of width shrinkage in the can axial direction is reduced.
  • the yield of the material can be improved.
  • the copper plate of the present invention has a small amount of cracks, has little deterioration in deformability due to inclusions or precipitates, has no surface defects due to cluster-like inclusions, has good surface properties, and has good weldability. It is a steel sheet with excellent formability in the part, and is extremely excellent as a steel sheet for 3-piece cans.
  • the steel plate for cans which has the workability which can respond also to the requirement of a complicated can design and the appearance characteristic after a process can be manufactured. Further, according to the present invention, it is possible to improve the yield of raw materials in the production of cans, and to achieve a remarkable industrial effect.

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Description

明細書 缶用鋼板およびその製造方法
技術分野
本発明は缶用鋼板およびその製造方法に係り、 3ピース缶とりわけ、 変形 3ピ ース缶の使途に好適な缶用鋼板およびその製造方法に関する。 背景技術
缶容器はその部品構造から、 缶胴と上蓋からなる 2ピース缶と、 缶胴および上 蓋、 底蓋からなる 3 ピース缶と、 に大別できる。 3 ピース缶においては、 その缶 胴の接合は、 はんだ付け、 樹脂接着、 溶接などの方法で行われている。
ところで近年、 缶の意匠性向上の観点から、 単純な円筒状の缶でなく、 より 3 次元的な形状を有する意匠缶の要求が高まってきている。 これらの状況は、 例え ば雑誌 ΓΤΗΕ CAN A BR Feb. 1996, p32-37 J に紹介されている。
これらの意匠缶は、 主として 3ピース缶で製造され、 円筒に成形され、 接合さ れた後に、 精巧な割型、 静水圧プレス等の技術を適用して円筒状の接合胴部に円 周方向の伸び歪を付与して目的とする形状、 例えば樽型などに製造される。 このような方法で製造される意匠缶を、 変形 3ピース缶と呼ぶが、 従来の 3ピ ース缶に比べ、 下記の特性が優れることが要求される。
( 1 ) 2次変形 （円筒成形後の、 意匠性付与のための加工を指すものとする。 以 下同じ） に際して破断を生じないこと、
( 2 ) 2次変形に際して、 外観不良を生じないこと、
( 3 ) 2次変形に際して、 缶高さの減少が少ないこと、
が要求される。 なお、 2次変形における主な破断形態として、 溶接部近傍の破断 、 击胴部の破断があり、 また、 2次変形における主な外観不良として、 肌荒れ、 ストレッチヤーストレインがある。 また、 2次変形において缶高さが減少すると 、 製品缶の缶容量の確保や材料歩留りの確保が困難となる。 なお、 缶高さの減少 は r値が大きいと大きい。 さらに、 近年のコストダウンのための材料板厚の低減要求に鑑み、
( 4 ) 材料強度 （硬度） が高いこと、
( 5 ) 材料の降伏強さ （YS) が過度に高くないこと、
も要求される。 材料強度 （硬度） が低いと缶体強度が確保できず、 また材料の降 伏強さ （YS) が過度に高いと、 スプリングバックの増大を招き、 円筒の真円度の 低下や重ね代のばらつきにより溶接性が低下する。
ところで、 従来、 缶用鋼板の製造方法は、
( i ) C ： 0. 01〜0. 10%程度、 好ましくは 0. 03%以上の低炭素鋼を冷間圧延後、 箱焼鈍にて製造する方法、
( i i) 低炭素鋼を冷間圧延後、 連続焼鈍にて製造する方法、
(i i i ) C : 0. 01 %未満程度の極低炭素鋼に Ti、 Nb等の強力な固溶 C固定元素を 添加したもの （IF鋼） を冷間圧延後、 連続焼鈍にて製造する方法、
に大別される。
ところが、 （ i ) の低炭素鋼を箱焼鈍する方法では、 一般に 2次変形の加工性 は良好な傾向となるが、 r値を低くできないため、 2次変形に際しての缶高さ減 少を解消しがたい。 また、 この方法では、 結晶粒が粗大になりやすいため、 肌荒 れがやや発生しやすく外観不良となりやすい。 さらに、 軟質化するため強度確保 が困難となり、 他方、 一般的に用いられる 2次圧延を施すと硬質化し、 YS過剰と いう問題が発生する。
一方、 （i i) の低炭素鋼を連続焼鈍する方法では、 低炭素鋼を箱焼鈍する方法 に比べ r値を不十分ながら低下することが可能であり、 結晶粒が細粒となるため 肌荒れの防止や強度 （硬度） 確保もしゃすい。 しかし、 加工性が不足し、 2次変 形に際し、 とくに溶接部近傍の破断が発生しやすい。 またこの方法では、 非時効 化が困難でス トレツチヤース トレインが発生しやすい。
(ii i ) の IF綱を連続焼鈍する方法では、 一般的に非時効性には優れるが、 粗 大粒となりやすいため肌荒れ防止に最も不利であり、 また r値も最も高い。 再結 晶焼鈍を不完全に行う方法等によりこれらの問題を解決することも考えられるが 、 2次変形に十分な加工性を得るのは困難である。 以上のように、 従来の方法では、 r値を 1. Q 未満に低減して、 缶高さの減少を 抑制することが困難であり、 また一般に肌荒れ防止と 2次変形加工性 ·非時効性 との両立が困難である。
なお、 特開平 1-116030号公報には、 C : 0. 10%以下の実質的に低炭素鋼を、 再 結晶温度以上 800°C以下で連続焼鈍した後、 300て〜 700°Cの温度範囲で箱焼鈍 を施すことにより、 結晶粒度番号 9番以上 （平均粒径 17. 6 / m 以下に相当） の微 細粒を有し、 蓋の焼付塗装によっても時効しない非時効性で、 開缶性等に優れた イージーオープン缶用鋼板を得る技術が開示されている。 しかし、 この技術によ つても r値は 1. 0以上になり、 また 2次変形加工性、 硬度、 耐肌荒れ性は、 本発 明が目標とする変形 3ピ一ス缶において要求されるレベルを満足できるものでは なかった。
本発明は、 上記従来技術の問題を解決し、 複雑な缶デザインの要求に対しても 応えることのできる加工性、 加工後外観特性、 高歩留り性を満足する缶用鋼板お よびその製造方法の提供を目的とする。 また、 本発明は、 アルミナ等のクラスタ 一状介在物に起因する表面欠陥の発生を有効に防止し、 外観の美麗性、 無欠陥性 など表面性状が良好で、 溶接部の成形性に優れる缶用鋼板およびその製造方法の 提供を目的とする。 発明の開示
本発明者らは、 上記の課題を達成するために鋭意研究した。 その結果、 適量の Mnの添加と適正な条件下での連続焼鈍を組合せることにより、 r値の低減、 結晶 粒の細粒化、 高硬度化を同時に達成でき、 さらに箱焼鈍サイクルの熱処理を施す ことにより 2次変形加工性の改善と、 非時効化を得ることができることを新たに 知見した。
さらに、 本発明者らは、 2次変形時の缶胴割れを防止するためには、 板厚分布 の不均一による変形の集中を抑制することが重要で、 そのために製品コイルにお けるクラウンを 5 ηι以下とすることが有効であることを見出した。
