WO2008018531A1 - Tôle d'acier pour emboutissage et procédé de fabrication de celle-ci - Google Patents

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rolling
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Hiroshi Nishida
Shigeru Hirano
Takahiro Aitoh
Seiichi Tanaka
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Nippon Steel Corporation
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    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N

Definitions

  • the present invention relates to DR (Double Open for EOE), which can easily open a part of a can lid used for a wide range of uses such as beverage cans, general food cans and the like.
  • DR Double Open for EOE
  • Reduced 0 or less abbreviated as DR
  • This application is based on Japanese Patent Application No. 2006-219066 and is incorporated herein by reference. Background
  • Can lids having an easy open function are widely used as can lids for metal cans.
  • This kind of can lid is roughly classified into a partial open type can lid mainly used for beverage cans and a full open type can lid mainly used for food cans.
  • an easy-open can lid is widely used in which the opening formed in the panel of the can lid is broken and opened by pulling up a tab fixed by a rivet mechanism.
  • the body of the easy open can lid is formed with a lever having no easy open function, and the lid is formed with no rivet, rivets and an opening guide groove.
  • the opening guide groove is formed by using a processing tool having a blade-like projection having a predetermined opening contour and a depth of 1/2 or more of the lid plate thickness from the surface side of the can lid. This is done by pressing with high load / load so that the opening guide groove is formed.
  • the rivet is formed by a combination of overhanging and drawing.
  • a rivet mechanism is formed by inserting the formed rivet into a hole provided in the tab and performing caulking.
  • Patent Document 3 which makes it easy to make the lid and improve the openability, utilizes B oxide. It is said that the opening of the can is facilitated by having a void origin in the steel sheet, and that the rivet formability is not degraded by limiting the B oxide size. However, since impurities such as oxides present in the steel are the starting points of fracture due to processing, they may not lead to an essential solution. Although such proposals have been made, in reality, thin hard materials have not been able to withstand practical use because cracks occur in the riveting process.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 63-109121
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 64-015326
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 10-251799
  • Patent Document 4 FR9004264
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is a DR steel sheet excellent in rivet workability capable of processing EOE with production equipment in a conventional two-stage rivet forming process, and manufactured at low cost. It is an object to provide a manufacturing method for this purpose.
  • the DR steel sheet of the present invention has mass% as its steel component, C: 0.02% to 0.06%, Si: 0.03% or less, Mn: 0.05% to 0.5%, P: 0.02% or less, S: 0.02% A1: 0.0 2% to 0.10%, N: 0.008% to 0.015%, the remaining iron and unavoidable impurity power in steel sheet N (Ntotal—NasAIN) is 0.006% or more, aging The total elongation value in the rolling direction after the treatment is 10% or more, the total elongation value in the sheet width direction after the aging process is 5% or more, and the average Rankford value after the aging treatment is 1.0 or less.
  • the amount of solute N is preferably 0.008% or more, and more preferably 0.009% or more.
  • the manufacturing method of the DR steel sheet of the present invention is mass% as a steel component, C: 0.02% to 0.06%, Si: 0.03% or less, Mn: 0.05% to 0.5%, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, A1: 0.02% to 0.10%, N: 0.008% to 0.015%, and the amount of solute N (Ntotal—NasAIN) in the steel plate consisting of the remaining iron and unavoidable impurities is 0.006% or more.
  • the steel slab is heated to 1200 ° C or higher and hot-rolled at a finishing temperature not lower than the Ar3 transformation point; After the pickling, cold rolling with a rolling rate of 80% or more is performed; annealing at a recrystallization temperature or more and less than an Acl transformation point; and temper rolling with a rolling rate of 6% to 15%.
  • the conventional thin continuous annealing DR steel sheet requires a rivet forming process of three or more stages
  • the DR steel sheet of the present invention is devised in terms of the composition and manufacturing method of the steel sheet and further subjected to an aging treatment.
  • an aging treatment By defining the elongation in the subsequent rolling and width directions and the Rankford value after aging treatment, it is possible to form rivets in two stages.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view after the first stage of rivet molding.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view after the second stage of rivet molding.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view after rivet caulking, where symbol t indicates a tab and symbol d indicates a rivet diameter.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between solute N and the Rankford value.
  • the present invention limits the steel components, secures all elongation values in the rolling direction and the sheet width direction after aging treatment, and reduces the average rankford value after aging treatment, and its inexpensive DR steel plate. Related to a manufacturing method.
  • FIG. 1 shows the cross-sectional view after the first stage overhang molding
  • Figure 2 shows the cross-sectional view after the rivet molding by the second stage drawing
  • the rivet obtained by caulking with the tab after rivet molding
  • Figure 3 shows a cross-sectional view of the mechanism.
  • the rivet molding requires characteristics for following processing.
  • the inventors have found that if the total elongation value in the rolling direction after the aging treatment is 10% or more and the total elongation value in the sheet width direction after the aging treatment is 5% or more, the rivet molding can be easily followed. To I got it.
