WO2006027854A1 - 極薄容器用の鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2006027854A1
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steel sheet
nitriding
steel
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PCT/JP2004/013493
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Inventor
Hidekuni Murakami
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Nippon Steel Corporation
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate used for a metal container such as a beverage can and a method for producing the same.
  • Thinning has progressed, and materials of 0.2 mm or less have been applied.
  • One of the problems that has emerged when containers are made of such ultra-thin materials is the deformation of the containers.
  • the welded part may be further formed after the steel plate is welded. In such a case, the deformation tends to concentrate on a specific part, and from this point, good ductility is required. .
  • the nitriding technology at the time of annealing is disclosed in Japanese Patent Laid-Open Nos. 0-8-17O12 2 No. 2, Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2 0 0 1 — 1 0 7 1 4 8, Japanese Laid-Open Patent Publication No.
  • the present invention solves the problems of the prior art as described above, and applies nitridation to the material of the surface layer and the inner layer of the material for the deformation that is a problem in a container manufactured using an extremely thin material. It is an object to provide a steel sheet having a good ductility even when it is hard, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have studied the composition of a steel sheet having a thickness of 0.4 mm or less manufactured through a nitriding process and the relationship between the nitriding condition and the material, and the components, particularly By limiting the amount of N to a specific range and further adjusting the nitriding conditions optimally, it is possible to preferably control the nitride form of the surface layer and inner layer of the material. It has been found that the deformation which is a problem in the used container can be greatly suppressed.
  • the deformation resistance of the can is not improved so much by simply forming the surface hardness by performing nitriding after cold rolling and increasing the amount of nitrogen in the steel.
  • nitriding conditions necessary to improve the deformation resistance of cans with thin materials, and the control method. Show.
  • the first aspect of the steel sheet for an ultrathin container according to the present invention is, in mass%, C: 0.080% or less, N: 0.6600% or less, S i: 2.0% or less, Mn: 2 0% or less, P: 0. 10% or less, S: 0.05% or less, A 1: 2.0% or less, diameter 1 xm or less 0.02 z / m or more of nitride
  • the surface layer of 1 Z 8 has a number density of 0.2 in the thickness of Z ⁇ m 3 or more, and satisfies the following formula (A).
  • a second embodiment of the steel sheet for an ultrathin container according to the present invention is, in mass%, C: 0.080% or less, N: 0.6600% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2 0% or less, P: 0. 10% or less, S: 0.05% or less, A 1: 2.0% or less, and nitrides with a diameter of 1 m or less and 0.02 m or more are ) Is satisfied.
  • both the deformation resistance and can moldability of the container can be significantly improved without sacrificing one.
  • extremely good can characteristics can be realized at a thickness of 0.400 mm or less.
  • the steel sheet for ultra-thin containers of the present invention in the plate thickness 1Z4 position of the steel sheet, nitridation the number density of more than 0. 02 m or less in diameter 1 m may be not more than 10 Z m 3.
  • T i 0.08% or less
  • Nb 0.08% or less
  • B 0.015% or less
  • Cr 2.0% or less
  • 1 type or 2 types or more It may contain.
  • the total of Sn, Sb, Mo, Ta, V, W is 0.
  • the balance of the steel component may be Fe and inevitable impurities.
  • a first aspect of the method for producing a steel sheet for an ultrathin container according to the present invention is as follows:
  • N 0.0300% or less
  • Si 2.0% or less
  • Mn 2.
  • the second aspect of the method for producing a steel sheet for an ultrathin container according to the present invention is, in mass%, C: 0.0800% or less, N: 0.0300% or less, Si: 2.0% or less, Mn : 2.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.05% or less, A1: 2.0% or less of steel containing steel Nitriding is performed after crystal annealing, and the following formula (B) is satisfied for nitrides with a diameter of 1 m or less within the thickness of 1/8 of the surface layer of the steel sheet, and N in the steel sheet is expressed by mass%. Therefore, it should be 0. 600% or less.
  • a third aspect of the method for producing a steel sheet for an ultrathin container according to the present invention is, in mass%, C: 0.0800% or less, N: 0.0300% or less, Si: 2.0% or less, Mn : 2.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.05% or less, A1: 2.0% or less of steel containing steel Nitriding is performed after crystal annealing. For nitrides with a diameter of 12 m or less and 0.02 xm or more, the following formula (C) is satisfied, and N in the steel sheet is 0.6% or less by mass%.
  • an ultra-thin container steel sheet that can be remarkably improved without sacrificing one of the deformation resistance and can moldability of the container with high productivity. Can be obtained.
  • the plate thickness is 0.400 mm or less, it is possible to produce a steel plate for an extremely thin container having extremely good can characteristics with high productivity.
  • the product of temperature and time should be 48000 (° C 'seconds) or less in the temperature range of 550 ° C or higher, or average cooling from 550 ° C to 300 ° C
  • the speed may be 10 ° CZ seconds or more.
  • Fig. 1 is a diagram showing the position in the thickness direction of the steel sheet.
  • Fig. 2 shows the relationship between the indentation amount and the indentation load in the deformation test.
  • Figure 3 shows the relationship between nitriding time and can strength.
  • Figure 4 shows the relationship between the ratio of the number of nitrides before and after nitriding and the can strength.
  • the steel material component in this invention is demonstrated. All components are in weight percent.
  • the upper limit of the C amount is necessary to avoid deterioration of workability, and C: 0.0800% or less. Preferably it is 0.0600% or less, more preferably 0.040% or less.
  • C Necessary strength can be ensured even if it is less than 0.0050%, and it may be less than 0.0010%, and if it is 0.005% or less, there is a balance with the amount of nitriding, but it is also possible to manufacture extremely soft materials In view of improving the r value and keeping the drawability high, C is preferably low.
  • N The upper limit of the amount of N before nitriding is also necessary to avoid deterioration of workability, and N: 0.0300% or less.
  • N 0.0200% or less, more preferably N: 0.0150% or less, more preferably N: 0.0100% or less,
  • the N content before nitriding is low. It should be noted that N added by nitriding as described later exists in different amounts depending on the thickness position of the steel sheet in order to give the can deformation resistance effect, etc. N has a slightly different effect.
  • the upper limit of the amount of N after nitriding is necessary not only for avoiding deterioration of workability but also for avoiding deterioration of surface treatment properties such as plating, and is N: 0.60% or less.
  • a higher N content is preferable in terms of making the hardened portion by nitriding harder.
  • Si is added for strength adjustment, but if it is too much, the workability deteriorates, so it is 2.0% or less.
  • nitride and N that have entered the steel by nitriding form at the grain boundaries to form a nitride and cause brittle cracking, which may impair the effects of the present invention.
  • the Si amount is preferably low, and the moldability is improved by setting it to 0.5% or less, and further to 0.1% or less.
  • Mn is added to adjust the strength, but if it is too much, the workability deteriorates, so the content should be 2.0% or less.
  • the Mn content is preferably low, and the moldability is improved by setting it to 0.6% or less, and further to 0.2% or less.
  • the P is added to adjust the strength, but if it is too much, the workability deteriorates, so 0.1% or less.
  • the P content is preferably low, and the moldability is improved by setting it to 0.05% or less, and further 0.01% or less.
  • S deteriorates the hot ductility and becomes a hindering factor for hot rolling, so 0.05% or less.
  • the S content is low.
  • the moldability is improved by setting the content to 0.02% or less, and further to 0.01% or less.
  • a 1 is an element added for deoxidation, but if it is high, forging becomes difficult. Due to harmful effects such as increased surface wrinkles, the content should be 2.0% or less.
  • a 1 amount is 0.2% If it is higher than the above, it will combine with N that penetrates the steel sheet by nitriding, forming a large amount of A 1 N in the steel and making the nitriding part hard.
  • the amount of A1 is low, and it is 0.2% or less, more preferably 0.1% or less, and a portion with a low degree of nitriding. The moldability is improved.
  • Ti raises the recrystallization temperature of the steel sheet and significantly degrades the annealing passability of the ultrathin steel sheet targeted by the present invention. For this reason, it is set to 0.080% or less. In normal applications where a high r value is not required, it is not necessary to add Ti, and it should be 0.04% or less, more preferably 0.01% or less.
  • Ti dissolved in the steel before nitriding is combined with N that has penetrated into the steel sheet by nitriding, forming fine Ti N in the steel, and has a strong effect of hardening the nitrided part.
  • Nb has the same effect as Ti, raises the recrystallization temperature, and remarkably deteriorates the sheet-passability of the ultrathin steel sheet targeted by the present invention. For this reason, it is set to 0.08% or less. In normal applications that do not require particularly high r values, it is not necessary to add N b in normal applications that do not require particularly high r values, and it should be 0.04% or less, more preferably 0.01% or less.
  • Nb solid-dissolved in the steel before nitriding combines with N that has entered the steel sheet by nitriding, forming fine NbN in the steel, and has a strong effect of hardening the nitrided part.
  • the steel sheet thickness center layer with a low degree of nitriding may appear harder than necessary, if it is necessary to obtain a soft steel sheet, a lower Nb content is preferable. If the content is less than or equal to%, and further less than or equal to 0.003%, inadvertent hardening of the steel sheet can be suppressed.
  • the soot that is dissolved in the steel before nitriding is combined with the soot that has entered the steel sheet by nitriding, forming a fine soot in the steel and making the nitrided part hard.
  • the ratio of the soot content before nitriding and the soot content is BZN> 0.8.
  • the ratio of the soot content before nitriding to the soot content should be BZN ⁇ 0.8, and more strictly, ⁇ 0.
  • Cr dissolved in the steel before nitriding combines with the soot that has penetrated into the steel sheet by nitriding, and has the effect of forming fine Cr nitride in the steel and hardening the nitrided part. For this reason, the material may be hardened more than necessary, but conversely, the nitride can be utilized to effectively increase the hardness of the nitrided portion.
  • Cr is preferably added in an amount of 0.01% or more. On the other hand, however, Cr increases the recrystallization temperature of the steel sheet, and if added excessively, the annealing passability of the ultrathin steel sheet that is the subject of the present invention may be significantly deteriorated.
  • Sn, Sb, Mo, Ta, V, W in total in an amount of 0.1% or less in order to impart properties not specified in the present invention.
  • the inclusion of Sn and Sb may lower the nitriding efficiency, so it is necessary to control the nitride by applying nitriding. Care must be taken in the event.
  • “Surface 1/8 thickness” represents the corresponding area in FIG. Note that the region corresponding to “surface layer 1 Z8 thickness” exists on both surfaces of the steel sheet, but in the present invention, either one of the surfaces falls within the scope of the present invention. It is relatively easy to change the nitride distribution on the front and back surfaces by a surface treatment before nitriding, or some kind of treatment after nitriding. This is also the target. This is because the deformation resistance intended by the present invention can be obtained even on only one side.
  • plate thickness 1 Z8 position represents the corresponding position in FIG.
  • plate thickness 1 ⁇ 4 position represents the corresponding position in FIG. Note that positions corresponding to these exist on both surfaces of the steel sheet, but in the present invention, any one of them is within the scope of the present invention.
  • plate thickness 1Z20 position refers to a position at a depth of 1 / 20th of the plate thickness from the surface of the steel plate in the same way as “plate thickness 1/8 position”.
  • the size and number density of nitride existing in a specific position or a specific layer in the thickness direction of the steel sheet are defined.
  • Existing precipitates can be identified with diffraction patterns such as electron microscopes and attached X-ray analysis equipment. Of course, it can be identified by other methods such as chemical analysis.
  • the average diameter of the nitride targeted in the present invention is 1. O ⁇ m or less.
  • the diameter is preferably 0.40 m or less, more preferably 0. or less, and further preferably 0.10 m or less. These diameters and the number density described later can be quantified, for example, by observation with an electron microscope.
  • Control of the nitride size and number density is very important from the viewpoint of achieving both high strength and workability retention. This is because they not only affect the strength and workability, but also the behavior that changes the strength or workability when they are changed. In other words, it is necessary to control to a region where the strength increasing effect is high and the workability deterioration efficiency is low. For this purpose, it is effective to appropriately control the temperature and time in the above-mentioned temperature range of 450 to 700 ° C and the cooling rate immediately before entering this temperature range. This is the same as the formation of precipitates.
  • the extracted replica obtained by the SPEED method is basically observed with an electron microscope with an EDX in the present invention.
  • the thin film may be observed with a transmission electron microscope.
  • the composition is determined by EDX analysis, and when the non-metallic element that is mainly observed is N, the nitride is determined.
  • Fe, Ti, Nb, B, Cr, etc. are detected even if the characteristic spectrum of N is not clear, and clear spectra such as 0, S, etc. are not observed, and it can be identified as nitride.
  • Precipitates that can be almost determined to be nitrides from a comparison with other precipitates are also taken into account in the present invention as nitrides.
  • Nitride identification is not based on techniques such as EDX or electron diffraction patterns, and any analytical instrument that currently has significant performance improvements may be used.
  • it is sufficient that the type, size, and number density of the precipitates can be determined by a method that is recognized as appropriate.
  • it may be difficult to distinguish between carbide and nitride. Any conventional analytical instrument whose type cannot be determined properly is excluded from the present invention.