また、 本発明者らは、 鋼板の表面性状を良好とし、 溶接部の成形性を良好とす るためには、 鋼中に残留する酸化物および硫化物の組成を制御することが重要な 因子であることに思い至った。 すなわち、 これら介在物の組成を適正範囲に制御 すること、 かつ、 より好適には、 これら鋼板の製造工程を最適化することにより
、 最終製品としてさび難く、 表面性状が良好で、 溶接部の成形性が良好な 3ピー ス缶に適した缶用鋼板が得られることを見出した。
本発明は、 上記した知見に基づいて完成されたものである。
( 1 ) 重量％で、 C : 0.005 %超〜 0.1 %、 Mn : 0.05%〜1.0 %を含む組成と、 フェライ ト相を主相とし、 平均結晶粒径が 以下の組織を有し、 圧延方向も しくは圧延直角方向の r値が 0.4 〜1.0 未満、 時効硬化指数 A I値が 30MPa 以下 であることを特徴とする缶用鋼板。
(2) (1) において、 重量％で、 C ： 0.03〜0.1 %、 Mn： 0.5 %超〜 1.0 %を含 む組成であることを特徴とする缶用鋼板。
( 3 ) (1) または（2) において、 前記組織が、 フヱライ トを主相とし、 粒径 0.5 〜3 m のパーライ ト相を体積比で 0.1〜 1 %を含有することを特徴とする缶用 鋼 ί¾ο
(4) (2) または（3) において、 前記組成が、 重量％で、 C : 0.03〜0.1 %、 Mn ： 0.5 %超〜 1.0 %、 A1 : 0.10%以下、 N： 0.0050%以下を含み、 残部 Feおよび 不回避的不純物からなることを特徴とする缶用鐧板。
(5) (4) において、 前記組成に加えて、 さらに重量％で、 Ti : 0.20%以下、 B : 0.01%以下、 V : 0.1 %以下、 Nb : 0.1 %以下のうちから選ばれた 1種以上を 含有することを特徴とする缶用鋼板。
(6) (1) において、 前記組成に加えて、 さらに重量％で、 A1 : 0.001 〜0.01% 、 Ti： 0.015 ~0·10%、 Ν : 0.02%以下、 Ca、 RE の 1種または 2種を合計で 0. 0005〜0.01%を含み、 さらに、 Sおよび Ca、 REM の 1種または 2種の含有量が次 式
S -5 X ((32/40) Ca+ (32/140) ■) ≤ 0.0014
の関係を満たして残部は Feおよび不可避的不純物の組成になり、 粒径 1 〜50 m の酸化物系介在物が Ti酸化物および CaO 、 REM 酸化物の 1種または 2種を含有し 、 かつ再結晶集合組織が圧延方向および圧延直角方向の少なく ともいずれか一方 の r値で 1.0 以下に相当することを特徴とする缶用鋼板。
(7) (6) において、 粒径 1 〜50 m の酸化物系介在物が Ti酸化物： 20wt%以上 90wt%以下、 CaO、 RE 酸化物の 1種または 2種の合計 10wt%以上 40wt%以下 、 A1203 ： 40wt%以下 （Ti酸化物、 CaO 、 RE 酸化物の 1種または 2種、 A1203 の合計は 100 %以下） であることを特徴とする缶用鋼板。
(8) (1) ないし（7) のいずれかにおいて、 全伸び Eし (96) 力 \ 板厚 t (ram) に 対して EL≥ llOtであることを特徴とする缶用鋼板。
(9) (1) ないし（8) のいずれかにおいて、 製品コイルにおける板クラウンが、 5 m以下であることを特徴とする缶用鋼板。
( 1 0) 重量％で、 C ： 0·03〜0.1 %、 n： 0.5 %超〜 1.0 %を含有する鋼スラ ブを、 仕上温度 800 〜1000°Cで熱間圧延し、 500 〜750 でにて巻取り、 冷間圧延 後、 再結晶温度以上 800°C以下で連続焼鈍し、 その後 500°C超〜 600 で lhr以 上の箱焼鈍を施すことを特徴とする缶用鐧板の製造方法。
( 1 1 ) (10)において、 前記連続焼鈍の焼鈍温度を 720で以上とすることを特徵 とする缶用鋼板の製造方法。
( 1 2) (10)または（11)において、 前記熱間圧延に際し熱延板のクラウンを 40 m以下とし、 前記冷間圧延に際し冷延板のクラウンを 5 m以下とすることを特 徵とする缶用鋼板の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1は、 2次成形時の割れ発生と Bl/tの関係を示すグラフである。
図 2は、 時効処理後の降伏伸びと時効硬化指数 A I値との関係を示すグラフで ある。
図 3は、 2次成形後の肌荒れと製品板の平均結晶粒径との関係を示すグラフで ある。
図 4は、 変形 3ピース缶の例を示す説明図である。
図 5は、 2次成形性、 缶高さ方向の縮み傾向におよぼす、 2次成形後の缶高さ 変化と圧延方向 r値との関係を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
3 ピース缶の缶胴は、 鋼板の L方向 （圧延方向） が缶の円周方向となるように 円筒成形される方法 （ノーマルグレーン法） と鋼板の C方向 （圧延直角方向） が 缶の円周方向となるように円筒成形される方法 （リバースグレーン法） がある。 ノーマルグレーン法の場合には、 円筒成形した後に、 鋼板は 2次成形により L 方向に延伸されることになる （図 4参照） 。 したがって、 缶高さ方向の縮み量は 、 鋼板 L方向に引張変形を加えた場合の幅方向 （引張方向に直角方向） 縮み量、 すなわち鋼板 L方向の r値と相関があることがわかった。 一方、 リバースグレー ン法の場合には、 鋼板は 2次成形により C方向に延伸されることになる。 このた め、 缶高さ方向の縮み量は鋼板 C方向の r値と相関があることとなる。 従って、 それぞれの r値が小さい程、 2次成形後の缶軸方向の縮み量は小さくなる。 また r値が高い場合は、 缶高さが円周方向で不均一になりやすいことも判明した。 2 次成形後の缶高さは製缶メ一力により規定されているが、 縮み量が過度に大きい と内容量の確保が困難になったり、 缶蓋、 缶底と缶胴部分の巻き締めができなく なるなどの問題が生じる。
まず、 本発明者らが行つた基礎的実験結果について説明する。
種々の製品板を用いて、 ノーマルグレーン法で円筒に成形したのち、 図 4 ( B ) に示すような 2次成形を施し、 缶胴部の寸法変化を詳細に調査した。 図 5に、 鋼板の圧延方向 r値と 2次成形後の缶高さ変化との関係を示す。 図 5から、 缶の 高さ方向の変化を小さく し、 かつ十分な加工性を確保するには、 r値が 0. 4〜 1 . 0とするのが適当であることがわかる。 この傾向はリバ一スグレーン法の場合も 同様である。 なお、 鋼板の r値を、 L方向、 C方向ともに 0. 4〜 1. 0とすること により円筒成形の方向によらず、 缶高さ変化を小さくすることができるので好ま しレ、。
このような比較的低い r値を得るためには、 鋼板の焼鈍方法は連続焼鈍法によ る短時間焼鈍で行うことが必須である。 ただし、 一度再結晶による集合組織の形 成が進んでしまえば、 その後箱焼鈍のような長時間の焼鈍処理を施しても r値は ほとんど変化しない。
次に、 種々の製品板を用いて、 210 °C X 20mi n の時効処理後の降伏点伸び Y - El と鋼板の時効性指数 A I値との関係を調査し、 その結果を図 2に示す。 A I値は 、 製品板に 7. 5%の引張予歪を付与した後、 100 °C 30min の時効処理を施した 場合の、 処理前後の降伏応力の変化量である。 さらに、 同じ製品板を用いて、 2 次成形後に鋼板にかかる 1軸相当歪み範囲が 0. 05〜0. 15である樽型缶に成形した のち、 缶胴体部におけるストレッチヤーストレイン発生の有無を調査し、 図 2に 併記した。 図 2から、 ストレッチヤーストレインの発生を防止するには、 塗装 ' 焼き付けあるいはフィルムラミネート処理相当の時効処理 （ 210°C X 20分） 後の 鐧板の降伏点仲びを 3 %未満、 鋼板の A 1値を 30MPa 以下とすることが必要であ ることがわかる。 さらに、 ストレツチヤ一ストレインの発生を防止するには、 C 量を 0. 03〜 0. 1 %、 Μπ量を 0. 5%超、 A1量を 0. 01〜 0. 1 %、 Ν量を 0. 0050%以下 に制限するとともに箱焼鈍サイクルの適用が有効であるとの知見を得ている。 ま た、 本発明者らは、 このような低時効性鋼板を得るには、 低 r値等のための連続 焼鈍に続いて箱型焼鈍による過時効処理を施し、 炭化物および窒化物を十分に析 出させ、 固溶 Cおよび固溶 Nを極力低減することが肝要であることを見いだした o