  • the reason for following rivet molding is not clear despite the fact that the total elongation value in the sheet width direction is small compared to the rolling direction.
  • the reason for this is that the rivet molding includes drawing and the effect of the Rankford value is considered. That is, it is known that a steel sheet having an average Rankford value of 1.0 or less as in the present invention has a higher rank ford value in the sheet width direction than in the rolling direction. Therefore, in the processing in the plate width direction, the total elongation and the rank fore value may act in a complementary manner and have the same ductility as the rolling direction.
  • the first step is stretched or the second step is drawn. Material breakage occurs during molding.
  • the rivet diameter is important in caulking with a tab. If the rivet diameter is small, there will be a problem that the tab will come off.
  • the inventors of the present invention compared the properties of the steel sheet with the tabs caulked and the steel sheet with the tabs removed, and as a result, they found that the average Rankford values after aging treatment were different from each other. If the average Rankford value exceeds 1.0, the rivet diameter will decrease, but if it is less than 1.0, the rivet diameter will increase and the tab will not come off.
  • the aging treatment can be performed at 180 to 220 (200 to 210) degrees 7 to 30 minutes, and the conditions for the aging treatment in the evaluation test were 210 degrees C and 30 minutes.
  • C is one of the factors governing crystal grain growth, and the amount added is small! / Grain coarsening and grain growth during annealing are promoted, and the average rankford value (r value) of the steel sheet increases. Therefore, to make the r value less than 1.0, the lower limit of the C content must be 0.02%.
  • the larger the amount of C the finer the crystal grains and the more cementite precipitates in the steel. These fine grains and cementite precipitates are the starting points for void formation in the tensile test, and facilitate the propagation of cracks and reduce the total elongation of the product plate. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.6%.
  • Mn is a useful element that fixes S and prevents red heat brittleness during hot rolling. In order to exert this effect, it is essential to add more than double S, so if S is less than 0.02%, the lower limit of Mn must be 0.05%. On the other hand, in steel sheets with a large amount of Mn in the steel, the crystal grains are likely to become finer and harder and lower in total elongation. In addition, the heat treatment causes Mn concentration on the surface layer of the steel sheet and the corrosion resistance deteriorates, so the upper limit of Mn is set to 0.5%.
  • P Like Mn, P also works to harden the steel sheet, lower the total elongation, and deteriorate the corrosion resistance. In particular, if the P content exceeds 0.02%, segregation at the grain boundaries becomes prominent and the steel sheet becomes brittle, making it difficult to obtain the required total elongation. Therefore, the upper limit is set to 0.02%.
  • S exists as an inclusion and is a harmful element that causes a decrease in total elongation and deterioration of corrosion resistance.
  • it is an element that is inevitably mixed at the time of fertility, and if it is a small amount, there is no practical problem.
  • A1 is an element necessary as a deoxidizer during melting, and is a preferred element that increases the cleanliness of steel sheets! Therefore, the amount added must be sufficient to exclude oxygen in the steel.
  • the lower limit is set to 0.02%.
  • excess A1 after deoxidation combines with N in the steel to form A1N precipitates, reducing the total elongation value and generating surface defects caused by alumina clusters, etc. The upper limit.
  • N is the most important production factor, and acts as a solute N on the steel sheet to exert the effect of the present invention.
  • N is a solid solution strengthening element superior to P, and has the advantage of not deteriorating corrosion resistance like P. In addition, it has an effect of lowering the average rankford value of the product plate by acting on the aggregate structure important for the present invention.
  • the content exceeds 0.015%, the steel sheet becomes extremely brittle, the total elongation is lost, and slab cracking during continuous forging and nest defects due to gas generation tend to occur. Therefore, the power to set the N upper limit to 0.015%
  • the upper limit is preferably 0.010%.
  • the composition of the DR steel sheet for EOE of the present invention in mass% is C: 0.02% to 0.06%, Si: 0.03% or less, Mn: 0.05% to 0.5%, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, A1: Force required to contain 0.02% to 0 ⁇ 10%, ⁇ : 0.008% to 0.015%
  • the steel slab used as a rolling raw material is not limited, In order to minimize macro segregation of a component, what is obtained by a continuous forging method is preferable.
  • This continuous forged steel slab does not necessarily need to be cooled before hot rolling, and it is desirable that the continuous forged steel slab be directly sent to hot rolling after forging and inserted into a heating furnace. This is, This is to avoid a situation in which the solid solution N that can be used is reduced by cooling the billet.
  • the detailed mechanism is not clear, it has been found that when the slab is cooled and reheated, the lower the temperature, the lower the solute N. Therefore, when reheating a cold piece, it is close to the situation at the time of forging! / In the present invention where it is desirable to apply a heating temperature at the upper limit of the process capability! /, At least 1200 ° C or more It is necessary to reheat at the heating temperature.