  • the diameter and number of nitrides are measured in a visual field where there is no bias.
  • the magnification is set so that the number of nitrides of the target diameter is about 500 in one field of view, and 10 fields of view are randomly selected.
  • all the target nitrides in the field of view must be measured.
  • the number of nitrides and the diameter can also be obtained using image analysis or the like.
  • the shape is elongated, but for the shape that is not isotropic, the average of the major axis and the minor axis is the diameter of the precipitate.
  • the number density of the precipitates is that all the electric charge applied to the sample surface during the electrolysis process in the replica making process is consumed while the steel plate is electrolyzed as Fe divalent ions (Fe 2+ ), and all the precipitates that remain as residues during electrolysis Calculated as supplemented on replica.
  • Fe divalent ions Fe 2+
  • the number density of the precipitates is that all the electric charge applied to the sample surface during the electrolysis process in the replica making process is consumed while the steel plate is electrolyzed as Fe divalent ions (Fe 2+ ), and all the precipitates that remain as residues during electrolysis Calculated as supplemented on replica.
  • electrolysis is performed at an electric quantity of 50 C (coulomb) / cm 2 on the sample surface area, precipitates within the thickness from the sample surface will be observed on the replica.
  • the steel plate to be measured is very thin, for example, if precipitates within a thickness of 18 m are observed together, it will be unclear which position of the plate thickness the observation position corresponds to.
  • the electrolytic thickness in the SPEED method is 18 m. It is not limited to. Ideally on a zero-thickness surface Although existing precipitates should be observed, this raises the risk of increased measurement error. Although it depends on the plate thickness, the electrolytic thickness should be about 5-20 ⁇ , and polishing should be performed so that the target plate thickness position is at the center of the thickness of the electrolytic section.
  • electrolysis is performed not from the plate surface to the plate thickness direction but from the plate thickness cross section to the plate surface direction to create a replica including information on the plate thickness direction, and the number density of nitride on this replica in the plate thickness direction It is also possible to determine the number density of nitride at a specific plate thickness position from this distribution.
  • the technology targeted by the present invention is basically applied to the ultrathin steel plate for containers with excellent can characteristics, in which the components and materials of the surface layer and the central layer are appropriately controlled as filed in Japanese Patent Application No. 2002-337647.
  • the present invention is not limited to this.
  • the nitride state is mainly in the region of “surface layer 1Z8 thickness” and “plate thickness 1 Z20 position”, “plate thickness 1/8 position”, “plate thickness 1/4 position”.
  • the main effect of the present invention is to control the nitride state at the plate thickness position depending on these, and the effect in Japanese Patent Application No. 2002-337647 is achieved by controlling the nitride state in this way. Can be obtained more preferably.
  • the present invention mainly disperses the nitride in the surface layer portion in a larger amount and finer than the central portion, and is it a general nitriding method assumed as one of the production methods of the present invention? Therefore, the assumption is that the steel sheet surface should be preferentially nitrided and the amount of nitride produced by nitriding should increase compared to the central layer.
  • the nitride formed at this time is not preferable for the purpose of the present invention, but is rather preferable, and it is preferable that the nitride is finely dispersed depending on the heat history after nitriding, especially cooling conditions. Therefore, in the present invention, the fine nitride is controlled.
  • one of the features of the present invention is to make a difference in the state of nitride at the steel plate thickness position.
  • This difference is due to the fact that the nitride targeted by the present invention is (surface layer 1 / 8 thickness) has a number density of 0.2 / ⁇ m 3 or more, and (number density at (plate thickness 1Z8 position) of steel plate)> (plate thickness (1Z4 position) ) Is limited by number density).
  • the number density of the nitride is limited in the range that can be taken in relation to the N content and the size of the nitride, but is preferably 0.2 Z xm 3 or more, more preferably 2 Z m 3 or more. If it is 20 pieces m 3 or more, further 200 pieces m 3 or more, further 1000 pieces / m 3 or more, it is very effective in terms of hardening.
  • This ratio is greater than 1.5, preferably 3 or more It is preferably 6 or more, more preferably 10 or more, further preferably 30 or more, and further preferably 100 or more. If this ratio is small, the effect of the present invention is reduced and the intended steel sheet cannot be obtained.
  • the ratio is larger than 1.5, preferably 3 or more, preferably 6 or more, more preferably 6 or more, more preferably 10 or more. More preferably, it is 30 or more, more preferably 100 or more. Needless to say, the greater the ratio, the greater the effect of the present invention.
  • the main control object of the present invention is to disperse a large amount of fine nitride in the steel sheet surface layer as compared with the central layer of the steel sheet, it is clear that a large amount of fine nitride is dispersed in the steel sheet central layer.
  • nitriding is not more than a diameter lm of 0.02 ⁇ m or more at (plate thickness 1/4 position). it is preferable that the object number density of 10 pieces ⁇ ⁇ ⁇ 3 below.
  • nitriding conditions will be described. It is convenient from the viewpoint of productivity that the nitriding treatment of the present invention is carried out simultaneously with the recrystallization annealing after the cold rolling or subsequently, followed by the recrystallization annealing, but it is not particularly limited.
  • the annealing method can be applied regardless of batch type or continuous annealing.
  • the continuous annealing method is much more advantageous from the standpoint of nitriding productivity and uniformity of the nitride material in the coil.
  • the nitriding time and the subsequent thermal history become longer. From the standpoint of profitability, it is preferable that at least the nitriding treatment be performed in a continuous annealing facility. If there is no special reason, continuous annealing shall be applied.
  • the process of partially controlling the atmosphere in the furnace in the continuous annealing process, recrystallization in the first half, and nitriding in the second half has many advantages such as productivity, material uniformity, and easy control of the nitriding state. .
  • nitriding is performed before recrystallization is completed, recrystallization is remarkably suppressed, an unrecrystallized structure remains, and remarkable workability deterioration may occur.
  • This limit is complicatedly determined by the nitriding conditions, recrystallization annealing conditions, etc. of the steel components, but it is easy for those skilled in the art to find conditions where no unrecrystallized structure remains after a reasonable trial. is there.
  • the nitriding treatment takes into account not only the amount of N increase in the steel sheet due to nitriding, but also the steel composition and recrystallization annealing conditions, as well as the thermal history after nitriding, etc. It is necessary to decide in consideration of physical changes. If only the material determined by Rockwell hardness, tensile test or the like is used as an index, the preferred deformation resistance intended by the present invention cannot be obtained.
  • nitriding needs to be performed at a plate temperature of 550 to 800 ° C. It is possible to perform nitriding at the same time by setting the plate temperature within this range by setting the nitriding atmosphere to this temperature and passing the steel plate through the atmosphere as in normal annealing, and the nitriding atmosphere has a lower temperature. The nitriding may be advanced by allowing a steel sheet heated to a temperature in this range to enter the steel sheet.
  • the temperature of the nitriding atmosphere When the temperature of the nitriding atmosphere is raised to this temperature, the nitriding efficiency of the steel sheet may decrease due to the change and decomposition of the atmosphere unrelated to the nitriding of the steel sheet, so the temperature is set to 550 to 750 ° C. Preferably it is 600-700 degreeC, More preferably, it is 630-680 degreeC.
  • the nitriding atmosphere contains nitrogen gas in a volume ratio of 10% or more, more preferably 20% or more, more preferably 40% or more, more preferably 60% or more, and hydrogen gas is contained in 90% or less, more preferably as required. 80% or less, more preferably 60% or less, more preferably 20% or less, and further containing 0.02% or more of ammonia gas as necessary, with the balance being oxygen gas, hydrogen gas, carbon dioxide gas, Hydrocarbon gas or Are various inert gases.
  • ammonia gas is highly effective for increasing the nitriding efficiency, and a predetermined amount of nitriding can be obtained in a short time. Therefore, diffusion of N to the center of the steel sheet can be suppressed, and a favorable effect can be obtained for the present invention. .
  • This effect is sufficient even if it is 0.02% or less, but preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more, more preferably 1.0% or more, more preferably 5% or more, 10% or more.
  • a sufficient effect can be obtained even with a nitriding treatment in 5 seconds or less, and if it is 20% or more and 40% or more, depending on the nitriding temperature and the plate thickness, it takes 1 second or less.
  • a clear effect can be obtained even in a short time.
  • the volume (nitrogen gas) / (hydrogen gas) is 1 or more.
  • annealing is performed under conditions that do not nitride in an atmosphere mainly composed of nitrogen gas and hydrogen gas.
  • those skilled in the art are not limited to the above-mentioned mixing of ammonia gas, and the dew point is not limited. It is possible to change to a condition that causes nitriding by changing, mixing a slight amount of gas, or changing the gas ratio after an appropriate trial.
  • the object of the present invention is that nitriding by at least heat treatment including annealing can be detected by the current analytical ability.
  • the holding time in the nitriding atmosphere is not particularly limited, but considering the steel sheet thickness of 0.400 mm at the maximum in consideration of the temperature condition of the present invention of 550 ° C or more, nitriding is caused by diffusion in the holding steel. It is desirable to set the upper limit to 360 seconds, considering that N entering from the surface of the steel sheet reaches the central layer of the steel sheet and the N distribution or nitride distribution intended by the present invention cannot be obtained. Further, even if the nitriding efficiency is improved, 0.1 second is necessary to obtain the nitriding amount and the nitrogen and hardness distribution in the thickness direction of the steel sheet required by the present invention. It is preferably 1 to 60 seconds, more preferably 2 to 20 seconds, and further preferably 3 to 10 seconds.
  • the thermal history of the steel sheet after nitriding is also important. Considering the thickness of the target steel sheet and the diffusion and nitridation / growth of nitrogen in the steel, holding at a high temperature for a long time is not preferable.
  • the effect of the present invention can be achieved by appropriately smoothing the nitrogen distribution by this heat treatment. It is also possible to make the fruit more prominent.
  • history in a temperature range of 550 ° C or higher is important, and the product of temperature and time in this temperature range is preferably 48000 or less. This corresponds to 80 seconds at 600 ° C and 60 seconds at 800 ° C, but when the temperature changes continuously, the temperature is divided into time zones of about 5 seconds so that the effect can be properly evaluated. It can also be evaluated by recording the change and calculating the sum of the product of temperature and time for each region.
  • the nitriding conditions are set so that the distribution of nitrogen in the steel is almost determined at the end of nitriding, and is preferably nitrided in the subsequent cooling process. It is preferable to control the production of the product.
  • the nitriding targeted by the present invention is mainly performed in a state where a large amount of N is in a solid solution, and a large amount of nitride occurs with a subsequent temperature drop, so control of the cooling process after nitriding is important.
  • the cooling rate after nitridation greatly affects the effect of the invention in connection with the thermal history in this cooling process.
  • the state of nitride formation during the cooling process may change significantly even at low temperatures and short periods when the nitrogen distribution hardly changes.
  • the average cooling rate from 550 ° C to 300 ° C to 10 ° C / s or more, there are many fine nitrides in the surface layer where the N concentration is relatively high and the cooling rate is high compared to the central layer. Can be generated.
  • it is 20 ° C / s or more, more preferably 50 ° C / s or more.
  • re-rolling may be performed after recrystallization annealing to adjust the hardness and thickness.
  • the rolling reduction has been put to practical use from a few percent, which is close to the skin path used for shape adjustment, to over 50%, which is the same as cold rolling.
  • re-cold rolling similar to conventional steel can be applied.
  • the hardness distribution in the thickness direction which is a feature of the present invention, is changed. It may seem to disappear, but the fact is contrary to this.
  • the re-rolling ratio is a normal level, the N content is rather increased by re-rolling.
  • the higher and harder surface layer portion becomes harder preferentially, and the hardness difference of the inner surface layer, which is a feature of the present invention, becomes clearer.
  • the surface layer is easy to work harden due to the large amount of solute N and nitride, while the inner layer is constrained by the surface layer, so it cannot be preferentially deformed and greatly exceeds the surface layer. This is because it does not cure selectively.
  • the rolling reduction is preferably up to about 70%.
  • the re-rolling time is after nitriding in the process of continuous recrystallization annealing and nitriding, which is preferable from the viewpoint of productivity, but when recrystallization annealing and nitriding are performed in separate processes. It is also possible to carry out before the nitriding treatment.
  • the present invention is applied to a steel plate having a thickness of 0.400 mm or less. This is because deformation of the formed member is less likely to be a problem with a steel plate having a thickness greater than this. In addition, when the plate thickness is large, the thickness of the surface layer hardened layer by nitriding becomes relatively small, and the effect of the invention is hardly exhibited.
  • the target is preferably a steel plate of 0.300 mm or less, more preferably 0.240 mm or less, and a steel plate of 0.190 mm or less, more preferably 0.160 mm or less, can obtain a very remarkable effect.
  • the state of nitride after nitriding is mainly controlled by distinguishing the surface layer from the center layer and taking into account the distribution in the thickness direction, for the purpose of merely making steel containing N and surface hardness.
  • the mechanism by which the steel of the present invention, which is not found in nitrided steel, has a specific material is not clear, but it is thought that the resistance to bending deformation of the steel sheet surface layer accompanying deformation of the can is effectively increased by nitride. It is done.