つぎに、 2次成形後の肌荒れと結晶粒度の関係について調査し、 その結果を図 3に示す。
図 3から、 2次成形後の肌荒れ発生防止のためには、 製品板の結晶粒径は 10 m以下とする必要があることがわかる。 製品の結晶粒径を 10 ζ πι以下とするため には、 C量を 0. 03%以上に調整し、 かつ冷間圧延後の再結晶焼鈍を短時間焼鈍で ある連続焼鈍で行い、 それに続く箱型焼鈍は結晶粒が粗大化しない範囲とし、 炭 化物、 窒化物の析出促進のみを目的とするのがよい。
つぎに、 接合された缶胴を樽型缶 （樽型缶は鋼板にかかる一軸相当歪み範囲が 0. 05〜0. 15である） に 2次成形した際に接合部に発生する割れと、 製品板の延性 との関係を調査した。 その結果を、 図 1に、 品板の全伸び ELZ板厚 tの比 （BLZ t ) と割れ発生率との関係で示す。 図 1から、. 2次成形後に割れが発生しないた めには （ELZ t ) > 110とする必要があることがわかる。
(EL/ t ) > 110とするためには、 C量を 0. 1 %以下、 Mn量を 0. 7%以下、 A1 量を 0. 07%以下、 N量を 0. 003%以下に制限するとともに、 連続焼鈍法による短 時間焼鈍と箱型焼鈍サイクルによる長時間焼鈍を合わせ施すことが有効であると いう知見を得ている。
次に、 本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
C ： 0. 005 〜 0. 1 %
Cは、 本発明において重要な元素の 1つであり、 C量を増加させることで鋼板 の焼鈍のままの強度を決定することができる。 C量が 0. 005 %以下では、 結晶粒 が粗大になり過ぎ、 缶用として適用した場合に肌荒れ現象を生じる危険性が増大 する。 製品材質の安定性確保という観点からは C量は 0. 010 %以上であることが 望ましい。
一方、 C量が 0. 1 %を超えると、 フヱライ ト ·パ一ライ ト組織のパーライ ト量 が増大して熱間圧延性と冷間圧延性とのいずれもが劣化することに加え、 過度に 硬質化し、 成形性、 耐食性の低下も著しいものとなり缶用綱板の用途として好ま しくない。 また、 C量は溶接部の硬度上昇に直接影響をおよぼすものであり、 こ れが高くなるほど溶接部の硬度が上昇し、 結果として溶接部の成形性を低下させ 。
なお、 薄肉化に対応した缶体強度を得るための鋼板の強化と、 鋼板の時効性低 減の観点から、 C量は 0. 03〜0. 1 %の範囲とするのが望ましい。 時効性を低減す るためには、 セメ ンタイ トを十分に析出させ、 鋼中の固溶量を少なくする必要が ある。 C量が 0. 03%未満では、 薄肉化に対応した缶体強度が得られない。
Mn： 0· 05〜1· 0 %
Μηは、 溶製時の脱酸に有効であり、 また鋼の熱間脆性を抑制する効果もある。 これらの望ましい効果を発揮させるためには、 0. 05%以上の添加が望ましい。 また、 Mnは、 鋼板の r値を目標範囲内の低い r値に制御するために重要な元素 の 1つである。 変形 3ピース缶においては 2次変形後の缶高さ方向の縮み量を小 さくするために、 製品鋼板の L、 C方向 r値を 0. 4 以上、 1. 0 未満とする必要が ある。 Mnが r値の低減に効果を示すことについて、 詳細な機構は不明であるが、 鋼中の固溶 Mnの増大が. r値の低減に有効に作用していると考えられる。
また、 Mnの添加は、 鋼板の時効性低減にも効果を示すと考えられる。 Mnはセメ ンタイト中に濃化することで、 セメンタイ 卜/フ ライ ト界面の移動速度を遅く する効果がある。 熱延板で析出したセメ ンタイ トは、 焼鈍工程において一部、 再 固溶するが、 Mnがセメンタイ ト中に濃化することで、 セメンタイ ト フヱライ ト 界面の移動速度が遅くなつている。 このため、 セメン夕イ トの再固溶が生じにく くなる。 このことから、 Mnが焼鈍段階での固溶 Cの増大を抑制することで低時効 性を示す鋼板が得られるものと考えられる。
さらに、 Mnは固溶強化に対しても効果があり、 今後の薄肉化に対応するために も Mnの添加は有効である。 これらの効果を発撣するには 0. 5 %を超える添加が望 ましい。 一方、 Mnを多量に添加すると、 耐食性が劣化傾向にあることに加え、 鐧 板を硬質化させ、 伸びフランジ加工性などの製缶加工性を劣化させるためにその 上限を 1. 0 %とした。 好ましくは 0. 7%以下である。
なお、 セメンタイ トを主にパ一ライ ト中に生成させることで、 極めて優れた非 時効性 ·延性 （BL) を得ることができるが、 このようなパ一ライ トを生成するた めには、 C : 0. 03〜0. 1 %、 Mn： 0. 5 %超〜 1. 0 %の範囲とするのが好ましい。
N ： 0. 02%以下
Nは、 固溶強化成分として寄与するため、 本発明のような極めて厳しい塑性加 ェに適用する場合には延性低下につながるため、 極力低減するのが望ましい。 N 含有量の増大に伴う延性の劣化量を考慮して、 0. 02%を上限とするのが望ましい 。 また、 Nは、 時効性を高める元素であり、 ストレツチヤ一ストレインの発生頻 度を増加させる。 時効性の観点から、 実用上の不具合発生は、 0. 0050%以下とす ることで防止できるため、 N量を 0. 0050%以下とするのがさらに望ましい。 N量 の下限はとくに限定されないが、 0. 0010%であれば、 コスト的にみて工業的に達 成できる範囲といえる。 また、 延性の観点からは、 N量は 0. 0030%以下とするの が好ましく、 また安定した材質を確保するという観点からは、 0. 0020%以下の範 囲がさらに好適である。
A1： 0. 10%以下
A1は、 A1N として鋼中の固溶 Nを固定化し、 耐時効性に対し有効な元素である 。 耐時効性を高めるためには、 0. 010%以上の A1の添加が好ましいが、 より耐時 効性に対して厳しい用途については、 0. 05%以上の A1の添加が望ましい。 また、 含有量が多くなるとアルミナクラス夕などに起因する表面欠陥の発生頻度が急増 するため、 その上限を 0. 10%とした。 なお、 成形性の観点からは、 A1は 0. 07%以 下とするのが好ましい。
なお、 製品板の表面性状を厳しく要求される場合には、 A1は 0. 01 %以下に調整 するのが望ましい。 A1が 0. 01 %を超えると、 脱酸が A1脱酸となって巨大な A1203 クラスターが大量に生成し、 表面性状を劣化させる傾向となる。
また、 本発明では、 固溶 Nを低減するために、 A1の 1部または全部に代えて Ti 、 B、 V、 Nbの 1種以上を添加してもよい。
Ti ： 0. 20%以下
は、 TiN として Nと結合し、 固溶 N量を低減する元素であり、 耐時効性に対 し有効な元素である。 この効果を得るためには、 含有する N含有量に応じ Ti、 B 等の添加量を調整するが、 Tiを単独で添加する場合には、 0. 01 %以上添加するの が望ましい。 一方、 0. 20%を超えて添加すると、 コスト高となり、 延性が低下す るとともに、 表面欠陥を多発する。 このため、 Tiは 0. 20%以下、 好ましくは 0. 01 %以上とする。 なお、 表面性状について厳しい要求がある場合には、 微細酸化物 系介在物を形成させ、 結晶粒の微細化を達成するために、 Tiは 0. 015〜0. 10%の 範囲とするのが望ましい。
B ： 0. 01 %以下
Bは、 BNとして Nと結合し、 固溶 N量を低減する元素であり、 耐時効性に対し 有効な元素である。 この効果を得るためには、 含有する N含有量に応じ Ti、 B等 の添加量を調整するが、 Bを単独で添加する場合には、 0. 0003%以上とするのが 望ましい。 0. 01 %を超えて Bを添加すると、 コスト高となるうえ、 BN形成による 鋼の脆化が頭著となる。 V ： 0.1 %以下