  • the hot rolling finish rolling is performed with the steel slab temperature maintained at or above the Ar3 transformation point.
  • a uniform and fine hot-rolled structure can be obtained by rolling above the transformation point, and by suppressing strain-induced precipitation of A1N, it becomes easy to secure a stable and large amount of solute N in the hot-rolling stage.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in this way is descaled by pickling and further cold-rolled. If the cold rolling rate is less than 80%, continuous annealing! / Is marked! /, Grain growth may occur and the average rank Ford value may exceed 1.0. Accordingly, the cold rolling reduction ratio is more preferably 85% to 95%, which is preferably 80% or higher.
  • the recrystallization treatment after cold rolling is performed in an annealing furnace.
  • the annealing temperature exceeds the Acl transformation point, significant grain growth occurs and the average rank ford value of the product plate exceeds 1.0, so the upper limit of the annealing temperature is set to 700 ° C.
  • the lower limit is made the recrystallization temperature or more.
  • Secondary cold rolling after annealing is an important production factor of the present invention after solute N.
  • a rolling reduction ratio of 6% to 15% is applied to the continuously annealed steel sheet of the present invention containing solute N in an amount of 0.006% or more.
  • the anisotropy of the elongation of the steel sheet that is, the elongation of 10% or more in the rolling direction and 5% or more in the sheet width direction can be secured.
  • the detailed mechanism is not clear, if the solid solution N in the steel is 0.006% or more, there is a possibility that it acts on the density and movement of dislocations generated by rolling to suppress cell formation.
  • the lower limit is 6%, and rolling below this level increases the total elongation, but loses the stable rolling property and makes it impossible to secure the flatness of the steel plate necessary for coating and continuous lid formation.
  • the rolling reduction exceeds 15%, the anisotropy of the elongation of the steel sheet increases and the dislocation cellization progresses, and the total elongation in the sheet width direction becomes less than 5%.
  • the steel plate that has undergone the above-described process is defined as the final product. Although the thickness of the final product is not particularly defined, the total elongation value increases as the plate thickness is increased. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.20 mm in consideration of the can cost after canning.
  • the plate thickness is less than 0.14 mm, problems tend to occur in the processability and strength of the lid, so it is preferable to set the practical lower limit to 0.14 mm.
  • the surface treatment of the steel plate is not limited as long as it can be applied to a normal steel plate for cans. That is, tin plating, chromium plating, nickel plating, and a combination of them. Further, the present invention can be applied to a pre-coated steel sheet that can be made by painting or sticking an organic resin film on the steel sheet.
  • Table 1 shows the components, characteristics of the steel sheet and rivet workability
  • Table 2 shows the manufacturing conditions, steel sheet characteristics and rivet workability.
  • the manufacturing conditions of the present invention examples of steel materials shown in Table 1 are as follows: Steel slab heating temperature 1211 ° C ⁇ ; 124 8 ° C, Hot rolling finishing temperature 851 ° C ⁇ 896 ° C, Cutting temperature 546 ° C ⁇ 599 ° C, cold rolling ratio 88.2% ⁇ 92.6%, continuous annealing temperature 642 ° C ⁇ 686 ° C, temper rolling ratio 6% ⁇ ; 15%, product thickness is 0.160mm ⁇ 0.200mm.
  • the steel materials of the inventive examples shown in Table 2 were manufactured using the same steel pieces as those of the inventive example 2 described in Table 1.
  • the Ar3 transformation point of Invention Example 2 is 834 ° C.
  • Comparative Examples 23 to 28 are SR (Single Reduce; hereinafter abbreviated as SR) materials, and other Comparative Examples and Examples are DR steel plates having a product sheet thickness of 0.168 mm to 0.200 mm.
  • These steel sheets are subjected to electrolytic chromic acid treatment or chemical conversion treatment after Sn plating as surface treatment, followed by coating and baking (190 °) of dry film thickness ⁇ ⁇ in order of the outer surface equivalent surface and inner surface equivalent surface, respectively. C for 10 minutes).
  • the DR steel sheets of the present invention are devised in terms of the composition and manufacturing method of the steel sheets, and further rolled after aging treatment.
  • the direction and width direction elongation and the Rankford value after aging treatment rivet molding in two stages is possible.