  • This effect is based on the difference between the surface layer and the center layer in combination with the external force when the plate thickness or deformation of the target material occurs, the stress state involving conditions such as the shape of the container, and the nitriding conditions specified in the present invention. It is presumed that deformation resistance can be realized very effectively depending on the size and number density of nitrides.
  • the effect of the present invention does not depend on the heat history before the annealing after the component adjustment and the manufacturing history.
  • the slab for hot rolling is not limited to manufacturing methods such as the ingot method and continuous forging method, and it does not depend on the heat history until hot rolling, so the slab reheating method or forged slab is used.
  • the effect of the present invention can also be obtained by CC-DR method in which hot rolling is directly performed without reheating, and further by thin slab fabrication in which rough rolling or the like is omitted.
  • the effect of the present invention can also be obtained by two-phase rolling in which the finishing temperature is a two-phase region of + T or continuous hot rolling in which a rough bar is joined and rolled regardless of hot rolling conditions.
  • the steel of the present invention when used as a container material having a welded portion, it suppresses softening of the heat-affected zone, particularly when the surface layer portion having a large amount of nitride is rapidly heated and rapidly cooled, the nitride is dissolved, and further It reprecipitates as fine nitride, and part of it remains as solute N and hardens, so it has the effect of improving the strength of the weld. This becomes even more pronounced when elements such as B and Nb that normally suppress the softening of the heat-affected zone are added.
  • the plate surface is hardened so that the coefficient of friction with the molding die is lowered and the moldability is improved. Furthermore, since the surface layer is hardened and the resistance to bending deformation is increased, bending buckling of the steel sheet during forming becomes difficult to occur, that is, an effect of suppressing the generation of wrinkles is exhibited.
  • the steel sheet of the present invention is used as an original sheet for a surface-treated steel sheet, but the effect of the present invention is not impaired by the surface treatment.
  • it can be used without deteriorating the effects of the present invention as an original sheet for a laminated steel sheet coated with an organic film that has recently been used.
  • Example 1 In a three-piece can that was formed by welding the can body part, a three-piece can body was manufactured using a steel plate in which nitriding conditions were changed and nitride was controlled. The deformation resistance when the body of this can was pushed with a cylindrical mold of 10mm ⁇ and length of 40 thighs was measured, and the end of the can was flange-molded in the same way as a normal lid was wrapped.
  • the correlation between the indentation amount and the indentation load is shown in Fig. 2, and an inflection point is generated at a certain load.
  • the load serving as the inflection point was used as an index of deformation resistance. The higher this value, the smaller the deformation due to external force and the better the deformation resistance.
  • Table 1 shows hot rolling, cold rolling, annealing, and nitriding conditions.
  • the amount of N in Table 1 is the average amount of N before nitriding. Since the steel sheet is manufactured by a usual method, the elemental change in the thickness direction and the change of the nitride state are negligible before nitriding, and are negligible for the effect of the present invention. In other words, regarding the composition, nitride size, and number density of the steel sheet before nitriding, the values of the surface layer 120 thickness, the surface layer 1-8 thickness, and the center layer 1Z4 thickness are the same.
  • Table 2 shows the materials for these steels. It can be confirmed that the method according to the present invention has both good deformation resistance and flange formability.
  • A is the highest number density in (plate thickness 1/8 thickness)
  • B is (number density in surface layer 1/20 thickness) 4 is the number density at the surface layer 1/20 thickness after nitriding treatment
  • I is the number density at the surface layer 1/20 thickness before nitriding treatment.
  • C 0.02%, Si: 0.02%, Mn: 0.2%, P: 0.01%, S: 0.01%, A1: 0.04%, N: 0.0.
  • Some materials were subjected to nitriding treatment by passing through a nitriding furnace filled with an ammonia-containing atmosphere continuously in an annealing furnace of a continuous annealing line. No heating equipment was installed in the nitriding furnace, and nitriding was performed by allowing the plate that had been heated in the recrystallization annealing furnace to enter the nitriding furnace at 650 ° C. Since the atmosphere in the nitriding furnace is heated by the heat brought in by the steel sheet, the temperature drop during the nitriding process is not so large. The temperature of the plate coming out of the nitriding furnace depends on the nitriding time, but 600 It was about ° C.
  • A is ammonia concentration 4%
  • B is ammonia concentration 4%
  • C is ammonia concentration 10%
  • the cooling rate after nitriding is 20 ° CZ seconds
  • D is the ammonia concentration 20%
  • the cooling rate after nitriding is 20 ° CZ seconds.
  • the cooling rate after nitriding is from 55 ° C to 30 ° C.
  • the average cooling rate is 0 ° C.
  • the can strength is organized by (number density at (surface layer 1Z20 thickness) of steel sheet after nitriding) Z (number density at (surface layer 1/20 thickness) of steel sheet before nitriding) Figure 4.
  • the can strength can be significantly increased by the present invention.
  • the figure also shows the strength of cans of materials with different thicknesses manufactured by changing only the cold rolling ratio before recrystallization annealing with the same steel composition. It can be seen that the present invention makes it possible to reduce the thickness of the material while maintaining the desired can strength.
  • Table 1-1 Table 1-1
  • the present invention makes it possible to obtain an ultrathin container steel plate with high productivity, which can be remarkably improved without sacrificing one of the deformation resistance and can moldability of the container.
  • the material in a can having a can body formed with a bead, for example, the material can be thinned and the amount of uneven processing can be reduced, so that not only can weight reduction but also corrosion resistance can be improved. It becomes. For this reason, it can be applied as a steel plate for containers typified by beverage cans and food cans.

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Abstract

この極薄容器用の鋼板は、質量%で、C:0.0800%以下、N:0.600%以下、Si:2.0%以下、Mn:2.0%以下、P:0.10%以下、S:0.05%以下、Al:2.0%以下を含有し、直径1μm以下0.02μm以上の窒化物が、鋼板の表層1/8厚さ内に数密度0.2個/μm3以上で存在する領域を有し、かつ式(A)(鋼板の板厚1/8位置での数密度)>(鋼板の板厚1/4位置での数密度)…(A)を満足するか、または直径1μm以下0.02μm以上の窒化物が、式(B)(鋼板の板厚1/20位置での数密度)/(鋼板の板厚1/4位置での数密度)>1.5…(B)を満足する。

Description

極薄容器用の鋼板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 飲料缶などの金属容器に利用される鋼板およびその製造方法に関す る。 明
背景技術
田
飲料缶、 食品缶などに代表される容器用鋼板は、 容器の低コスト化のため鋼板 書
の薄手化が進行し、 0 . 2 mm以下の素材も適用されるに至っている。 このよう な極薄材料で容器を製造した場合に顕在化している問題の一つに容器の変形があ る。
これは、 容器の製造過程や内容物を充填した後の一般市場における容器のハン ドリング時に起きる外力の作用のみならず、 容器の内部圧力の増減、 すなわち、 内容物の加熱処理時の増圧や内容物保持のための減圧処理、 または、 炭酸飲料な ど内容物によっては必須となる増圧、 さらには流通や保持中の温度変化による容 器の変形である。
耐変形性を向上させるには容器のデザインのみならず、 素材としては、 より硬 質なものを使用する必要がある。 しかし、 一般的に硬質な材料は延性が低く、 缶 成形時の材料破断などの問題を引き起こす。
また、 極薄材料では厚い材料よりも比較的低い歪みで破断が起きるため、 極薄 材料では厚手材以上に良好な延性を有する材料が求められる。 さらに、 缶成形で は鋼板の溶接後に溶接部を更に成形する場合があり、 このような場合には、 特定 部位への変形の集中が起き易く、 この点からも良好な延性が必要とされる。 焼鈍以降の工程で延性をそれほど阻害せずに高強度化する方法として焼鈍時の 窒化による技術が特開平 0 8— 1 7 0 1 2 2号公報、 特開平 0 8— 1 7 6 7 8 8 号公報、 特開 2 0 0 1— 1 0 7 1 4 8号公報、 特開 2 0 0 2— 0 1 2 9 4 8号公 報などに開示されている。 しかし、 これらの技術は、 特に表内層の硬度を鋼板成分ゃ窒化条件も考慮して 極薄素材にとって最適に制御するという視点を欠いており、 上記技術によって極 薄素材を基に缶を製造する場合に素材の缶成形性や缶の耐変形性は必ずしも満足 できるものではなかった。
また、 缶のデザインを利用して缶強度を確保するため、 例えば缶胴部に小さな 凹凸 （ビード） を形成することで、 曲げ剛性を向上させるような技術が実用化さ れている。 この場合、 凹凸の形状が強度に影響するため、 素材が軟質または板厚 が薄い場合には、 凹凸加工を厳しくする必要があるが、 この凹凸加工により表面 処理皮膜が損傷し、 耐食性の劣化が生じることが問題となっている。 硬質な材料 を用いれば、 素材を薄手化したままでも凹凸加工量を小さくでき、 耐食性劣化を 回避できるため、 硬質材の使用が望まれているが、 従来の硬質材は延性が十分で なく、 缶蓋巻締めのためのフランジ成形等で不具合を生じるため、 使用が制限さ れている。 発明の開示
本発明は、 前述のような従来技術の問題点を解決し、 極薄素材を使用して製造 された容器で問題となる変形について、 素材の表層および内層の材質を、 窒化を 適用することで制御し大幅に変化させるとともに、 硬質な場合にも良好な延性を 持つ鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、 前述の課題を解決するために、 特に窒化過程を経て製造される 板厚 0 . 4 mm以下の鋼板の成分および窒化条件と材質との関係を検討するうち、 成分、 特に N量を特定範囲に限定し、 さらに窒化条件を最適に調整することで材 料の表層部および内層部の窒化物形態を好ましく制御することが可能であり、 こ れにより極薄鋼板を素材とした容器で問題となっている変形を大幅に抑制できる ことを見出した。
すなわち、 本発明は、 冷間圧延後に窒化処理を行い、 鋼中の窒素量を増加させ ることにより単に表面硬度を造り分けただけでは缶の耐変形性はそれほど向上す るものではなく、 極薄素材で缶の耐変形性を向上させるために必要な窒化条件が 存在すること、 および、 その制御方法を見出したものであり、 その要旨を以下に 示す。
本発明にかかる極薄容器用の鋼板の第 1の態様は、 質量％で、 C： 0. 080 0 %以下、 N： 0. 600 %以下、 S i ： 2. 0 %以下、 Mn： 2. 0 %以下、 P ： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ： 2. 0 %以下を含有し、 直径 1 xm以下 0. 02 z/m以上の窒化物が、 鋼板の表層 1 Z 8厚さ内に数密 度 0. 2個 Z^m3以上で存在する領域を有し、 かつ、 下記 （A) 式を満足する。
(鋼板の板厚 1 / 8位置での数密度） > (鋼板の板厚 1 / 4位置での数密度） · · · (A)
本発明にかかる極薄容器用の鋼板の第 2の態様は、 質量％で、 C： 0. 080 0 %以下、 N： 0. 600 %以下、 S i ： 2. 0 %以下、 Mn ： 2. 0 %以下、 P ： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ： 2. 0 %以下を含有し、 直径 1 m以下 0. 02 m以上の窒化物が、 下記 （B) 式を満足する。
(鋼板の板厚 1Z20位置での数密度） / (鋼板の板厚 1Z 4位置での数密度） >1. 5 · · · (B)
本発明の極薄容器用の鋼板によれば、 容器の耐変形性、 缶成形性の一方を犠牲 にすることなく両立して著しく向上できる。 特に板厚 0. 400mm以下におい て、 著しく良好な缶特性が実現できる。
本発明の極薄容器用の鋼板では、 鋼板の板厚 1Z4位置での、 直径 1 m以下 0. 02 m以上の窒化物の数密度が 10個 Z m3以下であってもよい。
鋼成分として、更に質量％で、 T i ： 0. 08 %以下、 N b： 0. 08 %以下、 B： 0. 015%以下、 C r : 2. 0 %以下の 1種または 2種以上を含有しても よい。
鋼成分として、 更に質量％で、 Sn、 Sb、 Mo、 Ta、 V、 Wの合計で 0.
1 %以下を含有してもよい。
鋼成分の残部が F eおよび不可避的不純物であってもよい。
本発明にかかる極薄容器用の鋼板の製造方法の第 1の態様は、 質量％で、 C :
0. 0800 %以下、 N： 0. 0300 %以下、 S i ： 2. 0 %以下、 Mn： 2.