Vは、 VNとして Nと結合し、 固溶 N量を低減する元素であり、 耐時効性に対し 有効な元素である。 この効果を得るためには、 含有する N含有量に応じ Ti、 V等 の添加量を調整するが、 Vを単独で添加する場合には、 0.005%以上とするのが 望ましく、 さらに好ましくは 0.01%以上がよい。 一方、 0.1%を超えて Vを添加 すると、 コスト高となるうえ、 延性が低下する。
Nb： 0.1 %以下
Nbは、 NbN として Nと結合し、 固溶 N量を低減する元素であり、 耐時効性に対 し有効な元素である。 この効果を得るためには、 含有する N含有量に応じ Ti、 Nb 等の添加量を調整するが、 Nbを単独で添加する場合には、 0.002%以上とするの が望ましく、 さらに好ましくは 0.005 %以上がよい。 一方、 0.1 %を超えて Nbを 添加すると、 コスト高となるうえ、 延性が低下する。
固溶 N量を低減するために、 固溶 N量を低減する元素を複合して添加する場合 には、 Nに対して当量以上、 好ましくは 2倍以上となるように、 下記条件とする のが好ましい。
(14/27 ' A1 + 14/48♦ Ti + 14/ll ' B+14/51 · V+ 14/93 - Nb) ≥N
Al、 Ti、 B、 V、 Nb、 Nは各元素の含有量 （wt%) である。
また、 本発明では、 表面性状を厳しく要求される缶用鋼板の場合には、 鋼中の 介在物の大きさ、 組成を制御するのが好ましい。 そのためには、 上記した A1量を さらに 0.001 〜0.01%、 上記した Ti量を 0.015 〜0.10%に限定したうえで、 Cafe よび Zまたは REM量を 0.0005〜0.01%とし、 さらに、 Sおよび Ca、 RBM の 1種ま たは 2種の含有量が次式
S -5 x((32/40)Ca + (32/140) REM) ≤ 0.0014
の関係を満たすことが望ましい。
Ti： 0.015 〜0.10%
表面性伏について厳しい要求がある缶用鋼板の場合には、 Ti脱酸を行い、 m以下のサイズの微細酸化物系介在物を形成させ、 冷延 焼鈍時の粒成長性を制 御して、 結晶粒の微細化を達成するとともに、 強度—延性バランスを向上させる 。 さらに、 Tiの微細酸化物は溶接部 （特に熱影響部） の組織の粗大化を抑制する ことにより、 溶接部の成形性を向上させることができる。 Tiの添加量が 0. 015 % 未満では、 微細酸化物の量が少なすぎるため、 所望の効果が得られない。 しかし 、 Tiの添加量が 0. 10%を超えると熱間圧延性、 冷間圧延性および焼鈍後の 2次冷 間圧延性が顕著に低下し、 製品の表面性状も顕著に低下する。 したがって、 は 0. 015〜0. 10%の範囲とするのが望ましい。 さらに優れた表面性状を確保するた めには 0. 05%以下とするのがより好ましい。
A1： 0. 001 〜0. 01 %、
製品板の表面性状を厳しく要求される場合には、 A1は 0. 01 %以下に調整するの が望ましい。 A1が 0. 01 %を超えると、 脱酸が A1脱酸となって巨大な A1 203 クラス 夕一が大量に生成し、 表面性状を劣化させる傾向となる。 さらに、 A1が 0. 01 %を 超えると、 冷延-焼鈍時の粒成長性を制御できる 50 / m 以下の微細酸化物が少な くなるため、 製缶時の肌荒れなどの不具合が発生する危険性が増大する。 さらに 、 重要なことは、 A1量が多いと介在物組成が A1 203 - CaO および Zまたは A1 203 - RE M酸化物系となるため、 かかる介在物が锗の起点となり、 耐食性を劣化させる傾 向となる。 このようなことから、 厳しい表面性状を要求される場合には、 A1は 0. 01 %以下とするのが望ましい。 一方、 脱ガスおよび連続錶造の操業安定化の観点 からは、 A1は 0. 001 %以上とするのが好ましい。
Ca、 REM の 1種または 2種を合計で 0. 0005〜0. 01 %
REM は、 し a、 Ceなどの希土類元素をいう。 良好な表面性状を厳しく要求される 場合には、 Caおよび RBM の 1種または 2種を 0. 0005%以上添加するのが望ましい Ti脱酸したのち、 さらに 0. 0005%以上になるように Caおよび REM の 1種または 2種を添加して、 溶鋼中の酸化物組成を、 Ti酸化物： 20%以上 90%以下、 好まし くは 85%以下、 CaO および/または REM 酸化物： 10%以上 40%以下、 A1 203 ： 40 %以下である低融点の酸化物系介在物とする。 そうすると、 連続铸造時に、 地金 を含んだ Ti酸化物のノズルへの付着を有効に防止でき、 ノズルの閉塞を防止でき る。 さらに、 CaO および/または REM 酸化物は、 冷延ー焼鈍後の粒成長の抑制、 溶接部 （特に溶接熱影響部） の粗大化防止に寄与できる。 これらのことから、 Ca 、 EM の 1種または 2種を合計で 0. 0005%以上含有させる。 一方、 Ca、 REM の合 計量が 0. 01 %を超えると逆に表面欠陥が発生する危険が増大することと、 缶用鐧 板として重要である耐食性が低下するという欠点が顕在化することから、 上限は 0. 01 %とするのが好ましい。
また、 脱酸のために、 Caを添加してもよいが 0. 01 %を超える添加は、 加工性を 劣化させる。
S - 5 x ((32/40)Ca + (32/140) REM) ≤ 0. 0014
Sは、 鋼の加工性に対して有害な成分であるから、 極力低減することが望まし い。 しかし、 過度の脱硫処理はコストアップの要因となるため、 脱硫処理に要す る費用と脱硫による機械的特性の改善効果とを勘案して、 上限は 0. 01 %とするの が好ましい。 さらに加工性から好ましい上限値は 0. 005 %である。 また、 Sは、 鋼中で種々の硫化物として存在しえるが、 MnS 系介在物として存在する場合は熱 間圧延時に圧延方向に顕著に展伸して、 最終製品の製缶加工時の割れを助長する 。 この点、 Ca、 REM を添加することにより硫化物の形態および非延性が改善され 、 溶接部を含めた加工部の成形性の改善が顕著となる。 本発明者らの調査によれ ば、 理由は不明であるが、 Ca、 REM の添加により、 原子比でこれらの元素の約 5 倍の Sまでが無害の硫化物となると考えられる。 したがって、 有害な S量、 すな わち、 S - 5 x ((32/40) Ca + (32/140) REM) の値が十分小さければ、 硫化物によ る加工性の低下は生じない。 本発明者らの調査によれば、 上式で表される有害な S量は 0. 0014%以下であれば、 問題ないことがわかった。
〇 ： 0. 010 %以下
◦は、 微細な酸化物を生成させる観点からは必要な成分であるが、 0. 010 %を 超えて添加すると、 粗大な A1 203 を多量に生成させて、 延性、 深絞り性を低下さ せる。 このため、 0. 010 %を上限とするのが好ましい。 また、 〇のより好ましい 上限値は 0. 007 %である。 また、 0は 0. 005 %以下であればなお望ましい。 良好な表面性状を厳しく要求される場合には、 AL量、 Ti量、 さらに Caおよび または REM 量を、 適正な範囲内に調整し、 さらに、 有害 S量を低減するように S および Ca、 REM の 1種または 2種の含有量を適正化した組成とし、 粒径 1 〜50 m の酸化物系介在物が Ti酸化物および CaO、 RBM酸化物の 1種または 2種を含有 するようにするのが好ましい。
脱酸生成物としての介在物が、 Ti酸化物および CaO 、 RBM酸化物の 1種または 2種、 より詳しくは、 Ti酸化物 CaO およびノまたは REM酸化物一 A1203 - Si02 系の介在物となることにより、 さびの少ない、 介在物、 析出物による変形能の劣 化がほとんどなく、 かつクラスタ一状介在物による表面欠陥がなレ、缶用鋼板とな o