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Description

明 細 書
DR鋼板およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、飲料缶あるいは一般食缶その他の幅広い用途に使用される缶蓋の一 部を人手により容易に開口できる EOE (Easy Open End。以下、 EOEと略記）用 の DR (Double Reduced0以下、 DRと略記）鋼板およびその製造方法に関する。 本出願は、特願 2006— 219066号を基礎出願とし、その内容を取り込む。 背景技術
[0002] 金属缶の缶蓋として、イージーオープン機能を有する缶蓋が広く使用されている。
この種の缶蓋は、主として飲料缶に使用されるパーシャルオープンタイプの缶蓋と、 主として食缶に使用されるフルオープンタイプの缶蓋とに大別される。いずれのタイ プも、缶蓋のパネルに形成された開口部を、リベット機構により固定されたタブを引き 上げることによって破断して開缶するイージーオープン缶蓋が広く使用されている。
[0003] イージーオープン缶蓋の本体には、イージーオープン機能を持たなレ、蓋には無レヽ 、リベット及び開口案内溝が形成される。
[0004] 開口案内溝の形成は、所定の開口部輪郭が形成された刃先状突起を持つ加工ェ 具を用いて、缶蓋の表面側より、蓋板の厚さの 1/2以上の深さの開口案内溝が形成 されるように高!/、荷重でプレスをかけることで行われる。
[0005] リベットは、張り出し加工と絞り加工との組合せにより形成する。そして、タブに設け られた穴に、形成したリベットを揷入し、さらにかしめ成型を行うことによりリベット機構 を形成する。
[0006] この種の、タブを引き上げて開缶するタイプのイージーオープン缶蓋の素材には、 ブリキ及び電解クロム酸処理鋼板に代表される表面処理鋼板およびアルミニウム板 が使用されている。内容物により、例えば果実缶などでは無塗装のブリキが使用され ることがあるものの、一般的には塗装された素材が使用される。
[0007] 缶胴や一般の缶蓋で進められてきているように、近年、イージーオープン缶蓋にお いても、素材費低減を図るために薄手硬質材の使用が検討されるようになった。例え ば下記特許文献 1に提案されているように、板厚を 0. 15mm以上かつ 0. 23mm未満 に限定すれば、イージーオープン開口時の曲げ抵抗が減じて開缶性が向上するとし たものがある。また、下記特許文献 2に提案されているように、極低炭素鋼より低炭素 鋼の方が成分的に望ましぐこれに箱焼鈍法と高めの圧下率 2〜； 10%を施せば開缶 性が向上するとしたものもある。
[0008] これらの文献は、一部にリベット加工への言及があるものの、主に開缶性の向上を 目的にしており、製蓋性への配慮が弱いという課題がある。この製蓋の容易さと開缶 性の向上とを両立させたとする下記特許文献 3は、 B酸化物を利用している。鋼板中 にボイドの起点を有することで開缶が容易になり、かつ B酸化物サイズを限定すること でリベット成型性の劣化はないとしている。し力、しながら、鋼中に存在する酸化物等の 不純物は加工による破壊の起点になるものであるから、本質的な解決に繋がらない 可能性がある。このような提案がなされてきたものの、実際には、薄手硬質材はリベッ ト成型工程で割れが発生するため、実用に耐えるものではなかった。一方、下記特 許文献 4に記述されるように、工程数を 3段以上の多段とし、曲げ曲げ戻し加工を利 用した複合張り出し加工が提案されている。このような多段の複合張り出し加工と薄 手硬質材とを組み合わせることにより、漸く薄手硬質材が実用されるに至った。
特許文献 1：特開昭 63— 109121号公報
特許文献 2：特開昭 64— 015326号公報
特許文献 3 :特開平 10— 251799号公報
特許文献 4： FR9004264号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0009] 上述したように、薄手硬質素材を使用する場合には、通常のリベット成型工程の張 り出し加工では割れが発生しやすい。これは、素材の伸び不足によるものと推定でき る力 これを補うために、多段の曲げ一曲げ戻し加工を利用した複合張り出し加工に よるリベット成型が必要であった。多段にすることで、限界絞り比を高める効果と、曲 げ曲げ戻し加工により素材を延ばす効果とが得られ、その結果、成型が可能になるも のと思われる。 [0010] ところ力 従来の生産設備では、 2段階の加工スペースしか有しておらず、 3段階以 上の多段化加工のためには、プレス機及び金型を全て新設する必要があり、多額の 投資を必要とする問題があった。
[0011] 本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、従来の 2段階のリベット成型 工程の生産設備で EOEを加工できるリベット加工性に優れた DR鋼板と、これを安価 に製造するための製造方法との提供を課題とする。