0 %以下、 P ： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ： 2. 0 %以下を含 有する鋼を、 冷延後、 再結晶焼鈍と同時、 または、 再結晶焼鈍後に窒化処理を行 い、 鋼板の表層 1/8厚さ内に、 直径 l ^m以下 0. 02 以上の窒化物が数 密度 0. 2個 Z m3以上で存在する領域を形成し、 かつ、鋼板中の Nを質量％で 0. 600 %以下とする。
本発明にかかる極薄容器用の鋼板の製造方法の第 2の態様は、 質量％で、 C : 0. 0800 %以下、 N： 0. 0300 %以下、 S i ： 2. 0 %以下、 Mn： 2. 0 %以下、 P： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ： 2. 0 %以下を含 有する鋼を、 冷延後、 再結晶焼鈍と同時に、 または、 再結晶焼鈍後に窒化処理を 行い、 鋼板の表層 1/8厚さ内に、 直径 1 m以下 0. 以上の窒化物に ついて、 下記 （B) 式を満足し、 かつ、 鋼板中の Nを質量％で 0. 600%以下 とする。
本発明にかかる極薄容器用の鋼板の製造方法の第 3の態様は、 質量％で、 C : 0. 0800 %以下、 N： 0. 0300 %以下、 S i ： 2. 0 %以下、 Mn： 2. 0 %以下、 P： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ： 2. 0 %以下を含 有する鋼を、 冷延後、 再結晶焼鈍と同時に、 または、 再結晶焼鈍後に窒化処理を 行い、 直径 1 2 m以下 0. 02 xm以上の窒化物について、 下記 （C) 式を満足 し、 かつ、 鋼板中の Nを質量％で 0. 600%以下とする。
(窒化処理後の鋼板の板厚 1Z20位置での数密度） Z (窒化処理前の鋼板の 板厚 1/20位置での数密度） 〉1. 5 · · · (C)
本発明の極薄容器用の鋼板の製造方法によれば、 容器の耐変形性、 缶成形性の 一方を犠牲にすることなく両立して著しく向上できる極薄容器用鋼板を高生産性 にて得ることが可能となる。 特に板厚 0. 400mm以下において、 著しく良好 な缶特性を有する極薄容器用の鋼板を高生産性にて製造できる。
本発明の極薄容器用の鋼板の製造方法では、 質量％で、 C ： 0. 0800 %以 下、 N： 0. 0300 %以下、 S i ： 2. 0 %以下、 M n ： 2. 0 %以下、 P ： 0. 10%以下、 S ： 0. 05%以下、 A 1 ： 2. 0%以下、 残部として、 F e および不可避的不純物を含有する鋼を、 冷延後、 再結晶焼鈍と同時に、 または、 再結晶焼鈍後に窒化処理を行い、鋼板の板厚 1 Z 4位置での、直径 1 m以下 0. 02 以上の窒化物の数密度が 10個/ m3以下であり、かつ、鋼板の Nを質 量％で 0. 600 %以下としてもよい。 再結晶焼鈍と同時に、 または、 再結晶焼鈍後に窒化処理を行なうに際し、 板温 度が 550〜800°Cの状態で、 アンモニアガスを 0. 02%以上含有する雰囲 気中に 0. 1秒以上、 360秒以下保持し、 窒化処理の後、 550°C以上の温度 域で温度と時間の積を 48000 (°C'秒）以下とするか、 550°Cから 300°C までの平均冷却速度を 10°CZ秒以上としてもよい。
再結晶焼鈍の後、 窒化処理前または窒化処理後に、 圧下率が 20%以下の再冷 延を行ってもよい。 図面の簡単な説明
図 1は、 鋼板の厚み方向の位置を示す図である。
図 2は、 変形試験における金型押し込み量と押し込み荷重の関係を示す図であ る。
図 3は、 窒化時間と缶強度の関係を示す図である。
図 4は、 窒化前後の窒化物数の比と缶強度の関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、 本発明における鋼材成分について説明する。 成分は全て質量％である。 C量の上限は、加工性の劣化を回避するために必要であり、 C： 0. 0800 % 以下とする。 好ましくは 0. 0600%以下、 さらに好ましくは 0. 040%以 下である。
窒化により Cと同様の性質を有する Nを増量させる本発明鋼では強度確保など の観点で必要となる C含有量は低くても構わない。 C : 0. 0050 %以下でも 必要な強度確保が可能であり、 0. 0020 %以下でも構わないし、 0. 001 5 %以下とすれば窒化量との兼ね合いもあるが極軟質材の製造も可能で、 r値を 向上させ絞り成形性を高く保つ意味では、 Cは低い方が好ましい。
窒化前の N量の上限も、 加工性の劣化を回避するために必要であり、 N : 0. 0300%以下とする。 好ましくは、 N： 0. 0200%以下、 さらに好ましく は N : 0. 0150%以下、 さらに好ましくは N： 0. 0100%以下、 さらに 好ましくは N： 0. 0100%以下、 さらに好ましくは N : 0. 0050 %以下、 さらに好ましくは N : 0. 0030 %以下である。 r値を向上させ絞り成形性を 高く保つ意味では窒化前の N量は低い方が好ましい。 注意を要するのは、 後述の ように窒化によつて含有させた Nは、 缶の耐変形性効果等を付与するために鋼板 の板厚位置により異なった量で存在するものであり、 窒化前に存在する Nとは効 果が多少異なることである。
窒化後の N量の上限は、 加工性の劣化を回避するために加え、 めっき等の表面 処理性の劣化を回避するためにも必要であり、 N : 0. 600%以下とする。 好 ましくは N : 0. 300 %以下、 さらに好ましくは N： 0. 150%以下、 さら に好ましくは N : 0. 100%以下、 さらに好ましくは N： 0. 050 %以下、 さらに好ましくは N : 0. 030 %以下である。 ただし、 窒化による硬化部をよ り硬質化させる意味では、 N量は高い方が好ましいことは言うまでもない。
S iは、 強度調整のために添加されるが多すぎると加工性が劣化するため 2. 0%以下とする。 本発明鋼においては結晶粒界において窒化により鋼中に浸入し た Nと窒化物を形成し、 脆性的な割れを起こすばかりでなく、 本発明の効果を損 ねる場合もあるので、 1. 5%以下、 さらに 1. 0%以下にする必要が生ずる場 合もある。 特に成形性を高く保つ意味では S i量は低い方が好ましく、 0. 5% 以下、 さらには、 0. 1 %以下とすることで成形性は向上する。
Mnは、 強度調整のために添加されるが多すぎると加工性が劣化するため 2. 0%以下とする。 成形性を高く保つ意味では、 Mn量は低い方が好ましく、 0. 6%以下、 さらには 0. 2%以下とすることで成形性は向上する。
Pは、 強度調整のために添加されるが多すぎると加工性が劣化するため 0. 1 0%以下とする。成形性を高く保つ意味では P量は低い方が好ましく、 0. 05% 以下、 さらには 0. 01 %以下とすることで成形性は向上する。
Sは、 熱間延性を劣化させ、 錶造ゃ熱間圧延の阻害要因となるので 0. 05% 以下とする。 成形性を保つ意味では S量は低い方が好ましく、 0. 02%以下、 さらには 0. 01 %以下とすることで成形性は向上する。
A 1は、 脱酸のために添加される元素であるが、 高いと錶造が困難となる。 表 面の疵が増加するなどの害があるため 2. 0 %以下とする。また A 1量が 0. 2 % 以上と高い場合には窒化により鋼板に浸入した Nと結合し鋼中に多量の A 1 Nを 形成し窒化部を硬質化させる効果もある。 窒化の程度が低い鋼板板厚中心部の成 形性を高く保つ意味では A 1量は低い方が好ましく、 0. 2%以下、さらには 0. 1%以下とすることで窒化程度の低い部位の成形性は向上する。
以上の基本元素以外に通常の容器用鋼板で考慮される元素の効果およびその制 御について以下に述べる。
T iは、 鋼板の再結晶温度を上げ、 本発明が対象とする極薄鋼板の焼鈍通板性 を著しく劣化させる。 このため 0. 080 %以下とする。 特に高い r値が必要で ない通常の用途では T iを添加する必要はなく、 0. 04%以下、 さらに好まし くは 0. 01%以下とする。 また窒化前に鋼中に固溶している T iは窒化により 鋼板に浸入した Nと結合し鋼中に微細な T i Nを形成し窒化部を硬質化させる効 果が強い。 このため窒化の程度が低い鋼板板厚中心層でも材質の硬質化が必要以 上に現れてしまう場合もあるため軟質な鋼板を得る必要がある場合は、 T i量は 低い方が好ましく、 0. 005 %以下、 さらには 0. 003%以下とすることで 鋼板の不用意な硬質化を抑制することができる。
Nbも T iと同様の影響を有し、 再結晶温度を上げ、 本発明が対象とする極薄 鋼板の通板性を著しく劣化させる。 このため 0. 08%以下とする。 特に高い r 値が必要でない通常の用途では特に高い r値が必要でない通常の用途では， N b を添加する必要はなく、 0. 04%以下、 さらに好ましくは 0. 01%以下とす る。 また窒化前に鋼中に固溶している Nbは窒化により鋼板に浸入した Nと結合 し鋼中に微細な NbNを形成し窒化部を硬質化させる効果が強い。 このため窒化 の程度が低い鋼板板厚中心層でも材質の硬質化が必要以上に現れてしまう場合も あるため軟質な鋼板を得る必要がある場合は、 Nb量は低い方が好ましく、 0. 005 %以下、 さらには 0. 003 %以下とすることで鋼板の不用意な硬質化を 抑制することができる。
Bは Ti、 Nbを 0. 01%程度以上含有する鋼板に添加した場合、 鋼板の再結晶温 度を上げ、本発明が対象とする極薄鋼板の焼鈍通板性を著しく劣化させるが、 Ti, Nb の含有量が少ない場合にはこの点での悪影響は小さくむしろ再結晶温度を下 げるため低温での再結晶焼鈍が可能となり焼鈍通板性を向上させる効果も有する ため積極的に添加することも可能である。 しかし過剰な添加は铸造時の铸片の割 れが顕著になるため上限を 0. 015%とする。 再結晶温度を低下させ焼鈍通板性を 向上させる目的では窒化前の含有 N量との関係で ΒΖΝ=0· 6〜1. 5とすれば十分 である。 また窒化前に鋼中に固溶している Βは窒化により鋼板に浸入した Νと結 合し鋼中に微細な ΒΝを形成し窒化部を硬質化させる効果が強い。 この ΒΝによる 表層硬質化を活用する場合は窒化前の含有 Βと含有 Ν量との比を BZN>0. 8とし ておくことが好ましい。 この比を 1. 5以上、 さらには 2. 5以上とすることで ΒΝ 形成による硬化が顕著になる。 一方、 ΒΝの形成が原因となり材質の硬質化が必要 以上に現れ成形性を劣化させてしまう場合もあるので注意を要する。 本発明鋼で 特に ΒΝ形成による硬質化を活用しないのであれば、窒化前の含有 Βと含有 Ν量と の比を BZN<0. 8、 さらに厳格には ΒΖΝ<0. 1とすればよい。
窒化前に鋼中に固溶している Crは窒化により鋼板に浸入した Νと結合し鋼中に 微細な Cr窒化物を形成し窒化部を硬質化させる効果を有する。このため材質の硬 質化が必要以上に現れてしまう場合もあるが、 逆にこの窒化物を活用して窒化部 の硬度を効果的に高めることも可能である。 この目的で Crを 0. 01 %以上添加す ることが好ましい。 しかし一方で Crは鋼板の再結晶温度を上げ、過剰に添加する と本発明が対象とする極薄鋼板の焼鈍通板性を著しく劣化させる場合がある。 こ の再結晶温度の上昇による焼鈍通板性の低下を回避するには 2. 0%以下とするこ とが好ましく、 0. 6%以下であれば再結晶温度の上昇は実用的に問題ない程度に 抑制できる。
また、 耐食性を高めるなど本発明で規定していない特性を付与するために Cr， Ni , Cu等を添加することは可能であるが、 過剰な添加は本発明鋼に必須となる窒 化能を低下させる場合があるので Cr： 30%以下、 Ni： 15 %以下、 Cu： 5 %以下と することが好ましく、 さらに好ましくは Cr： 15 %以下、 Ni： 5%以下、 Cu： 2%以 下にとどめるべきである。
さらに、 本発明で規定していない特性を付与するために Sn， Sb, Mo, Ta， V, Wを合計で 0. 1 %以下含有することは可能であるが、 過剰な添加は本発明鋼に必 須となる窒化能を低下させる場合があるので注意が必要である.特に Sn， Sbの含 有は窒化効率が低くなる場合があるので窒化を適用して窒化物の制御を行なう場 合には注意を要する。 Sn、 Sbについて窒化効率を顕著に妨げないためにはそれぞ れを 0. 06%以下、 好ましくは 0. 02%以下とする。
ここで本明細書中にて用いる、 鋼板板厚方向の部位の区分について図 1を用い て説明する。
"表層 1 /8厚さ" とは図 1中の対応領域を表す。 なお、 "表層 1 Z8厚さ"に対応 する領域は鋼板の両表面について存在するが本発明ではそのどちらか一面につい てでも本発明の限定範囲に該当するものを対象とする。 窒化の方法ゃ窒化前の表 面処理、 さらには窒化後の何らかの処理当により表と裏の窒化物分布を変化させ ることは比較的容易であるが本発明ではそのような表裏異表層の鋼板についても 対象とする。 これは片面のみでも本発明が目的とする耐変形性を得ることが可能 だからである。
また、 "板厚 1 Z8位置" とは図 1中の対応位置を表す。 また、 "板厚 1ノ4位置" とは図 1中の対応位置を表す。 なお、 これらに対応する位置は鋼板の両表面につ いて存在するが本発明ではそのどちらか一面についてでも本発明の限定範囲に該 当するものを対象とする。