本発明で規定する酸化物系介在物を粒径 1〜50 z m のものに限定しているのは 、 かかる範囲の介在物が脱酸により生成した介在物と見なすことができるからで ある。 一方、 粒径が 50 ^ m を超える介在物は、 一般にスラグ、 モールドパウダー などの外来系介在物が主因である。 なお、 A1203 系クラスタ一には、 これより巨 大なものもあるが、 粒径 50 m 以下の介在物の酸化物組成が上記要件を満たして いれば、 巨大な A1203 系クラスタ一も十分減少しているものと見なすことができ 粒径 1〜50 m の酸化物系介在物の組成は、 Ti酸化物： 20wt%以上 90wt%以下 、 CaO 、 RE 酸化物の 1種または 2種の合計： 10wt%以上 40wt%以下、 A1203 ： 40wt%以下 （Ti酸化物、 CaO 、 REM酸化物の 1種または 2種、 A1203 の合計は 10 0 %以下） であることが、 より好ましい。
上記介在物の Ti酸化物が 20wt %未満の場合には、 Ti脱酸鋼ではなく、 A1脱酸鋼 となり、 A1203 濃度が高まるためにノズル詰まりが発生する。 また、 CaO、 REM 酸化物濃度が高くなると発鍩性が著しくなるため、 Ti酸化物濃度は 20wt%以上と するのが好ましい。 一方、 Ti酸化物濃度が 90wt %を超えると、 CaO 、 RE 酸化物 濃度の割合が少なくなつて、 かえってノズル詰まりが発生することから、 Ti酸化 物濃度は 90wt%以下とするのが好ましい。 より好ましくは 30wt%以上 80wt%以下 である。
また、 上記介在物中の CaO、 RBM酸化物の 1種または 2種の合計が 10wt%未満 では、 介在物が低融点の介在物とならず、 ノズルの閉塞を引き起こす。 一方、 40 wt%を超えると介在物がその後に Sを吸収して水溶性に変化し、 靖の起点となる ため耐食性が低下する。 なお、 より好ましい範囲は 20〜40wt %である。
また、 上記介在物中の A1 203 については、 40wt %を超えると高融点組成となる ためにノズル閉塞が起きるだけでなく、 介在物の形状がクラスター伏になり、 製 品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。 なお、 鋼中に A1がほとんど含有して いない場合には、 介在物中の Α12ϋ3 もほとんど無視しうるだけの濃度になる。 なお、 上記酸化物系介在物中には、 上掲したもの以外の酸化物が混入する場合 もある。 その場合に上掲したもの以外の酸化物の量については、 特に限定するも のではないが、 Si 02については、 30wt %以下、 ΜπΟ については、 15wt%以下に制 御するのが好ましい。 この理由は、 これらがそれぞれの量を上回ると、 チタンキ ルド鋼とは言えなくなる。 しかも、 このような組成のもとでは、 Ca添加を行わな くてもノズル詰まりはなく、 発鍩の問題も無くなる。 酸化物の形成傾向を考慮す ると、 介在物中に Si 02、 ηϋ を含有させるためには、 溶鋼の Si、 Mn濃度を MnZTi > 100 、 Si/ Ti > 50にすることが好ましいが、 この場合には、 鐧の硬質化、 表面 性状の劣化を招く。
このような粒径 1〜50 n) の酸化物系介在物は全介在物量の 80wt %以上にする のが好ましい。 その理由は、 80vvt %未満では、 介在物の制御が不十分であり、 コ ィルの表面欠陥ゃノズル詰まりの原因となるためである。
その他、 Si、 P、 Sはできるだけ低減するのが望ましい。
Si ： 0. 10%以下
Siは、 多量に含有されると表面処理性の劣化、 耐食性の劣化等の問題が生じて くるため、 その上限を 0. 10%とした。 特に、 優れた耐食性が必要な場合には、 0. 02%以下がより好適である。
P ： 0. 04%以下
Pは多量に含有する場合、 鐧を硬質化させ加工性を悪化させると同時に、 耐食 性を劣化させるため、 その上限を 0. 04%とした。 これらの特性が特に重要視され る場合は 0. 01 %以下とする必要がある。
S ： 0. 01 %以下
Sは、 介在物として存在し、 鋼板の延性を減少させ、 さらに耐食性の劣化をも たらす元素なので、 その上限を 0. 01 %とするのが好ましい。 特に良好な加工性が 要求される用途においては、 0. 005 %以下とすることが望ましい。
その他、 残部は Peおよび不可避的不純物である。 不可避的不純物としては、 Cu 、 Cr、 Ni、 Sn、 Mo、 Zn、 Pb等が原料もしくはスクラップからの混入元素として考 えられるが、 Cu、 Cr、 N iは各々 0. 2%以下、 Sn、 Μο、 Ζικ Pbおよびその他の元素 は各々 0. 1 %以下であれば、 缶としての使用特性に及ぼす影響は無視できる。 上記した組成に加えて、 連続焼鈍終了時に下記組織とするのが好ましい。
本発明の缶用鋼板は、 フ ライ トを主相とし、 平均結晶粒径が 10 ni以下を有 し、 好ましくは、 粒径 0. 5〜3 u rn のパ一ライ ト相を体積比で 0. 1〜1 %を含有 する組織とするのが好ましい。 なお、 上記粒径以外のパ一ライ ト相は体積比 1 % 以下まで許容できる。
上記した組成と組織とすることにより、 Α Ι値≤20MPa 、 BL/t≥120 の優れた 特性を得ることができる。 これは、 固溶 Cがパ一ライ ト中のセメンタイ トに固定 されるためと推測される。 なお、 主相であるフェライ ト相は体積比で 95%以上あ ればよい。
平均結晶粒径： 10 z m 以下
本発明では、 2次成形時の肌荒れ発生を防止するために、 製品板の平均結晶粒 径は 10 m 以下とする。 なお、 延性確保の点から 5 i m 以上とするのが好ましい 。 なお、 本発明における平均結晶粒径とは、 J 1 S G0552 の規定に準拠した切断法 を用いて、 板厚断面 （圧延方向断面） において測定した結晶粒の平均粒径を用い る （ただし、 最表面 5 m ずつは平均から除外した） 。
r値：圧延方向もしくは圧延方向直角方向で 0. 4 〜 1. 0未満
圧延方向もしくは圧延直角方向の r値を 0. 4以上、 1. 0 未満とことにより、 円 筒状の缶胴の 2次成形に際して、 円筒の長手方向の収縮量を最低限に抑制でき、 鋼材の歩留りを改善できる。 なお、 変形部は薄肉化するが、 加工硬化により強度 が増加し缶体特性としては問題なく、 缶体の軽量化の観点から望ましい。 なお、 r値は圧延方向あるいは圧延直角方向のいずれか一方、 製缶時の 2次成形の引張 方向に一致させる方向であればよいが、 両方向を満足することがさらに好ましい 時効指数 A I値： 30MPa以下
製品板の A I値が 30MPa を超えると、 2次成形時にストレツチヤ一ストレイン が発生し、 外観不良となるため A I値は 30MPa 以下とする必要がある。 好ましく は 20MPa 以下である。
全伸び Eし/ 板厚 tの比 （BL/ t ) ： 110以上
2次成形時の割れ発生を防止するために、 変形方向の延性を高くする必要があ り、 それぞれの方向の全伸び EL/ 板厚 tの比 （Bし/ t ) を 110以上とするのが好 ましい。 より好ましくは 140以上である。
表面硬さ ： HR30T50 -57
鋼板の硬さ力、' HR30T にして 50より低いと、 十分な缶体強度が得られず、 外力に 対して容易に変形したり、 缶胴体に蓋を巻き締める際に缶の高さ方向からの力に より、 缶の上下に施したフランジ部が変形して蓋が巻き締めにく くなるなどの問 題が生じる。 一方、 57を超える場合にはフランジ成形性が悪くなり割れが発生し やすくなる。 さらに加えて、 57を超える場合には本発明の方法であっても調質圧 延 5 %超えが必要となり、 円筒成形時にスプリ ングバック量が大きくなり、 溶接 不良が生じるなどの問題が発生する。 したがって、 硬さは HR30T50 〜57とするの が好ましい。
つぎに、 製造条件の限定について説明する。
上記した組成の鋼素材 （スラブ） を熱間圧延し、 熱延綱板とし、 あるいはさら にこれら熱延板を冷延圧延により冷延板とする。
製造条件の限定について説明する。
スラブ加熱温度： 1000〜1300°C