課題を解決するための手段
[0012] 本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討の結果、鋼成分を限定し、時 効処理後の圧延方向及び板幅方向の全伸び値を確保し、時効処理後の平均ランク フォード値を抑えた安価な DR鋼板とその安価な製造方法とを提供する。その要旨を 以下に示す。
(1)本発明の DR鋼板は、その鋼成分として mass%で、 C:0.02%〜0.06%、 Si: 0.03%以下、 Mn:0.05%〜0.5%、P:0.02%以下、 S:0.02%以下、 A1:0.0 2%〜0.10%、N:0.008%〜0.015%を含有し、残部鉄および不可避的不純物 力もなる鋼板中の固溶 N量（Ntotal— NasAIN)が 0.006%以上であり、時効処理 後の圧延方向の全伸び値が 10%以上、時効処理（aging process)後の板幅方向 の全伸び値が 5%以上、かつ、時効処理後の平均ランクフォード値が 1.0以下である
〇
なお、固溶 N量が多いほどランクフォード値が小さくなるので、固溶 N量は、 0.008 %以上とするのが好ましぐさらには 0.009%以上とするのがより好ましい。
(2)本発明の DR鋼板の製造方法は、鋼成分として mass%で、 C:0.02%〜0.06 %、 Si:0.03%以下、 Mn:0.05%〜0.5%、P:0.02%以下、 S:0.02%以下、 A1:0.02%〜0.10%、N:0.008%〜0.015%を含有し、残部鉄および不可避 的不純物からなる鋼板中の固溶 N量（Ntotal— NasAIN)が 0.006%以上であり、 時効処理後の圧延方向の全伸び値が 10 %以上、時効処理後の板幅方向の全伸び 値が 5%以上、かつ、時効処理後の平均ランクフォード値が 1.0以下である DR鋼板 を製造する方法である。この製造方法では、鋼片を 1200°C以上に加熱して Ar3変 態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し;捲取り温度 600°C以下で捲取り熱延鋼板とな し；酸洗後、圧延率が 80%以上の冷間圧延を施し；再結晶温度以上 Acl変態点未 満の焼鈍を施し;さらに調質圧延率 6%〜； 15%の DR圧延を施す。
発明の効果
[0013] 従来の薄手連続焼鈍 DR鋼板は、 3段以上のリベット成型工程が必要とされてきた のに対し、本発明の DR鋼板は、その鋼板成分組成及び製造方法を工夫し、さらに 時効処理後の圧延方向及び幅方向の伸びと、時効処理後のランクフォード値とを規 定することにより、 2段でのリベット成型を可能にしている。
その結果、省資源、省エネルギーで製造できる素材を使用し、新たに多額の設備 投資を行なう必要がなくなり、 EOEの製造工程においても省エネルギー化できること など、産業上有用な著しい効果を奏する。
図面の簡単な説明
[0014] [図 1]リベット成型第 1段後の断面図である。
[図 2]リベット成型第 2段後の断面図である。
[図 3]リベットかしめ加工後の断面図であり、符号 tがタブ、符号 dがリベット径を示す。
[図 4]固溶 Nとランクフォード値との関係を表したグラフである。
発明を実施するための最良の形態
[0015] 本発明の DR鋼板及びその製造方法の実施形態を以下に述べる。
なお、本発明は、鋼成分を限定し、時効処理後の圧延方向及び板幅方向の全伸 び値を確保し、時効処理後の平均ランクフォード値を抑えた安価な DR鋼板とその安 価な製造方法とに関する。
(機械的特性について）
本発明は、リベット成型を 2段階で行なうことを前提にしている。成型工程における 断面状態を以下に示す。 1段階目の張り出し成型後の断面図を図 1に、 2段階目の 絞り成型によるリベット成型後の断面図を図 2に、リベット成型後にタブとのかしめ成 型を行うことにより得られたリベット機構の断面図を図 3に示す。
[0016] 先ず、リベット成型におレ、ては、加工に追随するための特性が要求される。発明者 らは、時効処理後の圧延方向の全伸び値が 10%以上かつ時効処理後の板幅方向 の全伸び値が 5%以上であれば、リベット成型に無理なく追随することを見出すに至 つた。圧延方向に比して板幅方向の全伸び値が小さいにもかかわらずリベット成型に 追随する理由は明らかでない。し力もながら、その理由としては、リベット成型に絞り 成型が含まれておりランクフォード値の効果が考えられる。即ち、本発明のように平均 ランクフォード値が 1. 0以下の鋼板では、圧延方向に比して板幅方向のランクフォー ド値が大きくなることが知られている。よって、板幅方向の加工では、全伸びとランクフ オード値が相互補完的に作用して圧延方向と同様の延性を有している可能性がある
。一方、時効処理後の圧延方向の全伸び値が 10%未満又は時効処理後の板幅方 向の全伸び値が 5%未満の場合には、 1段階目を張り出し成型あるいは 2段階目を 絞り成型する時に材料の破断が発生する。