窒化の方法ゃ窒化前の表面処理、 さらには窒化後の何らかの処理当により表と 裏の窒化物分布を変化させることは比較的容易であるが本発明ではそのような表 裏異表層の鋼板についても対象とする。 これは片面のみでも本発明が目的とする 耐変形性を得ることが可能だからである。
なお図には示さないが "板厚 1Z20位置"は "板厚 1/8位置" と同様に鋼板表 面から板厚の 20分の 1の深さの位置を指すものとする。
本発明では鋼板の板厚方向の特定位置または特定層内に存在する窒化物のサイ ズおよび数密度が規定される。 存在する析出物については電子顕微鏡などの回折 パターンや付設された X線分析機器などで同定が可能である。 もちろん化学分析 などこれ以外の方法によっても同定が可能なものである。 本発明で対象とする窒 化物の平均直径は 1. O ^m以下とする。
これ以上では高強度化の効率が著しく低下するばかりでなく、 加工時の割れの 起点となり延性を劣化させるとともに、 粗大な窒化物が鋼板表面に露出した場合 はめつき等の表面処理に悪影響を及ぼす。 これらの特性の観点から、 この平均直 径は 0. 40 m以下とすることが好ましく、 さらに好ましくは 0. 以下、 さ らには 0. 10 m以下が好ましい。 これらの直径および後述の数密度は例えば電子 顕微鏡観察で定量が可能である。
この窒化物サイズと数密度の制御は、 高強度化と加工性保持を両立する観点か ら非常に重要である。 というのは、 これらが強度および加工性にそれぞれ影響す るというのみならず、 これらを変化させたときの強度または加工性が変化する挙 動が異なるためである。 すなわち、 強度上昇効果が高く、 加工性劣化効率の低い 領域に制御する必要がある。 このためには前述の 450〜700°Cの温度範囲で温度と 時間およびこの温度域に入る直前の冷却速度などを適当に制御することが有効で あり、 この影響は通常の条件であれば一般の析出物形成と同様である。
すなわち、 高冷速、 低温であるほど窒化物サイズは微細かつ高密度となり、 長 時間化によりサイズは粗大化する。
なお、 窒化物単独の析出物でなく酸化物や炭化物、 硫化物などと複合析出した 場合も対象とする。 複合析出物を形成した場合には、 一つの析出物の種類および 各化合物についてのサイズを特定することは困難であるが、 明らかに一つの析出 物が窒化物である部分とその他に分けられる場合を除いて一つの窒化物として判 定するものとする。
窒化物は、基本的には本発明では SPEED法によつて得られた抽出レプリカを EDX 付電子顕微鏡にて観察するが、 窒化物が非常に微細で抽出が良好でないと思われ る場合には薄膜を透過電子顕微鏡で観察してもよい。 組成の判定は EDXにより分 析を行い主として観察される非金属元素が Nの場合を窒化物とする。 また、 大き さが小さいため Nの特性スペクトルは明瞭ではなくとも Fe、 Ti、 Nb、 B、 Cr等が 検出されかつ、 0、 S等の明瞭なスペクトルが観察されず、 かつ窒化物と特定でき る他の析出物との形態比較から窒化物とほぼ断定できる析出物も窒化物として本 発明で考慮に入れる。また析出物の定性に電子線回折パターン等を用いても良い。 窒化物の同定は EDXや電子線回折パターンといった手法によるものではなく、 現 在性能向上が著しいどのような分析機器を使用しても構わない。 要は析出物の種 類とサイズおよび数密度が、 妥当と認められる方法により決定できればよい。 析 出物によっては炭化物か窒化物かの判別が困難な場合もあると考えられるが、 通 常の分析機器でその種類が妥当に決定できないものは本発明からは除外する。 大 きさが非常に微小であり EDXスぺクトルや通常の分析機器で定性不可能なものは 本発明で考慮すべき窒化物からは除外する。 本発明出願時に発明者が通常使用す る分析機器ではこの最小サイズは大体 0. 02 であるので、本発明では 0. 02 m を下限とした。 より高度な分析機器を使用しより微細な窒化物まで考慮すれば数 密度は増加することは当然である。
また本発明者が使用した経験のない機器により個々の原子配置までが明示され た場合に、 N と金属原子の超微細な原子合体をどこまで窒化物と判定するかの問 題も含むことからも対象とする窒化物サイズの下限を明示しておくことは重要と 考えられる。
窒化物の直径および数は偏りがない程度の視野について計測する。 本発明にお いては、 対象となる径の窒化物の数が 1視野内に約 500個となるような倍率に設 定して、無作為に 10視野を選択し、数密度については対象窒化物数をその時の視 野面積と SPEED法による電解厚さで除し、 また平均直径は個々の窒化物径の合計 を個数で除した。 ここで、 視野内の対象となる窒化物は全て計測する必要がある ことは言うまでもない。 なお、 画像解析等を用いて窒化物数と直径を求めること もできる。
また、 形状が延伸したものが見られる場合があるが、 形状が等方的でないもの については長径と短径の平均をその析出物の直径とする。
析出物の数密度はレプリカ作成過程における電解工程において試料表面を通電 した全電荷が、 Feの 2価イオン （Fe2+) として鋼板が電解されるのに消費され、 電解時に残滓として残る析出物がすべてレプリカ上に補足されるとして計算した。 例えばレプリカ作成においては試料表面積において 50C (クーロン） /cm2の電気 量で電解を行なえば、 試料表面から の厚さ内にある析出物がレプリカ上で 観察されることになる。ただし、測定対象の鋼板が非常に薄い場合、例えば 18 m の厚さ内にある析出物をまとめて観測してしまうと観測位置が板厚のどの位置に 相当するのかが不明瞭になり、本発明で規定する" 1/8厚さ"または" 1/4位置"、 "1Z8位置"、 "1Z20位置"等の規定の意味が曖昧になることから、 SPEED法に おける電解厚さは 18 mに限定されるものではない。 理想的には厚さ 0の面上に 存在する析出物を観測するべきであろうが、 これでは測定誤差が大きくなる危惧 を生ずる。板厚にもよるが電解厚さは 5〜20 ηι程度とすべきで、対象板厚位置が 電解部の厚さ中心となるように研磨を行なうものとする。
また電解を板表面から板厚方向へではなく板厚断面から板面内の方向に行い、 板厚方向の情報を含むようなレプリカを作成し、 このレプリカ上の窒化物の数密 度の板厚方向への分布を測定し、 この分布から特定の板厚位置での窒化物の数密 度を決定することも可能である。
以下、 本発明の重要な要件である窒化の状態について記述する。 本発明が対象 とする技術は基本的には本発明者が特願 2002— 337647 号において出願した表層 と中心層の成分 ·材質を適当に制御した缶特性が優れた容器用極薄鋼板に適用さ れることで極めて優れた効果を示すが、 これに限定されるものではない。
しかし本発明の記述においては "表層 1Z8厚さ" の領域内および "板厚 1 Z20 位置"、 "板厚 1 /8位置"、 "板厚 1/4位置" での窒化物の状態を主として用い、 これらにより板厚位置での窒化物の状態が異なるように制御することが本発明の 主要な効果で、このように窒化物の状態を制御することで特願 2002— 337647号に おける効果をより好ましく得ることが可能となる。
これは容器用極薄材では表層部の状態が缶としての利用特性上重要であるとの 知見にも沿うものであり板厚方向に特性変動を有する鋼板の析出物の分布状態を 表現する上で板厚位置での窒化物のサイズと数密度を用いるものである。
本発明は主に表層部の窒化物を中心部に比較してより多量に、 微細に分散させ るものであり、 本発明が製造法の一つとして想定している一般的な窒化の方法か ら考えて基本的に鋼板表面が優先的に窒化され窒化に伴ない生成する窒化物の量 が中心層に比較して増加するはずであるとの想定によっている。 またその際に形 成される窒化物は本発明の目的からして粗大なものはどちらかといえば好ましい ものではなく、 窒化後の熱履歴、 特に冷却条件等により微細に分散させることが 好ましいものとなるので、 本発明では微細な窒化物についての制御を行なうもの としている。
このように本発明の特徴の一つは鋼板板厚位置での窒化物の状態に差を有せし めることである。 この差は本発明が対象とする窒化物について、 鋼板の （表層 1 /8厚さ） 内に数密度 0. 2個/^ m3以上で存在する領域を有し、 かつ （鋼板の（板 厚 1Z8位置） での数密度） > (鋼板の （板厚 1Z4位置） での数密度） により限 定される。 窒化物の数密度は N含有量と窒化物のサイズとの関係で取りうる範囲 に制限はあるが、 0. 2個 Z x m3以上とすることが好ましく、 さらに好ましくは 2 個 Z m3以上であり、 20個ノ〃 m3以上、さらには 200個ノ m3以上、さらには 1000 個/ m3以上とすれば硬質化の点で非常に有効となる。
また （鋼板の （板厚 1Z20位置） での数密度） / (鋼板の （板厚 1Z4位置） で の数密度） でも規定でき、 この比を 1. 5よりも大きく、 好ましくは 3以上、 さら に好ましくは 6以上、 さらに好ましくは 10以上、 さらに好ましくは 30以上、 さ らに好ましくは 100以上とする。 この比が小さいと本発明の効果が小さくなり目 的とする鋼板が得られない。 またこのように表層部の窒化物の数密度を増大させ る方法として窒化を適用する場合は （窒化処理後の鋼板の （板厚 1Z20位置） で の数密度） / (窒化処理前の鋼板の （板厚 1Z20位置） での数密度） で規定する こともでき、 この場合も上と同様にこの比を 1. 5 よりも大きく、 好ましくは 3 以上、 さらに好ましくは 6以上、 さらに好ましくは 10以上、 さらに好ましくは 30以上、 さらに好ましくは 100以上とする。 この比が大きいほど基本的には本発 明の効果が大きくなることは言うまでもない。
また本発明の主たる制御目的が鋼板中心層に比べ鋼板表層に微細窒化物を多量 に分散することであることから明らかなように鋼板中心層に微細な窒化物を多量 に分散することは本発明の効果をより好ましく享受する観点からは好ましくなレ^ 本発明の効果を顕著にするためには、 鋼板の （板厚 1/4位置） での直径 l m以 下 0. 02 ^ m以上の窒化物数密度を 10個 Ζ^ ιη3以下とすることが好ましい。
次に窒化条件に関して述べる。 本発明の窒化処理は冷延後の再結晶焼鈍と同時 またはその後に、 再結晶焼鈍と連続して行なうことが生産性の観点からは好都合 であるが、 特に限定するものではない。 焼鈍の方法はバッチ式または連続焼鈍を 問わずに適用が可能である。
ただし窒化処理の生産性および窒化材のコイル内材質の均一性の観点からは連 続焼鈍法がはるかに有利である。 また本発明が規定するように表内層の材質を制 御し大きな効果を得るには窒化時間およびその後の熱履歴が長時間化するのは不 利となることからも、 少なくとも窒化処理は連続焼鈍設備で行なわれることが好 ましい。 特別な理由がない場合は連続焼鈍を適用するものとする。 特に連続焼鈍 工程において炉中の雰囲気を部分的に制御し、 前半で再結晶、 後半で窒化するェ 程は生産性や材質の均一性、窒化状態の制御のし易さなど多くのメリットがある。 また再結晶が終了する前に窒化処理を行なうと、 再結晶が著しく抑制されて未 再結晶組織が残り、 加工性の顕著な劣化が起こる場合があり注意が必要である。 この限界は鋼成分ゃ窒化条件、 再結晶焼鈍条件などで複雑に決定されるものであ るが、 当業者であれば未再結晶組織が残存しない条件を適度な試行の後に見出す ことは容易である。
窒化処理は窒化による鋼板の N増加量のみならず、 鋼成分や再結晶焼鈍条件、 さらには窒化後の熱履歴等も考慮し、 N の鋼板表面から内部への拡散や板厚断面 での窒化物変化を考えて決定する必要がある。 単にロックウェル硬度や引張試験 等で決定される材質だけを指標にしたのでは本発明が目的とする好ましい耐変形 性を得ることはできない。
この条件は実操業では適当な回数の試行を参考とし決定する必要があるが、 基 本的な考え方は以下のようであり、 それに基づき本発明を規定する。 すなわち、 窒化は板温度が 550〜800°Cの状態で行なわれる必要がある。 これは通常の焼鈍の ように窒化雰囲気をこの温度にしておきその雰囲気中に鋼板を通過させることで 板温度をこの範囲にし同時に窒化を行なうことも可能であるし、 窒化雰囲気はよ り低い温度としておき、 この範囲の温度に加熱した鋼板をその中に侵入させるこ とで窒化を進行させてもよい。
窒化雰囲気をこの温度に昇温する場合には鋼板の窒化とは無関係な雰囲気の変 質および分解により鋼板の窒化効率が低下する場合があるので 550〜750°Cとす る。 好ましくは 600〜700°C、 さらに好ましくは 630〜680°Cである。
窒化雰囲気は体積比で窒素ガスを 10%以上、さらに好ましくは 20%以上、 さら に好ましくは 40%以上、 さらに好ましくは 60%以上含み、必要に応じて水素ガス を 90 %以下、 さらに好ましくは 80%以下、 さらに好ましくは 60%以下、 さらに 好ましくは 20%以下含み、 さらに必要に応じてアンモニアガスを 0. 02 %以上含 んだものとし、 残部は酸素ガス、 水素ガス、 二酸化炭素ガス、 炭化水素ガスまた は各種の不活性ガスなどとする。 特にアンモニアガスは窒化効率を上げるために 効果が高く、 所定の窒化量を短時間で得ることが可能となるため鋼板中心への N の拡散を抑制し、 本発明にとって好ましい効果を得ることができる。 この効果は 0. 02 %以下でも十分であるが、好ましくは 0. 1 %以上、 さらに好ましくは 0. 2 % 以上、 さらに好ましくは 1. 0%以上、 さらに好ましくは 5 %以上、 10%以上とす れば 5秒以下での窒化処理でも十分な効果を得ることが可能となり、 20 %以上さ らには 40 %以上とすれば窒化温度や板厚にもよるが 1秒またはそれ以下の短時間 でも明確な効果を得ることが可能となる。