スラブを熱間圧延に先だつて加熱するスラブ加熱温度が 1000て未満では、 高い 熱延仕上げ温度を確保することが困難であり、 一方、 加熱温度が 1300°Cを超える と、 鋼板の表面性状が著しく劣化する。 このため、 スラブ加熱温度を 1000〜1300 °Cとするのが好ましい。 また、 スラブは、 一旦室温まで冷却した後に再加熱して も、 また、 冷却することなく加熱炉に揷入して加熱してもよい。 また、 仕上げ圧 延に先だって粗圧延を施してもよいし、 薄スラブを用いて直接仕上げ圧延を行つ てもよい。
仕上げ圧延温度： 800 〜1000°C
仕上げ圧延温度が 800 °C未満では、 最終製品板の結晶粒を微細化することが困 難となり、 製缶後の外観の美麗性が失われる。 しかし、 1000°Cを超えて仕上圧延 された場合には、 スケールのロスが顕著に増加し好ましくない。 このため、 仕上 げ圧延温度を 800 〜1000°Cに限定した。 なお、.仕上げ圧延温度は、 常法にしたが い、 圧延機出側で測定した値とする。
熱間圧延では、 熱延板のクラウンを 以下とする圧延を行うのが、 冷延板 のクラウンを 5 m 以下に無理なく仕上げるために好ましい。 熱延板のクラウン を 40 m 以下とする圧延は、 ロールクロス方式の圧延を実施し、 特に仕上圧延に 際し 3スタンド以上をペアクロス α—ルで圧延するのが望ましい。
なお、 クラウン （板クラウン） の定義は 〔板幅中央板厚-板幅端部 （最端部よ り 30謹） 板厚〕 の絶対値 （両板幅端部を測定した平均値） である。
巻取温度： 500 〜750 °C
卷取温度が 500 未満では、 鋼板の形状、 幅方向の材質の均一性が低下する。 また、 固溶 Nを A1N等として固定化し、 時効性を低下させるためには、 巻取温度 は 600 °C以上とするのが望ましい。 固溶 Nの固定が主として Ti単独で行う場合に は、 巻取温度は 500°Cと低温でもよい。 一方、 巻取温度が 700°Cを超えると、 セ メンタイ トが凝集、 粗大化し、 冷延、 焼鈍後の r値が目標範囲より高くなるとと もに熱延母板組織の均一性が低下し、 さらにスケールの厚みが顕著に増加して脱 スケール性が低下する。
なお、 冷間圧延に先立ち、 熱延板表面に生成されたスケールを酸洗等で除去す るのが望ましい。 酸洗条件については特に限定はなく、 通常の塩酸あるいは硫酸 による酸洗が好適である。
ついで、 酸洗された熱延板は冷間圧延を施される。 冷間圧延の条件は特に規制 しないが、 極薄鋼板の製造においては、 通常、 80%以上とするのが熱延 ·酸洗コ スト上有利である。 冷間圧延では、 冷延板のクラウンを 5 以下とする。 クラウンが 5 m を超えると、 特に板幅端部付近から板取りした鋼板を 2次変 形させる際に、 缶胴部での破断が発生することがある。 なお、 クラウン 以 下を実現させるためには、 口一ルシフ ト方式もしくはロールクロス方式 （あるい は両方） の圧延が好ましく、 特に 1 スタン ド以上をロールクロス方式と ールシ フト方式とを併用した方式で圧延することが好ましい。
再結晶焼鈍：連続焼鈍法により、 再結晶終了温度以上かつ 80(TC以下 本発明では、 円筒成形された後の高い 2次成形性が必要とされるため、 鋼板は 再結晶終了温度以上で焼鈍され、 再結晶組織となっていることが必要とされる。 特殊な用途として部分再結晶組織を利用する可能性はあるが、 材質の安定性の確 保が困難である。 一方、 800°Cを超える高い温度で焼鈍した場合には、 高温強度 が低下ししかも鋼板板厚が薄いために、 ヒートバックルと呼ばれる不良現象を生 ずる危険性が増大する。 また、 800°Cを超える高い温度で焼鈍すると、 鋼板の r 値が 1. 0を超え、 2次成形後の缶高さが低くなる。 また、 結晶粒が粗大化し、 2 次成形後に肌荒れが発生する危険がある。 したがって、 再結晶焼鈍は連続焼鈍法 により、 再結晶終了温度以上、 800°C以下とする。 なお、 連続焼鈍後の組織が、 フェライ トを主相とし、 フ Xライ ト中に粒径 0. 5〜3 のパ一ライ ト相を体積 比で 0. 1〜 1 %含有する組織とすることにより、 箱焼鈍後の非時効性および延性 が向上することがわかった。 このような組織を得るためには、 焼鈍温度を 720で 以上とするのが好ましい。
箱焼鈍： 500°C超え 600でで 1〜10lir保持
本発明においては、 連続焼鈍に続き、 箱焼鈍型熱サイクル （本発明では、 この 熱サイクルを箱焼鈍と称する） を施す。 箱焼鈍は、 セメンタイトおよび A1N の析 出促進を目的として、 長時間の均熱および徐冷となる熱処理であり、 500 超え 600°C以下の温度で 1〜10hr保持とするのが好ましい。 熱処理温度が 500て以下 ではセメンタイ ト、 A1N 等の析出が不十分であり、 延性が不足する。 一方、 熱処 理温度が 600°Cを超えるとセメンタイ トが過度に粗大化し、 また再結晶粒が粗大 化する。 このため、 r値が 1. 0以上と大きくなり、 2次成形時に肌荒れが生じる 。 このために箱焼鈍の処理温度は 500°C超え、 600°C以下とする。 また、 箱焼鈍 の保持時間が 1 hr未満では上記の効果が得られない、 一方、 10hrを超える場合に は生産性が低下するために保持時間は 1〜10hrとするのが好ましい。 セメンタイ トおよび A1N を十分に析出させることにより、 耐時効性と延性が向上し、 2次成 形時のストレツチヤーストレインの発生や 2次成形時の割れ発生を防止する。 再結晶焼鈍後の 2次圧延圧下率： 0. 5〜5 %
再結晶焼鈍後、 必要に応じ、 2次冷間圧延を施す。 2次冷間圧延の圧下率は、 缶体強度の確保と、 焼鈍板の材質の均一化、 さらに可動転位の導入による時効性 の低減のために 0. 5〜5 %とするのが好ましい。 0. 5%未満の圧下率では所定の 効果が認められない。 一方、 圧下率が 5 %を超えると、 円筒成形した際のスプリ ングバック量が大きくなつたり、 延性の劣化、 あるいは延性の異方性に起因して フランジ割れが生じるなどの問題が生じる。
製品の板厚： 0. 25mm以下
製缶コスト低減の観点から素材の薄肉化がすすめられており、 製缶メーカの要 求に対応するという本発明の趣旨より、 板厚は 0. 25mm以下とするのが好ましい。 本発明の鋼板 （方法） は t O. 25画において従来鋼より特に優れた 2次変形性を 発揮する。 実施例
(実施例 1 )
表 1に示す化学組成の鐧を転炉で溶製し、 連続铸造法によりスラブとした。 こ れらスラブに表 2に示す条件で熱間圧延、 冷間圧延、 連続焼鈍、 そして 2次冷延 を施し、 最終仕上板厚 0. 22nimの冷延板とした。 ついで、 ハ αゲンタイプの電気錫 めっきラインにて 25番相当の錫めつきを連続的に施し、 ぶりき板に仕上げた。 このようにして得られた錫めつき鋼板の板圧延方向 （L方向） と直角方向 （C 方向） から試験片を採取して、 全伸び Εし、 表面硬さ HR30T 、 r値、 A I値および 焼付け相当の時効処理 （210 °C X 20分） 後の降伏点伸び （Y- E1) 、 全伸び EL/ t 比を調査した。 これらは J 1 S 5号引張試験片を使用した。
これら鋼板を 250g 缶サイズに円筒成形したのち、 特殊な割型構造よりなるプ レス治具を用いて 2次成形を行った。 2次成 の際の引張歪の方向は L方向 （ノ 一マルダレーン法） および C方向 （リバ一スグレーン法） とし、 伸び歪量は平均 7 %とした。 製缶後、 割れ発生の有無、 肌荒れおよびストレッチヤーストレイン 発生の有無を調査した。 さらに、 2次成形前後での缶軸方向高さの変化を調査し た。 これらの結果を表 3に示す。 なお、 フェライ ト平均粒径は、 製品板 C断面組 織について、 J IS G0552 の規定に準拠して測定した。 また、 パ一ライ ト体積率は 、 製品板 C断面組織の S E M調査で測定した。 肌荒れは、 表面粗度 Ra≥ l. Q ^ m となった場合を発生とした。 ストレツチヤ一ストレインは明確に視認できるもの を発生とした。
本発明例は、 2次成形後の肌荒れ、 ス トレツチヤ一ストレインの発生はなく、 また 2次成形時の割れ発生もなかった。 これに対し、 Mil量が本発明の範囲を外れ る比較例 （鋼板 No. 10 〜No. 12 ) では、 r値が高く、 延性が低下し、 2次加工後 に肌荒れ、 ス トレツチヤ一ス トレインの発生、 割れが観察された。