[0017] 更に、タブとのかしめ成型においては、リベット径が重要となる。リベット径が小さい 場合には、タブが外れてしまう問題が生じる。本発明者らは、タブがかしめられた鋼板 とタブが外れた鋼板との特性比較を行ない、その結果、両者では時効処理後の平均 ランクフォード値が互いに異なることを突き止めた。平均ランクフォード値が 1. 0超で はリベット径が小さくなつてしまうが、 1. 0以下ならばリベット径が大きくなつてタブが 外れてしまうことがない。その理由は明らかでないが、平均ランクフォード値が 1. 0以 下の場合には全伸び値の大きい圧延方向のランクフォード値が小さくなり、全伸び値 の小さい板幅方向のランクフォード値が大きくなつて鋼板の塑性流動性が等しくなり、 これにより均一かつ大きなリベット径が得られたのではな!/、かと推察される。薄手硬質 な鋼板のランクフォード値の測定は、鋼板のヤング率から算出する平均ランクフォー ド値のみ得られるため、圧延方向と板幅方向のランクフォード値推定は経験的なもの であるが、以上のことを見出して本発明に至った。
[0018] なお、一般的に時効処理は、 180〜220 (200〜210) °じ 7〜30分で行ゎれるカ 、評価試験における時効処理の条件は 210°C、 30分とした。
[0019] 次に、薄手の鋼板素材を安価に製造する方法である連続焼鈍 DR鋼板で、上述の 物性を発現させる方法が重要であり、その鋼成分、製造方法を以下に述べる。
(鋼成分について）
< C : 0. 02mass%〜0. 06mass% >
Cは結晶粒成長を支配する因子のひとつで、その添加量が少な!/、ほど熱延鋼板の 結晶粒の粗大化および焼鈍時の粒成長が促進して鋼板の平均ランクフォード値 (r値 )が高くなる。従って r値を 1. 0以下とするには C量の下限を 0. 02%にする必要があ る。一方、 C量が多いほど結晶粒が細粒化し、かつ鋼中にセメンタイトが多数析出す るようになる。この細粒およびセメンタイト析出物は、引張り試験においてボイド生成 の起点となり、クラックの伝播を容易にして製品板の全伸び値を小さくするので、 C量 の上限を 0· 06%とする。
[0020] < Si : 0. 03mass%以下〉
Siを多量に添加するとめつき性劣化および耐食性劣化などの問題を招くので、その 量は少ないことが望ましい。ただし精鍊時に不可避的に混入する元素であり、少量で あれば実用上の問題を生じないので、その上限を 0. 03%とする。特に優れた耐食 性が必要な場合は、 0. 02%以下にすることが望ましい。
< Mn : 0. 05〜0. 5mass% >
Mnは Sを固定し熱延中の赤熱脆性を防止する有用な元素である。この効果を発揮 させるには Sの倍以上の添加が必須なので、 S : 0. 02%以下の場合は、 Mnの下限 を 0. 05%にしなければならない。一方、鋼中に Mnが多量に固溶した鋼板では結晶 粒が微細化しやすくなり、硬質化や全伸び低下が進む。加えて熱処理によって鋼板 表層に Mn濃化があって耐食性劣化も進むので、 Mn上限を 0. 5%にする。
[0021] < P : 0. 02mass%以下〉
Mnと同様に、 Pにも鋼板を硬質化して全伸びを低下させ、耐食性を劣化させる働 きがある。特に P量が 0. 02%を越えると結晶粒界への偏析が顕著になって鋼板の脆 化が進み、所要の全伸び値が得難くなるので、その上限を 0. 02%とする。
< S : 0. 02mass%以下〉
Sは介在物として存在し、全伸びの低下や耐食性の劣化をもたらす有害な元素で、 その量は少ないほど望ましい。ただし、精鍊時に不可避的に混入する元素であり、少 量であれば実用上の問題を生じないので、その上限を 0. 02%とする。
[0022] <A1 : 0. 02mass%〜0. 10mass% >
A1は溶製時の脱酸剤として必要な元素であり、鋼板の清浄度を高める好まし!/、元 素である。従って、添加量は鋼中の酸素を排除するのに十分でなければならない。 A 1が少ないと不十分な脱酸となって鋼中に介在物が増加し、セメンタイトと同様に全伸 び低下を起こすので、下限を 0.02%とする。一方、添加量が多いと脱酸後の過剰な A1が鋼中の Nと化合して A1N析出物となり、全伸び値を小さくするとともにアルミナク ラスターなどに起因する表面欠陥を発生させるので 0.10%を上限とする。
<N:0.008mass%〜0.015mass%>
本発明において Nは最も重要な製造因子であって、固溶 Nとして鋼板に作用し本 発明の効果を発揮する。この固溶 Nは、固溶 Ni = Ntotal— NasAINで定義され、 鋼板に含まれる全 N量（ = Ntotal)から臭素エステルによる溶解法で測定された析出 N量（=A1N)を差引いた値として得られる。 Nは Pより優れた固溶体強化元素であつ て、 Pのように耐食性を劣化させない利点がある。加えて、本発明にとって重要な集 合組織に作用して製品板の平均ランクフォード値を低下させる効果を有する。ただし 、固溶 Nの効果は 0.006%未満では期待できないので、全 N量（ = Ntotal)の下限 は 0.008%とする。一方、 0.015%を越えると鋼板の脆化が著しく進んで全伸びが なくなり、かつ連続铸造時のスラブ割れやガス発生による巣欠陥が生じやすくなる。 従って N上限を 0.015%とする力 一連の製造工程における材質の安定性や良好 な歩留り確保などを考慮した場合、その上限は 0.010%にすることが望ましい。