また、 アンモニアガス以外の比率、 特に窒素ガスと水素ガスが主要なガス成分 となる場合については体積で （窒素ガス） / (水素ガス） を 1以上にすることが 窒化効率の点から好ましく、 この比を 2以上にすることでさらに効率的な窒化が 可能となる。
また、 通常の焼鈍においては窒素ガスと水素ガスを主体とした雰囲気中で窒化 しないような条件で焼鈍が行なわれるが、 当業者であれば上に述べたアンモニア ガスの混入に限らず、 露点の変更やわずかな微量ガスの混入、 ガス比率の変更な どにより窒化が起きる条件に変更することも適当な試行の後に可能である。 少な くとも焼鈍を含む熱処理により窒化したことが現在の分析能力によつて検知でき るものを本発明の対象とする。
窒化雰囲気での保持時間は特に限定されるものではないが、 550°C以上という本 発明の温度条件に絡んで、 最大 0. 400mmという鋼板厚さを考えると保持中の鋼中 の拡散により窒化により鋼板表面から浸入した Nが鋼板中心層へ到達し、 本発 明が目的とする N分布または窒化物分布が得られなくなること考え 360秒を上限 とするのが望ましい。 また、 窒化効率を向上させても本発明が必要とする窒化量 および鋼板板厚方向の窒素および硬度分布を得るには 0. 1秒は必要である。 好ま しくは 1〜60秒、さらに好ましくは 2〜20秒、さらに好ましくは 3〜10秒である。 鋼板板厚方向の窒化物分布を制御するには窒化後の鋼板の熱履歴も重要となる。 対象となる鋼板の板厚および鋼中での窒素の拡散および窒化物形成 ·成長を考慮 すると高温での長時間保持は好ましくない。
しかし、 この熱処理により窒素分布を適当になだらかにすることで本発明の効 果をより顕著にすることも可能となる。 このためには 550°C以上の温度域での履 歴が重要で、この温度域での温度と時間の積を 48000以下とすることが好ましい。 これは 600°Cで 80秒、 800°Cで 60秒に相当するが、 温度が連続的に変化するとき はその効果が適当に評価されるように 5秒程度ごとの時間領域に分割し温度変化 を記録し、 各領域についての温度と時間の積の和を求めることでも評価が可能で ある。
もちろんこれはある温度幅をもった温度領域に分割して評価してもよい。 好ま しくは 24000以下、さらに好ましくは 12000以下、さらに好ましくは 6000以下で、 通常は窒化終了時点で鋼中窒素の分布がほぼ決定するように窒化条件を設定して おき、 その後の冷却過程において窒化物の生成を制御することが好ましい。
本発明が対象とする窒化は主として多量の Nが固溶した状態で行われ、 多量の 窒化物がその後の温度低下に伴い起こるため窒化後の冷却工程の制御は重要であ る。 この冷却工程での熱履歴に絡んで、 窒化後の冷却速度が発明の効果に大きく 影響する。
すなわち、 窒素分布がほとんど変化しない低温短時間でも冷却過程での窒化物 の形成状態が大きく変化する場合がある。 550°Cから 300°Cまでの平均冷却速度を 10°C/s以上とすることで、 特に中心層に比し相対的に N濃度が高く冷却速度が 高い表層部で微細な窒化物を数多く生成させることが可能となる。 好ましくは 20°C/s以上、 さらに好ましくは 50°C/s以上である。 ただし、 冷却速度が速す ぎると固溶窒素が過度に残存し用途によっては時効性が問題となる場合があるの で注意が必要である。
薄手の容器用鋼板の製造においては、 硬度調整や板厚調整のために再結晶焼鈍 の後に再冷延を行なう場合がある。 この圧下率は形状調整のために行なわれるス キンパスに近い数％程度から、 冷延と同様の 50 %以上までが実用化されている。 本発明においても、 従来鋼と同様の再冷延の適用が可能である。 単純に考えれ ば、 表層が硬く内層が軟らかい本発明鋼において再冷延を適用すると、 軟らかい 内層のみが優先的に加工硬化し、 本発明の特徴である板厚方向での硬度分布の変 化が消失してしまうようにも考えられるが、 事実はこれに反する。 すなわち、 本 発明鋼においては通常程度の再冷延率であれば再冷延により、 むしろ N含有量が 高く硬質な表層部の方が優先的に硬質化し、 本発明の特徴である表内層の硬度差 はより明瞭になる。 これは、 表層は多量の固溶 Nおよび窒化物のため加工硬化し やすくなつており、 一方内層は表層により拘束されているため、 優先的に変形す ることができず、 表層を大きく上回るように選択的に硬化することがないためで ある。
とはいえ、 再冷延率が顕著に高くなれば鋼板自体が十分に硬質化し、 本発明技 術のように板厚方向の材質分布を制御せずとも十分な缶強度を得ることが可能と なり、 同時に本発明の効果が小さくなる傾向もあるため、 通常の適用範囲を超え てまで再冷延率を高める意義は小さい。 以上のことから、 本発明鋼に再冷延を適 用する場合、 その圧下率は 7 0 %程度までとすることが好ましい。
また、 溶接部を考えた場合、 再冷延の加工歪により硬質化した場合は溶接の熱 により軟化し、 フランジ成形等において加工歪が集中し、 成形性を劣化させる問 題が指摘されるが、 Nを多量に含有した本発明鋼では、 この溶接熱による軟化も 抑制されるため、 溶接部の成形性に関しても、 再冷延材のメリットを得ることが 可能となる。
再冷延の時期は生産性の観点から好ましい再結晶焼鈍と窒化処理を連続的に行 う工程においては窒化処理の後になるが、 再結晶焼鈍と窒化処理を別の工程で行 う場合には窒化処理の前に行うことも可能である。
本発明は板厚 0. 400匪以下の鋼板に適用されるものとする。 これは板厚がこれ より厚い鋼板では成形部材の変形は問題となりにくいからである。 また、 板厚が 厚い場合には窒化による表層硬化層の厚さが相対的に小さくなり発明の効果が現 れにくくなるためもある。好ましくは 0. 300mm以下、 さらに好ましくは 0. 240mm 以下の鋼板を対象とし、 0. 190讓以下、 さらには 0. 160匪以下の鋼板では非常 に顕著な効果を得ることが可能となる。
このように主として窒化後の窒化物の状態を表層と中心層を区別し板厚方向へ の分布を考慮し制御することで、 ただ単に Nを含有した鋼や表面硬度の造り分け のみを目的として窒化した鋼に無い本発明鋼特有の材質を持つようになるメカ二 ズムは明確ではないが、 缶の変形に伴う鋼板表層部の曲げ変形に対する抵抗性が 窒化物により効果的に高まるためと考えられる。 そして、 この効果は対象材の板厚や変形が起きる際の外力、 内庄ゃ容器の形状 などの条件が絡んだ応力状態、 本発明で規定する窒化条件と相まつた表層と中心 層の差を意識した窒化物のサイズと数密度により、 非常に効果的に耐変形性が発 現するためではないかと推定される。
本発明の効果は成分調整以降、 焼鈍前の熱履歴、 製造履歴によらない。 熱延を 行なう場合のスラブはインゴット法、 連続鐃造法などの製造法には限定されず、 また熱延に至るまでの熱履歴にもよらないため、 スラブ再加熱法、 铸造したスラ ブを再加熱することなく直接熱延する CC一 DR法、さらには粗圧延などを省略した 薄スラブ铸造によっても本発明の効果を得ることができる。
また熱延条件にもよらず、 仕上げ温度をひ + Tの二相域とする二相域圧延や、 粗バ一を接合して圧延する連続熱延によっても本発明の効果を得られる。
また、 本発明鋼を溶接部を有する容器用素材として用いる場合には、 熱影響部 の軟化を抑制、 特に窒化物量が多い表層部が急加熱、 急冷されることで窒化物が 溶解、 そしてさらなる微細窒化物として再析出、 一部は固溶 Nとして残存し硬化 するため溶接部の強度を向上させる効果も有する。 これは B, Nbなど通常でも熱 影響部の軟化を抑制する元素が添加された場合にはさらに顕著となる。
一方、 絞り成形やしごき成形等を経て製造されるいわゆる 2ピース缶において は板表面が硬質化するため成形金型との摩擦係数が低下し成形性が向上する硬化 も有する。 さらには表層を硬質化し曲げ変形に対する抵抗性を高めているため成 形中の鋼板の曲げ座屈がおき難くなる、 すなわちしわの発生を抑制する効果も現 れる。
通常、 本発明鋼板は表面処理鋼板用の原板として使用されるが、 表面処理によ り本発明の効果はなんら損われるものではない。 缶用表面処理としては通常、 二 ッケル、 錫、 クロム （ティンフリー） などが施される。 また、 近年使用されるよ うになつている有機皮膜を被覆したラミネート鋼板用の原板としても、 本発明の 効果を損うことなく使用できる。 実施例
(実施例 1) 缶胴部を溶接により形成する 3ピース缶において、 窒化条件を変化させ窒化物 の制御を行った鋼板で 3ピース缶胴を製造した。この缶の胴部を 10mm φ、長さ 40腿 の円柱金型で押し込んだ際の変形抵抗を測定するとともに缶端部を通常の蓋を巻 き締めるのと同様にフランジ成形した。
変形試験においては金型の押し込み量と押し込み荷重の相関を示すと図 2のよ うになり、 ある荷重で変極点を生ずる。 この変極点となる荷重を耐変形性の指標 とした。 この値が高いほど外力による変形が小さくなり耐変形性が良好というこ とになる。
またフランジ成形においてはフランジ部に割れが生じるまでのフランジ長さを 測定した。 この長さが長いほどフランジ成形性が良好で蓋の巻き締め時の欠陥が 発生し難いこととなる。
表 1に示す各成分の鋼について、 熱間圧延、 冷間圧延、 窒化を伴う焼鈍後、 ス キンパスまたは再冷延を施して鋼板を製造し、 耐変形性およびフランジ成形性を 評価した。 熱延、 冷延、 焼鈍、 窒化条件等を表 1に示す。
窒化は全て焼鈍の中盤以降で行なわれており、 窒化が起きる前に再結晶は完了 していたものと考えられる条件となっている。 表 1での N量は窒化前の板厚平均 の N量である。 鋼板は通常の方法で製造されているため窒化前は板厚方向の元素 の変化および窒化物の状態の変化はごくわずかで本発明の効果にとって無視でき る程度のものである。 すなわち、 窒化前の鋼板の成分および窒化物サイズと数密 度については表層 1 20厚さ、 表層 1ノ8厚さおよび中心層 1Z4厚さの数値は同 じものとなる。
これらの鋼についての材質を表 2に示す。 本発明の製造法によるものは良好な 耐変形性とフランジ成形性が両立できていることが確認できる。
ここで、 表 2中、 Aは、 （板厚 1/8厚さ）内での最高の数密度であり、 Bは、 （表 層 1/20厚さでの数密度)パ中心層 1/4厚さでの数密度)であり、 Cは、 （窒化処理 後の表層 1/20厚さでの数密度) I (窒化処理前の表層 1/20厚さでの数密度）である。
(実施例 2)
質量％で、 C： 0. 02%、 Si： 0. 02%、 Mn： 0. 2 %、 P： 0. 01 %、 S： 0. 01 %、 A1： 0. 04%、 N： 0. 002 %を含む 250mm厚さの鋼片を連続铸造で製造し、 スラブ 加熱温度： 1 100°C、 仕上げ温度： 880°C、 巻き取り温度： 600°Cで 2. Ommの熱延板 にした。 酸洗し、 0. 17mmに冷延し、 連続焼鈍ラインにて 650°C X 30秒で再結晶 焼鈍した。
一部の材料は連続焼鈍ラインの焼鈍炉に連続したアンモニア含有雰囲気で満た した窒化処理炉内を通板し窒化処理を行った。 窒化処理炉内には加熱設備は設置 されておらず、 再結晶焼鈍炉で加熱されたままの板を 650°Cで窒化処理炉内に侵 入させることで窒化を行った。 窒化処理炉内の雰囲気は鋼板による熱の持ち込み により加熱されるため窒化処理中の板温度の降下はそれほど大きくなく、 窒化処 理炉から出てくる板の温度は窒化処理時間にもよるが 600°C程度であつた。
このように製造した鋼板を 1. 5 %のスキンパスの後、 通常の電気 Snめっきを 施しぶりき鋼板を製造した。 これらを用い、 通常の製缶メーカーで行われるのと 同様の方法で 3ピース缶を製造し缶強度を実施例 1と同様の方法で評価した。 な お、 製缶した全ての材料で溶接、 蓋のまき締め等の問題は発生しなかった。 得ら れた缶強度を窒化処理雰囲気中のアンモニア濃度、 窒化処理後の冷却速度および 窒化処理時間で整理したものが図 3である。
図 3において Aはアンモニア濃度 4 %、 窒化後の冷却速度 2 0 °C/秒、 Bはァ ンモニァ濃度 4 %、 窒化後の冷速 1 2 0 °CZ秒、 Cはアンモニア濃度 1 0 %、 窒 化後の冷速 2 0 °CZ秒、 Dはアンモニア濃度 2 0 %、 窒化後の冷速 2 0 °CZ秒と した場合を示し、 窒化後の冷速は 5 5 0 °Cから 3 0 0 °Cの平均冷却速度である。 また、 缶強度を （窒化処理後の鋼板の （表層 1Z20厚さ） での数密度） Z (窒 化処理前の鋼板の（表層 1 /20厚さ）での数密度）で整理したものが図 4である。 本発明により缶強度を著しく上昇させることができる。 図中には同成分の鋼によ り再結晶焼鈍まえの冷延率のみを変えて製造した板厚が異なる材料の缶強度も示 す。 本発明により目的とする缶強度を維持したまま材料の薄手化が可能となるこ とがわかる。 表 1—1
成分（mass%) 熱延条件 焼鈍 窒化 550〜 窣化後
300。C 冷延冷延 温度 X スラフ' 仕上 熱延 平均 鋼 率 板厚温度時間温度時間 NH3 時間
C Si Mn P s Al N Ti b B その他加熱 げ 取り 板厚 冷速
(%) ^mm) (。c) (秒) (。c) (秒) (%) (°C .