(実施例 2 )
表 1に示す鋼 No. Bを用いて、 表 4に示す条件で熱間圧延、 、 冷間圧延、 連続焼 鈍、 そして 2次冷延を行い、 最終仕上板厚 0. 22讓の冷延板とした。 ついで、 ハロ ゲンタイプの電気錫めつきラインにて 25番相当の錫めつきを連続的に施し、 ぶり き板に仕上げた。 これら製品板について、 実施例 1 と同様の調査を行った。 それ らの結果を表 5に示す。 なお、 熱間圧延は、 製造条件 No. 2- 13 以外は、 全スタン ドにペアクロスロールを有する圧延機により、 ペアクロス方式による圧延を施し た。 また、 冷間圧延は、 製造条件 No. 2-13 以外は、 前段に口一ルク αススタンド を有する圧延機によるクロスロール方式およびシフトロール方式を併用した圧延 とし、 冷延板のクラウンを調整した。
本発明例は、 r値が適正な範囲に制御され、 2次成形時の缶軸方向の収縮量が 小さく、 初期のブランク形状をより小さくできる。 これによる歩留りの向上は概 ね 2 %程度であるが、 生産数量の極めて大きい製品分野においては顕著な効果と なる。 本発明例は他の特性についても比較例以上の特性を有する。
また、 本発明も実施例では錫めつきを施したが、 ティンフリー鋼板、 複合めつ き鋼板などに用いてもよく、 さらにめっきを施さずに塗装鋼板として用いてもよ い。 また、 鋼板の表面に樹脂フィルムを接着したような鋼材へも適用できる。 また、 3ピース缶用鋼板としてのみではなく、 2ピース缶用鋼板として用いて も何ら問題ない。
(実施例 3)
転炉出鐧後、 300tonの溶鋼を RH真空脱ガス装置にて脱炭処理し、 C==0.014wt %、 Si=0.01wt%. Mn = 0.25wt%、 P=0. OlOwt %、 S =0.005〜0.009wt %に 調整するとともに、 溶鋼温度を 1585〜1615°Cに調整した。 、 この溶鋼中に、 A1を 0.2〜0.8kg/ton 添加して、 3 〜4 分の予備脱酸を行い溶鋼中の溶存酸素濃度を 55~260ppmまで低下させた。 このときの溶鋼中の A1濃度は 0.001 〜0.005wt %で あった。 そして、 この溶鋼に、 70vvt%Ti— Fe合金を 0.8 〜1.8kg/ton 添加して 8 〜9 分かけて Ti脱酸した。 その後、 成分調整を行ったのちに、 溶鐧中に 30wt% C a 一 60wt%Si合金や、 それに金属 Ca、 Fe、 5 〜15wt%の REM を混合した添加剤、 または、 90wt%Ca— 5wt %Ni合金などの Ca合金、 REM合金の Fe被覆ワイヤを 0.05 〜0.5kg/ton 添加して処理を行った。 この処理の後の Ti濃度は 0.026〜0.058wt %、 A1濃度は 0.001 -0.005 wt%、 Ca濃度は 0.0000〜0.0036wt%、 REM濃度は 0. 0000〜0.0021wt%、 Caと RBM との濃度の和は 0.0005〜0.0043wt%であった。
つぎに、 この鋼を 2ストランドスラブ連続錶造装置にて鎳造し連鐯スラブを製 造した。 鐯造時にはタンディ ッシュならびに浸潰ノズル内に Arガスを吹き込まな かった。 連続铸造後に観察したところでは、 タンディッシュならびに浸漬ノズル 内には付着物はほとんどなかった。
つぎに、 上記連銬スラブを板厚 1.8mm に熱間圧延した。 熱延条件はスラブ加熱 温度： 1130°C、 仕上圧延温度： 890 °C、 熱延卷取り温度： 620 でであった。 熱延 鋼板を酸洗し、 冷延して板厚 0.18麵の冷延板とした。 その後、 740 でで 20S 均熱 の連続焼鈍型の短時間焼鈍を行い、 冷延焼鈍板とした。 このようにして得られた 冷延焼鈍板から試験片を採取して、 介在物組織調査、 r値、 A I値を調査した。 これら r値、 A【値の調査には J1S 5号引張試験片を使用した。 また、 これら鋼板 について、 フランジ割れ評価試験および鍺発生の調査を行った。 その結果を表 6 に示す。 なお、 このときの酸化物系介在物の イズは大部分が幅が 50 m以下の ものであった。 また、 酸化物の内訳は、 Ti 203 ： 60〜70%、 CaO + REM酸化物： 20〜30%、 A1203 : 15%以下であった。 この冷延板はへゲ、 スリーバ一、 スケ一 ルなどの非金属介在物性の欠陥は 0. 00〜0. 02個/ ^OOOm-コィル以下しか認められ なかった。
一方、 比較のために、 転炉出鐧後、 300tonの溶鋼を RH真空脱ガス装置にて脱炭 処理し、 C = 0. 014wt %、 Si = 0. 01wt % . Mn = 0. 25wt %. P二 O. OlOwt %、 S = 0. 002wt %に調整するとともに、 溶鋼温度を 159CTCに調整した。 この溶鋼中に、 A1を 1. 2 〜1. 6kg/ton 添加し脱酸処理を行った。 脱酸処理後の溶鋼中の A1濃度は 0. 041wt %であった （A1キルド鋼） 。 その後、 FeTiを添加するとともに、 成分調 整を行った。 この処理の後の ΊΊ濃度は 0. 040wt %であった。
つぎに、 この鐧を 2ス トラン ドスラブ連続铸造装置にて铸造し連錶スラブを製 造した。 なお、 このときの、 タンディ ッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組成は、 95〜98wt %Al 203 、 5 wt %以下の Ti 203 のクラスタ一状の介在物が主体であった o
铸造時にタンディ ッシュならびに浸漬ノズル内に Arガスを吹き込まなかった場 合には、 著しくノズルに A1 203 が付着し、 3チャージ目にスアイデイングノズル ノ開度が著しく増加し、 ノズル詰まりにより錶込を中止した。 また、 Arガスを吹 き込んだ場合にも、 ノズル内には A1203 が大量に付着しており、 8チャージ目に はモールド内の湯面の変動が大きくなり鐯込を中止した。
つぎに、 上記連鐯スラブはスラブ加熱温度： 1150°C、 仕上圧延温度： 890 °C、 熱延卷取り温度： 680 でで 1. 8咖 まで熱間圧延したのち、 酸洗し、 冷延して板厚 0. 18咖の冷延板とした。 その後、 750 てで 20s 均熱の連続焼鈍型の短時間焼鈍を 行い、 冷延焼鈍板とした。 このようにして得られた冷延焼鈍板から試験片を採取 して、 介在物組織調査、 r値、 A I値を調査した。 r値、 AI値の調査には J IS 5 号引張試験片を使用した。 また、 これら鋼板について、 フランジ割れ評価試験お よび锖発生の調査を行った。 この冷延板はへゲ、 スリーバー、 スケールなどの非 金属介在物性の欠陥は 0. 45個 ZlOOOm-コィル認められた。 その結果を表 6に示す 。 得られた冷延板のフランジ割れ試験の結果 ¾、 S - 5 X ( (32/40) Ca + (32/14 0)REM ) との関係で表 6に示す。 ここで、 鋼板 No30〜35は、 S、 Ca、 REM の関係 以外は、 本発明に従う方法で製造した鋼であり、 鋼板 No36は比較用に溶製した A1 キルド鋼である。
表 6より、 S - 5 X ( (32/40) Ca + (32/140) EM ) が 0. 0014wt %以下の本発明 例は、 優れた伸びフランジ特性、 1. 0 未満の r値、 30MPa 以下の A I値を示した 。 なお、 鋼板の鍩発生率 （ 0で、 湿度 95%中に 10時間放置後） については問題の ない値であった。 産業上の利用の可能性
本発明によれば、 円筒伏に成形した鋼板に円周方向に伸び歪を付与して、 3次 元的な変形缶を製造する際に、 缶軸方向の幅収縮量を低減させることで、 素材の 歩留りを向上させることができる。
また、 本発明によれば、 鋼中の介在物を制御することにより、 連続鐯造時に浸 漬ノズルの閉塞を引き起こすことがなく、 極めて安定した連続铸造が可能である 。 また、 本発明の鐧板は、 锗が少なく、 介在物や析出物による変形能の劣化がほ とんどなく、 かつ、 クラスタ一状介在物による表面欠陥がなく、 表面性状が良好 で、 溶接部の成形性に優れた鋼板であり、 3 ピース缶用鋼板として極めて優れて いる。