[0023] (その他の化学成分）
本発明の EOE用 DR鋼板の成分としては mass%で C:0.02%〜0.06%、 Si:0. 03%以下、 Mn:0.05%〜0.5%、P:0.02%以下、 S:0.02%以下、 A1:0.02 %〜0· 10%、Ν:0.008%〜0.015%を含有することが必要である力 公知の溶 接缶用 DR鋼板中に一般的に存在する成分元素を含有してもよい。例えば Cr:0.1 0%以下、 Cu:0.20%以下、 Ni:0. 15%以下、 Mo:0.05%以下、: B:0.0020% 以下、 Ti、 Nb、 Zr、 Vなどの 1種または 2種以上を 0· 3%以下、あるいは Ca:0.01% 以下等の成分元素を目的に応じて含有させてもよい。
[0024] (製造条件について）
圧延素材となる鋼片は限定されないが、成分のマクロな偏析を最小限にするために 、連続铸造法で得られるものが好ましい。この連続铸造鋼片は、熱延前に必ずしも冷 却を必要とせず、铸造後熱延に直送して加熱炉に揷入することが望ましい。これは、 鋼片冷却によって利用可能な固溶 Nが少なくなる状況を避けるためである。詳細な 機構は明らかではないが、鋼片を冷却して再加熱した場合、その温度が低いほど固 溶 Nが少なくなることが判明している。従って冷片を再加熱する場合は、铸造時の状 況に近!/、工程能力上限の加熱温度を適用することが望ましぐ本発明にお!/、ては低 くとも 1200°C以上の加熱温度で再加熱する必要がある。
[0025] 熱延の仕上げ圧延は、鋼片温度を Ar3変態点以上に維持して行う。変態点以上圧 延により均一微細な熱延組織を得ることができ、かつ A1Nの歪み誘起析出を抑制す ることで、熱延段階において安定多量な固溶 Nの確保が容易になる。
[0026] 仕上げ圧延後は、水冷による強制冷却を行って A1Nの析出を低減させる。本発明 では、熱延段階で固溶 Nを多量に確保する必要があるため、仕上げ圧延後の冷却 は可及的速やかに行い、さらに捲取り温度を 600°C以下にする。これは、鋼中で脱 酸に使用されなかった固溶 A1が Ar3変態点直下から 600°C超の温度域で Nと化合し やすぐ A1N生成が進んで固溶 Nが減少する状況を回避するためで、この温度域を 短時間で通過することが固溶 N確保の上で極めて望ましいからである。
[0027] このようにして得られた熱延鋼板を酸洗で脱スケールし、さらに冷間圧延を施す。冷 間圧延率が 80%未満では、連続焼鈍にお!/、て著し!/、粒成長が起こって平均ランク フォード値が 1. 0を超える場合がある。従って冷延圧下率はやや高めの 80%以上が 好ましぐ 85%〜95%とするのがより好ましい。
[0028] 冷延後の再結晶処理は焼鈍炉でおこなう。焼鈍温度が Acl変態点を超えると著し い粒成長が生じて製品板の平均ランクフォード値が 1. 0以上になるので、焼鈍温度 上限を 700°Cとする。一方、再結晶温度以下では冷延組織が残留して全伸びが確 保できないので下限を再結晶温度以上とする。
[0029] 焼鈍後の二次冷間圧延、は固溶 Nに次いで本発明の重要な製造因子である。固 溶 Nを 0. 006%以上含む本発明の連続焼鈍鋼板に、圧下率 6%〜； 15%を施す。こ の条件であれば、加工強化による全伸び値の劣化が抑制され、かつ鋼板の伸びの 異方性、即ち圧延方向 10%以上と板幅方向 5%以上の伸びが確保可能となる。詳細 な機構は明らかではないが、鋼中の固溶 Nが 0. 006%以上の場合、圧延によって生 成する転位の密度 ·移動に作用してセル化を抑制している可能性がある。最適な圧 下率下限は 6%で、これを下回る圧延では全伸びは高くなるものの安定圧延性が失 われて塗装および連続製蓋に必要な鋼板の平坦度が確保できなくなるためである。 一方、圧下率が 15%を越えると鋼板の伸びの異方性が増大し転位のセル化が進ん で板幅方向の全伸びが 5%未満となるため、圧下率上限は 15%としなければならな い。上述した工程を経た鋼板を最終製品とする。最終製品の板厚については特に定 めないが、全伸び値は板厚を厚くするほど大きくなるので、製缶後の缶体コストを考 慮して上限を 0. 20mmとするのが好ましい。板厚が 0. 14mm未満では蓋の加工性 および強度不足に問題が生じやすくなるので、実用下限を 0. 14mmとするのが好ま しい。鋼板の表面処理としては、通常の缶用鋼板に適用されるものであれば制約は ない。即ち、錫めつき、クロムめつき、ニッケルめっき、およびそれらを複合的に組み 合せめつき、などである。また、これらめつき鋼板に塗装あるいは有機樹脂フィルムを 貼って製缶するようなプレコート鋼板にも、本発明は問題なく適用可能である。