(。c) (°C) (°C) (mm) (。c/ 秒）
秒） al 0.001 0.03 0.03 0.007 0.01 0.07 0.0023 0.001 0.002 1150 890 660 2.2 94 0.14 700 60 650 180 0.05 く 10000 30 a2 0.001 0.03 0.03 0.007 0.01 0.07 0.0023 0.001 0.002 1150 890 660 2.2 94 0.14 700 240 - - - - 30 a3 0.001 0.03 0.03 0.007 0.01 0.07 0.0023 0.001 0.002 1150 890 660 2.2 94 0.14 680 40 650 1 20 〈10000 30 a4 0.001 0.03 0.03 0.007 0.01 0.07 0.0023 0.001 0.002 1150 890 660 2.2 94 0.14 680 40 650 3 20 〈10000 30 a5 0.001 0.03 0.03 0.007 0.01 0.07 0.0023 0.001 0.002 1150 890 660 2.2 94 0.14 680 40 650 5 20 く 10000 30 bl 0.022 0.03 0.5 0.014 0.034 0.04 0.0173 0.002 0.003 V:0.02 1240 860 600 2.9 92 0.24 700 120 720 240 0.3 く 10000 50 b2 0.022 0.03 0.5 0.014 0.034 0.04 0.0173 0.002 0.003 V:0.02 1240 860 600 2.9 92 0.24 700 120 720 240 0.3 40000 50 b3 0.022 0.03 0.5 0.014 0.034 0.04 0.0173 0.002 0.003 V:0.02 1240 860 600 2.9 92 0.24 700 120 720 240 0.3 56000 50 b4 0.022 0.03 0.5 0.014 0.034 0.04 0.0173 0.002 0.003 V:0.02 1240 860 600 2.9 92 0.24 700 120 720 240 0.3 く 10000 5 b5 0.022 0.03 0.5 0.014 0.034 0.04 0.0173 0.002 0.003 V:0.02 1240 860 600 2.9 92 0.24 700 360 - - - 一 50 b6 0.022 0.03 0.5 0.014 0.034 0.04 0.0173 0.002 0.003 V:0.02 1240 860 600 2.9 92 0.24 630 30 720 5 10 く 10000 50 b7 0.022 0.03 0.5 0.014 0.034 0.04 0.0173 0.002 0.003 V:0.02 1240 860 600 2.9 92 0.24 630 30 720 10 10 〈10000 50 b8 0.022 0.03 0.5 0.014 0.034 0.04 0.0173 0.002 0.003 V:0.02 1240 860 600 2.9 92 0.24 630 30 720 30 10 〈10000 50 cl 0.045 1.5 0.2 0.01 0.019 0.03 0.0020 0.004 0.001 1100 910 730 1.5 91 0.13 750 5 650 600 8 15000 50 c2 0.045 1.5 0.2 0.01 0.019 0.03 0.0020 0.004 0.001 1100 910 730 1.5 91 0.13 750 5 650 10 8 40000 2 c3 0.045 1.5 0.2 0.01 0.019 0.03 0.0020 0.004 0.001 1080 920 720 1.5 89 0.16 720 5 - - 一 - 2 c4 0.045 1.5 0.2 0.01 0.019 0.03 0.0020 0.004 0.001 1100 910 730 1.5 91 0.13 720 5 670 1 60 40000 2 c5 0.045 1.5 0.2 0.01 0.019 0.03 0.0020 0.004 0.001 1100 910 730 1.5 91 0.13 720 5 670 10 60 40000 2 c6 0.045 1.5 0.2 0.01 0.019 0.03 0.0020 0.004 0.001 1100 910 730 1.5 91 0.13 720 5 670 60 60 40000 2
表 1一 2
dl 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 93 0. 15 650 20 700 40 3 〈10000 100 d2 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 92 0. 17 650 20 700 40 3 く 10000 100 d3 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 91 0. 19 650 20 700 40 3 く 10000 100 d4 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 89 0. 23 650 20 700 40 3 〈10000 100 d5 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 93 0. 15 650 60 - 一 - 一 100 d6 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 92 0. 17 650 60 - ― - 一 100 d7 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 91 0. 19 650 60 - 一 - 一 100 d8 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 89 0. 23 650 60 - - - - 100 d9 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 91 0. 19 650 60 710 2 30 く 10000 100 dlO 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 91 0. 19 650 60 710 8 30 〈10000 100 dll 0. 001 0. 02 0. 2 0. 096 0. 005 0. 02 0. 0010 0. 005 1050 890 630 2. 1 91 0. 19 650 60 710 14 30 く 10000 100 el 0. 79 0. 07 0. 1 0. 008 0. 012 0. 06 0. 0032 0. 004 1200 830 720 1. 9 88 0. 22 620 20 650 20 2. 5 25000 10 e2 0. 79 0. 07 0. 1 0. 008 0. 012 0. 06 0. 0032 0. 004 1200 830 720 1. 9 88 0. 22 620 40 650 20 20 く 10000 >200 e3 0. 79 0. 07 0. 1 0. 008 0. 012 0. 06 0. 0032 0. 004 1200 830 720 1. 9 88 0. 22 620 40 - 一 一 - 40 fl 0. 002 0. 02 0. 2 0. 008 0. 003 0. 19 0. 0023 0. 036 0. 02 1080 860 620 2. 6 90 0. 26 800 30 800 10 10 〈10000 >200 f2 0. 002 0. 02 0. 2 0. 008 0. 003 0. 19 0. 0023 0. 036 0. 02 1080 860 620 2. 6 90 0. 26 800 60 - - 一 - >200 gl 0. 002 0. 3 0. 8 0. 011 0. 001 1. 4 0. 0019 0. 002 Cu: l. 5 1200 920 650 3. 3 90 0. 33 780 20 730 20 1. 5 く 10000 40 g2 0. 002 0. 3 0. 8 0. Oil 0. 001 1. 4 0. 0019 0. 002 Cu: l. 5 1200 920 650 3. 3 90 0. 33 780 40 - - ― - 40 hi 0. 066 0. 07 1. 8 0. 012 0. 048 0. 03 0. 0041 Cr : 6 1130 900 640 1. 3 87 0. 17 800 60 780 60 - く 10000 40 h2 0. 066 0. 07 1. 8 0. 012 0. 048 0. 03 0. 0041 Cr : 6 1130 900 640 1. 3 87 0. 17 800 120 - 一 - 一 40 il 0. 004 0. 01 0. 2 0. 011 0. 001 0. 11 0. 0256 Cr : 22 1160 900 700 2. 0 91 0. 18 850 60 650 60 20 く 10000 >200 i2 0. 004 0. 01 0. 2 0. Oil 0. 001 0. 11 0. 0256 Cr : 22 1160 900 700 2. 0 91 0. 18 850 60 650 60 20 35000 80 i3 0. 004 0. 01 0. 2 0. Oil 0. 001 0. 11 0. 0256 Cr: 22 1160 900 700 2. 0 91 0. 18 850 120 一 一 - 一 40
表 2— 1
直径 Ι μπι以下 0. 02 m以上の窒化物について
フラ フラ
窒化後 缶胴 座屈
窒化後 窒化後 製品 、ノジ
比較 鋼 化前の 座屈 荷重
全 N量 窒 圧下率 板厚 出し 出し 判定 さでの 厚さでの 厚さでの A B C 荷重 改善率 鋼
(mass%) 数密度 厚 (%) (腿) 限界 改善率
(個/ μπι3) 数密度 (kgf) G
(mm) G
(個// zm3) (個/ m3) (fi// m3)
al 0.0051 0.1 0.4 0.2 0.1 0.6 4 4 1 0.14 4.1 78.3 7.0 12.9 a2 発明例 a2 0.0025 0.1 0.1 0.1 0.1 0.1 1.0 1.0 1 0.14 2.3 - 6.2 - 比較例 a3 0.0566 0.1 4.0 1.0 0.1 4.0 40 40 1 0.14 4.8 108.7 7.0 12.9 a2 発明例 a4 0.0602 0.1 4.0 1.0 0.2 4.5 20 40 1 0.14 5.3 130.4 7.4 19.4 a2 発明例 a5 0.0711 0.1 4.0 2.0 0.3 6.0 13 40 1 0.14 5.6 143.5 7.6 22.6 a2 発明例 bl 0.0281 1.0 4.5 3.0 2.0 4.5 2.3 5 1 0.24 12.3 23.0 11.3 9.7 b5 発明例 b2 0.0291 1.0 3.5 2.5 2.0 3.5 1.8 4 1 0.24 11.8 18.0 11.5 11.7 b5 発明例 b3 0.0306 1.0 2.5 2.0 2.0 2.5 1.3 3 1 0.24 11.2 12.0 10.9 5.8 b5 発明例 b4 0.0283 1.0 2.5 2.0 2.0 3.5 1.3 3 1 0.24 11.0 10.0 11.5 11.7 b5 発明例 b5 0.0171 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 1.0 1 0.24 10.0 - 10.3 0.0 - 比較例 b6 0.0455 1.0 50 10 2.0 50 25 50 1 0.24 12.5 25.0 12.7 23.3 b5 発明例 b7 0.0565 1.0 50 15 5.0 50 10 50 1 0.24 12.9 29.0 13.7 33.0 b5 発明例 b8 0.0799 1.0 50 20 10 100 5 50 1 0.24 13.5 35.0 13.4 30.1 b5 発明例 cl 0.3010 0.02 1.2 0.7 0.9 1.2 1.3 60 1 0.13 3.9 5.4 3.3 57.1 c3 発明例 c2 0.0284 0.02 1.1 0.05 0.05 2.5 22 55 1 0.13 3.7 0.0 5.2 147.6 c3 発明例 c3 0.0023 0.02 0.02 0.02 0.02 0.02 1.0 1.0 20 0.13 3.7 - 2.1 - 比較例 c4 0.1020 0.02 10 0.7 0.03 10 333 500 1 0.13 5.0 35.1 6.7 219.0 c3 発明例 c5 0.1110 0.02 10 1.5 0.02 10 500 500 1 0.13 5.5 48.6 6.6 214.3 c3 発明例 c6 0.2740 0.02 10 3.0 1.0 10 10 500 1 0.13 5.4 45.9 6.1 190.5 c3 発明例
表 2— 2
dl 0.0860 0.04 80 40 15 80 5 2000 3 0.15 5.0 78.6 7.4 19.4 d5 発明例 d2 0.0691 0.04 40 20 5 60 8 1000 10 0.15 5.2 57.6 6.7 63.4 d6 発明例 d3 0.0490 0.04 30 20 0.5 60 60 750 20 0.15 5.3 55.9 4.5 87.5 d7 発明例 d4 0.0363 0.04 20 5 0.1 40 200 500 35 0.15 5.8 52.6 3.1 55.0 d8 発明例 d5 0.0011 0.04 0.04 0.04 0.04 0.04 1.0 1.0 3 0.15 2.8 - 6.2 - 比較例 d6 0.0012 0.04 0.04 0.04 0.04 0.04 1.0 1.0 10 0.15 3.3 一 4.1 - 比較例 d7 0.0010 0.04 0.04 0.04 0.04 0.04 1.0 1.0 20 0.15 3.4 一 2.4 - 比較例 d8 0.0011 0.04 0.04 0.04 0.04 0.04 1.0 1.0 35 0.15 3.8 一 2.0 一 比較例 d9 0.0660 0.04 300 5 0.08 300 3750 7500 20 0.15 5.9 73.5 7.2 200.0 d8 発明例 dlO 0.0695 0.04 300 10 0.90 300 333 7500 20 0.15 6.3 85.3 7.6 216.7 d8 発明例 dll 0.0944 0.04 300 50 3 300 100 7500 20 0.15 6.4 88.2 7.4 208.3 d8 発明例 el 0.0383 0.1 0.8 0.2 0.1 1.0 8 8 1 0.22 10.0 9.9 11.9 11.2 e3 発明例 e2 0.1010 . 0.1 1000 100 5 1500 200 10000 1 0.22 11.4 25.3 11.5 7.5 e3 発明例 e3 0.0033 0.1 0.1 0.1 0.1 0.1 1.0 1.0 1 0.22 9.1 - 10.7 一 比較例 fl 0.0310 2.0 1500 10 2.0 3000 750 750 1 0.26 14.1 15.6 13.2 0.0 f2 発明例 f2 0.0025 2.0 2.0 2.0 2.0 2.0 1.0 1.0 1 0.26 12.2 - 13.2 - 比較例 gl 0.0193 0.5 10 1.0 0.5 10 20 20 1 0.33 21.0 5.0 14.4 1.4 g2 発明例 g2 0.0023 0.5 0.5 0.5 0.5 0.5 1.0 1.0 1 0.33 20.0 一 14.2 - 比較例 hi 0.0073 2.0 4.0 3.0 2.5 4.0 1.6 2.0 1 0.17 7.0 37.3 7.8 2.6 h2 発明例 h2 0.0040 2.0 2.0 2.0 2.0 2.0 1.0 1.0 1 0.17 5.1 - 7.6 - 比較例 il 0.0987 0.8 200 10 2.0 200 100 250 1 0.18 8.6 38.7 9.4 11.9 i4 発明例 i2 0.0959 0.8 40 10 2.0 40 20 50 1 0.18 7.8 25.8 9.9 17.9 i4 発明例 i3 0.0256 0.8 0.8 0.8 0.8 0.8 1.0 1.0 1 0.18 6.2 - 8.4 - 比較例