本発明によれば、 複雑な缶デサインの要求に対しても応えることのできる加工 性、 加工後外観特性を有する缶用鋼板を製造できる。 また、 本発明によれば、 缶 製造における素材の歩留りを向上させることができ、 産業上格段の効果を奏する
Figure imgf000027_0001
表 2
冷延 箱腿 2mm スラブ ii±EL 卷取り 冷J1 觸 麵 職 U ト率 加 離 J上ト率 m. 義
'c 'c 'C % 'C 'c hr %
1 1150 880 610 90 720 580 3 1. 3 表 3
Figure imgf000028_0001
*st.-st. ；ストレッチヤーストレイン さ^量^ SM； limiK内
表
Figure imgf000029_0001
表 5
鋼 鍋 2 次 成 形 性 備 考 板 Να
曰
Να m ϋ? U. ~~ o A 1 さ 2次 r? τ
し \ ) EL/t比 2次
m xzmの 硬さ の Y- EI % 変 ίビ 紅後 St. -St. · m
仆 し 姓 し 1口 J a'J し
Να ιπη li p^ MPa HR30T MPa /C l (ran) / m
15 2-1 0.22 6.2 0.8 060/065 230 54 12 0.4/0.5 0.82 なし 34/32 155/145 m 合格
16 2-2 0.22 7.3 0.8 0.58Z0- 62 225 52 17 0.6/0.8 0.71 m なし 33/32 150/145 m 合格 柳雇
17 2-3 0.12 6.5 0.7 0.60/0.62 235 52 18 0.8/0.9 0.80 m なし 21/20 175/167 m 合格 本翻例
18 2-4 0.22 6.1 0.7 0.60/0.65 220 54 15 0.6/0.7 0.82 m なし 34/32 155/145 m 合格 本翻例
19 Ε 2-5 0.17 6.2 0.8 0.67/0.71 215 52 18 0.7/0.9 0.84 m なし 30/28 176/165 m 合格 本 ¾0朋
20 2-6 0.15 5.2 0.6 0.58/0.62 230 52 18 0.7/0.8 0.71 m なし 26/24 173/160 m 合格 本 爛
21 2-7 0.22 12.0 0.9 1.2 /\.3 180 51 25 1.8/ 0 1.70 なし 34/33 155/150 m ^^格 m
22 2-8 0.22 6.3 0.7 0.58/0.61 235 54 42 5.6/& 3 0.70 m St -St ¾Φ. 24/23 109/105 mi 格 m
23 2-9 0.21 6.1 0.7 0.60/0.62 240 52 50 6.3/7.0 0.80 m St. -St. 22/21 105/100 *i 格 mm
24 2-10 0.21 13.2 0 1.1 /1.2 340 48 10 0.3/0.3 0.80 flfi^ なし 32/31 152/148 ■ 格
25 2-11 0.20 6.2 0.7 0.54/0.56 380 59 13 0.4/0.5 0.68 m なし 23/22 115/110 良" 合格 本
26 2-12 0.22 6.2 0.3 0.60/0.64 225 57 25 1.9/2.1 1.53 m なし 29/27 132/123 m 本 朋
21 2-13 0.22 6.2 0.8 0.58/0.61 230 52 18 0.7/0.9 0.72 m なし 33/32 150/145 良"' ^mm
28 2-14 0.22 13.5 0.3 0.60/0.63 210 50 25 0.6/0.7 0.72 fln^ なし 32/31 152/148 良"' 格 mm
29 2-15 0.22 6.2 0.7 0.58/0.64 235 52 45 6.2/ 3 0.65 m st. -st. . 22/21 105/100 su 格 mm
Figure imgf000030_0001
性加工
CD
Figure imgf000031_0001

Claims

請求の範囲，
1. 重量％で、 C : 0.005 %超〜 0.1 %、 Μη : 0.05%〜1.0 %を含む組成と、 フ ェライ ト相を主相とし、 平均結晶粒径が lO^m 以下の組織を有し、 圧延方向もし くは圧延直角方向の r値が 0.4 〜1.0 未満、 時効硬化指数 A I値が 30MPa 以下で あることを特徴とする缶用鋼板。
2. 請求の範囲第 1項において、 重量％で、 C : 0.03〜0.1 9、 Mn： 0.5 %超〜 1.0 %を含む組成であることを特徴とする缶用鋼板。
3. 請求の範囲第 1項または第 2項において、 前記組織が、 フ ライ トを主相と し、 粒径 0.5〜3 m のパーライ ト粒を体積比で 0.1〜 1 %を含有することを特 徵とする缶用鋼板。
4. 請求の範囲第 2項または第 3項において、 前記組成が、 重量％で、 C : 0.03 〜0.1 %、 Mn： 0.5 %超〜 1.0 %、 A1： 0.10%以下、 N： 0.0050%以下を含み、 残部 Feおよび不回避的不純物からなることを特徴とする缶用鋼板。
5. 請求の範囲第 4項において、 前記組成に加えて、 さらに重量％で、 Ti : 0.20 %以下、 B ： 0.01%以下、 V ： 0.1 %以下、 Nb： 0.1 %以下のうちから選ばれた 1種以上を含有することを特徵とする缶用鋼板。
6. 請求の範囲第 1項において、 前記組成に加えて、 さらに重量％で、 A1 : 0.00 1 〜0.01%、 Ti ： 0.015 〜0·10%、 Ν ： 0.02%以下、 Ca、 REM の 1種または 2種 を合計で 0.0005〜0.01%を含み、 さらに、 Sおよび Ca、 REM の 1種または 2種の 含有量が次式
S - 5 x((32/40)Ca+ (32/140) REM) ≤ 0.0014
の関係を満たして残部は Feおよび不可避的不純物の組成になり、 粒径 1 〜50//m の酸化物系介在物が Ti酸化物および CaO 、 REM 酸化物の 1種または 2種を含有し 、 かつ再結晶集合組織が圧延方向および圧延直角方向の少なく ともいずれか一方 の r値で 1.0 以下に相当することを特徴とする缶用鋼板。
7. 請求の範囲第 6項において、 粒径 1 〜50 /m の酸化物系介在物が Ti酸化物： 20wt%以上 90wt%以下、 CaO 、 RE 酸化物の 1種または 2種の合計： 10wt%以上 40wt%以下、 A1203 ： 40wt%以下 （Ti酸化物、 CaO 、 RBM酸化物の 1種または 2 種、 A1203 の合計は 100 %以下） であることを特徵とする缶用鋼板。
8. 請求の範囲第 1項ないし第 7項のいずれかにおいて、 全伸び EL (%) 力 \ 板 厚 t (mm) に対して EL^ 110 tであることを特徴とする缶用鋼板。
9. 請求の範囲第 1項ないし第 8項のいずれかにおいて、 製品コイルにおける板 クラウンカ^ 5 m 以下であることを特徵とする缶用鋼板。
1 0. 重量％で、 C : 0.03〜0.1 %、 Μπ： 0.5 %超〜 1.0 %を含有する鐧スラブ を、 仕上温度 800 〜1000°Cで熱間圧延し、 500〜750 °Cにて巻取り、 冷間圧延後 、 再結晶温度以上 800て以下で連続焼鈍し、 その後 500°C超〜 600でで l hr以上 の箱焼鈍を施すことを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
1 1. 請求の範囲第 1 0項において、 前記連続焼鈍の焼鈍温度を 720°C以上とす ることを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
1 2. 請求の範囲第 1 0項または第 1 1項において、 前記熱間圧延に際し熱延板 のクラウンを 40 zm以下とし、 前記冷間圧延に際し冷延板のクラウンを 5 zm以 下とすることを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
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