実施例
[0030] 以下に、本発明の実施例を比較例と対比しながら説明する。表 1に成分、鋼板の特 性およびリベット加工性を示し、表 2に製造条件、鋼板の特性およびリベット加工性を 示した。表 1に示す鋼材の本発明例の製造条件は、鋼片の加熱温度 1211°C〜； 124 8°C、熱間圧延の仕上げ温度 851°C〜896°C、捲取温度 546°C〜599°C、冷間圧 延率 88. 2%〜92. 6%、連続焼鈍温度 642°C〜686°C、調質圧延率 6%〜； 15%で あり、製品板厚は 0. 160mm〜0. 200mmである。また、表 2に示す発明例の鋼材 は、表 1に記載された発明例 2と同じ鋼片を用いて製造した。発明例 2の Ar3変態点 は、計算式： Ar3 = 850— 660C— 120Μη+ 1770Ρ + 400Α1に mass%で表される 鋼成分 C : 0. 041 %, Mn : 0. 28%、P : 0. 012%, A1 : 0. 059%を代入して求めた 。発明例 2の Ar3変態点は 834°Cである。比較例 23〜28は、 SR (Single Reduce 。以下、 SRと略記)材であり、その他の比較例及び実施例は製品板厚 0. 168mm〜 0. 200mmの DR鋼板である。これらの鋼板には、表面処理として電解クロム酸処理 あるいは Snめっき後に化成処理を行い、ついで、外面相当面、内面相当面の順にそ れぞれ、乾燥膜厚 ΙΟ ΐηの塗装、焼付け（190°Cで 10分)を行った。
[0031] なお、リベット加工性は、 φ 301 (内径 74. 1mmの缶）のフルオープン EOEをリベッ ト成型 2工程で作成した。リベット成型工程での割れ発生の有無を目視で評価、さら にリベットかしめ工程でのリベット径を測定し、リベット加工性を総合評価した結果を 表 1及び表 2に示す。また、図 4に、固溶 Nとランクフォード値との関係をグラフに示す
[0032] 本発明の条件を満足する発明例はいずれもリベット加工性が良好であり、本発明の 効果が確認された。また、図 4に示されるように、鋼板に含まれる固溶 Nが 0. 006% 以上になると集合組織に強く作用して鋼板の平均ランクフォード値 1. 0以下になり、 高い DR圧延率を併用するとさらにランクフォード値の低下が大きくなる。
[0033] [表 1]
Figure imgf000013_0001
注) τン -ラ^部は発明範囲から外れることを示す,
[表 2]
Figure imgf000014_0001
産業上の利用可能性
従来の薄手連続焼鈍 DR鋼板は、 3段以上のリベット成型工程が必要とされてきた のに対し、本発明の DR鋼板は、その鋼板成分組成及び製造方法を工夫し、さらに 時効処理後の圧延方向及び幅方向の伸びと、時効処理後のランクフォード値とを規 定することにより、 2段でのリベット成型を可能にしている。 その結果、省資源、省エネルギーで製造できる素材を使用し、新たに多額の設備 投資を行なう必要がなくなり、 EOEの製造工程においても省エネルギー化できること など、産業上有用な著しい効果を奏する。

Claims

請求の範囲
鋼成分として mass%で、
C:0.02%〜0.06%、
Si:0.03%以下、
Mn:0.05%〜0.5%、
P:0.02%以下、
S:0.02%以下、
A1:0.02%〜0.10%、
Ν:0.008%〜0· 015%を含有し、
残部鉄および不可避的不純物からなる鋼板中の固溶 Ν量（Ntotal— NasAIN)が 0.006%以上であり、
時効処理後の圧延方向の全伸び値が 10 %以上、時効処理後の板幅方向の全伸 び値が 5%以上、かつ、時効処理後の平均ランクフォード値が 1.0以下である ことを特徴とする DR鋼板。
鋼成分として mass%で、
C:0.02%〜0.06%、
Si:0.03%以下、
Mn:0.05%〜0.5%、
P:0.02%以下、
S:0.02%以下、
A1:0.02%〜0.10%、
Ν:0.008%〜0· 015%を含有し、
残部鉄および不可避的不純物からなる鋼板中の固溶 Ν量（Ntotal— NasAIN)が 0.006%以上であり、
時効処理後の圧延方向の全伸び値が 10 %以上、時効処理後の板幅方向の全伸 び値が 5%以上、かつ、時効処理後の平均ランクフォード値が 1.0以下である DR鋼 板を製造する方法であって、
鋼片を 1200°C以上に加熱して Ar3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し； 捲取り温度 600°C以下で捲取り熱延鋼板となし； 酸洗後、圧延率が 80%以上の冷間圧延を施し； 再結晶温度以上 Ac 1変態点未満の焼鈍を施し； さらに調質圧延率 6%〜； 15%の DR圧延を施す; ことを特徴とする DR鋼板の製造方法。
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