産業上の利用の可能性
本発明は、 容器の耐変形性、 缶成形性の一方を犠牲にすることなく両立して著 しく向上できる極薄容器用鋼板を高生産性にて得ることが可能となる。 また、 本 発明によれば、 缶胴にビ一ドを形成した缶において、 例えば素材を薄手化した上 に凹凸加工の加工量も小さくできるため、 缶の軽量化のみならず耐食性の改善も 可能となる。 このため、 飲料缶、 食品缶などに代表される容器用の鋼板として適 用できる。

Claims

請求の範囲
1. 極薄容器用の鋼板であって、
質量％で、 C ： 0. 0800 %以下、 N： 0. 600 %以下、 S i ： 2. 0 % 以下、 Mn ： 2. 0 %以下、 P ： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ：
2. 0%以下を含有し、
直径 1 zm以下 0. 02 ^m以上の窒化物が、 鋼板の表層 1 Z 8厚さ内に数密 度 0. 2個/^ m3以上で存在する領域を有し、 かつ、 下記 （A) 式を満足する。
(鋼板の板厚 1 / 8位置での数密度） > (鋼板の板厚 1 Z4位置での数密度） · · · (A)
2. 極薄容器用の鋼板であって、
質量％で、 C ： 0. 0800 %以下、 N： 0. 600 %以下、 S i ： 2. 0 % 以下、 Mn ： 2. 0 %以下、 P ： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ：
2. 0 %以下を含有し、
直径 l zm以下 0. 02 m以上の窒化物が、 下記 （B) 式を満足する。
(鋼板の板厚 1Z20位置での数密度） / (鋼板の板厚 1Z 4位置での数密度）
>1. 5 · · · (B)
3. 請求項 1または 2に記載の極薄容器用の鋼板であって、
鋼板の板厚 1/4位置での、 直径 1 /11以下0. 02 以上の窒化物の数密 度が 10個// im3以下である。
4. 請求項 1または 2に記載の極薄容器用の鋼板であって、
鋼成分として、 更に質量％で、 T i ： 0. 08 %以下、 N b： 0. 08 %以下、 B ： 0. 015%以下、 C r : 2. 0 %以下の 1種または 2種以上を含有する。
5. 請求項 1または 2に記載の極薄容器用の鋼板であって、
鋼成分として、 更に質量％で、 Sn、 Sb、 Mo、 Ta、 V、 Wの合計で 0 1 %以下を含有する (
6. 請求項 1または 2に記載の極薄容器用の鋼板であって、
鋼成分の残部が F eおよび不可避的不純物である。
7. 極薄容器用の鋼板の製造方法であって、
質量％で、 C： 0. 0800 %以下、 N： 0. 0300 %以下、 S i ： 2. 0 % 以下、 Mn ： 2. 0 %以下、 P ： 0. 10%以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ： 2. 0%以下を含有する鋼を、 冷延後、 再結晶焼鈍と同時、 または、 再結晶焼鈍 後に窒化処理を行い、 鋼板の表層 1Z 8厚さ内に、 直径 l ^m以下 0. 0 2 urn 以上の窒化物が数密度 0. 2個/ m3以上で存在する領域を形成し、 かつ、 鋼板 中の Nを質量％で 0. 600 %以下とする。
8. 極薄容器用の鋼板の製造方法であって、
質量％で、 C： 0. 0800 %以下、 N： 0. 0300 %以下、 S i ： 2. 0 % 以下、 Mn ： 2. 0%以下、 P ： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ： 2. 0%以下を含有する鋼を、 冷延後、 再結晶焼鈍と同時に、 または、 再結晶焼 鈍後に窒化処理を行い、 鋼板の表層 1Z8厚さ内に、 直径 1 zm以下 0. 02 / m以上の窒化物について、 下記 （B) 式を満足し、 かつ、 鋼板中の Nを質量％で 0. 600 %以下とする。
(鋼板の板厚 1/20位置での数密度） Z (鋼板の板厚 1Z 4位置での数密度） >1. 5 · · · (B)
9. 極薄容器用の鋼板の製造方法であって、
質量％で、 C： 0. 0800 %以下、 N： 0. 0300 %以下、 S i ： 2. 0 % 以下、 Mn ： 2. 0 %以下、 P ： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ： 2. 0%以下を含有する鋼を、 冷延後、 再結晶焼鈍と同時に、 または、 再結晶焼 鈍後に窒化処理を行い、 直径 l ^m以下 0. 02 m以上の窒化物について、 下 記 （C) 式を満足し、 かつ、 鋼板中の Nを質量％で 0. 600 %以下とする。 (窒化処理後の鋼板の板厚 1/20位置での数密度） / (窒化処理前の鋼板の 板厚 1Z20位置での数密度） >1. 5 · · · (C)
10. 請求項 7乃至請求項 9のいずれかに記載の極薄容器用の鋼板の製造方法で あって、
質量％で、 C： 0. 0800 %以下、 N： 0. 0300 %以下、 S i ： 2. 0 % 以下、 M n ： 2. 0 %以下、 P ： 0. 10 %以下、 S ： 0. 05 %以下、 A 1 ：
2. 0%以下、残部として、 F eおよび不可避的不純物を含有する鋼を、冷延後、 再結晶焼鈍と同時に、 または、 再結晶焼鈍後に窒化処理を行い、 鋼板の板厚 1Z 4位置での、 直径 l ^m以下 0. 02 以上の窒化物の数密度が 10個 Z^ m3 以下であり、 かつ、 鋼板の Nを質量％で 0. 600%以下とする。
1 1. 請求項 7乃至請求項 9のいずれかに記載の極薄容器用の鋼板の製造方法で あって、
再結晶焼鈍と同時に、 または、 再結晶焼鈍後に窒化処理を行なうに際し、 板温 度が 550〜800°Cの状態で、 アンモニアガスを 0. 02%以上含有する雰囲 気中に 0. 1秒以上、 360秒以下保持し、 窒化処理の後、 550°C以上の温度 域で温度と時間の積を 48000 00·秒）以下とするか、 550°Cから 300°C までの平均冷却速度を 10°CZ秒以上とする。
12. 請求項 7乃至請求項 9のいずれかに記載の極薄容器用の鋼板の製造方法で あって、
再結晶焼鈍の後、 窒化処理前または窒化処理後に、 圧下率が 20%以下の再冷 延を行う。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2003221A1 (en) * 2006-04-04 2008-12-17 Nippon Steel Corporation Very thin hard steel sheet and method for producing the same
EP2050834A1 (en) * 2006-08-11 2009-04-22 Nippon Steel Corporation Dr steel sheet and process for manufacturing the same
US9689052B2 (en) 2009-05-18 2017-06-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Very thin steel sheet and production method thereof
JP2021139046A (ja) * 2020-03-06 2021-09-16 ティッセンクルップ ラッセルシュタイン ゲー エム ベー ハー 包装用板金製品

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101591755B (zh) * 2009-07-14 2011-06-15 武汉钢铁(集团)公司 酸性食品罐用镀锡原板及其制造方法
DE102015122453B4 (de) * 2015-12-21 2019-01-24 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Erzeugung einer feinkörnigen Oberflächenschicht in einem Stahlflachprodukt und Stahlflachprodukt mit einer feinkörnigen Oberflächenschicht
CN106086643B (zh) * 2016-06-23 2018-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种高强高延伸率的镀锡原板及其二次冷轧方法
KR102045654B1 (ko) 2017-12-26 2019-11-15 주식회사 포스코 고온 특성과 상온 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
MY196469A (en) * 2018-12-20 2023-04-12 Jfe Steel Corp Steel Sheet for Cans and Method of Producing Same

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003313637A (ja) * 2002-02-19 2003-11-06 Nippon Steel Corp 加工性、めっき性および靱性に優れた微細組織を有する高強度鋼板及びその製造方法
JP2004218061A (ja) * 2002-11-21 2004-08-05 Nippon Steel Corp 耐変形性が著しく良好な容器用鋼板およびその製造方法
JP2004323905A (ja) * 2003-04-24 2004-11-18 Nippon Steel Corp 缶特性が著しく良好な極薄容器用鋼板およびその製造方法
JP2004323906A (ja) * 2003-04-24 2004-11-18 Nippon Steel Corp 部分異材質容器用鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3105380B2 (ja) * 1993-06-21 2000-10-30 新日本製鐵株式会社 耐デント性ならびに耐面ひずみ性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JP3777049B2 (ja) * 1998-04-30 2006-05-24 新日本製鐵株式会社 耐デント性ならびに耐面ひずみ性に優れた深絞り用ｂｈ冷延鋼板の製造方法
JP2001107189A (ja) * 1999-10-06 2001-04-17 Nippon Steel Corp コイル内の材質の均質性に優れる極薄鋼板およびその製造方法
JP4299859B2 (ja) * 2003-12-09 2009-07-22 新日本製鐵株式会社 容器用鋼板およびその製造方法
CN1910296B (zh) * 2004-01-19 2011-08-31 新日本制铁株式会社 用于容器中的钢板及其制造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003313637A (ja) * 2002-02-19 2003-11-06 Nippon Steel Corp 加工性、めっき性および靱性に優れた微細組織を有する高強度鋼板及びその製造方法
JP2004218061A (ja) * 2002-11-21 2004-08-05 Nippon Steel Corp 耐変形性が著しく良好な容器用鋼板およびその製造方法
JP2004323905A (ja) * 2003-04-24 2004-11-18 Nippon Steel Corp 缶特性が著しく良好な極薄容器用鋼板およびその製造方法
JP2004323906A (ja) * 2003-04-24 2004-11-18 Nippon Steel Corp 部分異材質容器用鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1806420A4 *

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2003221A1 (en) * 2006-04-04 2008-12-17 Nippon Steel Corporation Very thin hard steel sheet and method for producing the same
EP2003221A4 (en) * 2006-04-04 2014-12-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp VERY THIN STEEL OF HARD STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
EP2050834A1 (en) * 2006-08-11 2009-04-22 Nippon Steel Corporation Dr steel sheet and process for manufacturing the same
EP2050834A4 (en) * 2006-08-11 2010-09-29 Nippon Steel Corp DR STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
US9689052B2 (en) 2009-05-18 2017-06-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Very thin steel sheet and production method thereof
JP2021139046A (ja) * 2020-03-06 2021-09-16 ティッセンクルップ ラッセルシュタイン ゲー エム ベー ハー 包装用板金製品
JP7303234B2 (ja) 2020-03-06 2023-07-04 ティッセンクルップ ラッセルシュタイン ゲー エム ベー ハー 包装用板金製品

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