WO2009116680A1 - 高強度缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度缶用鋼板およびその製造方法 Download PDF

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    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for cans that has high strength and does not cause slab cracking during continuous forging, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses that C: 0.07 to 0.20%, Mn: 0.50 to 1.50%, S: 0.025% or less, A1: 0. . 002-0 100%, N: rolled steel you containing 0.012% or less, by applying continuous annealing and tone, a method of proof stress to produce a 5 6 kgf / mm 2 or more steel plates are presented.
  • Patent Document 2 discloses a method of rolling and continuously annealing steel containing C: 0.13% or less, Mn: 0.70% or less, S: 0.005% or less, and N: 0.001% or less. There has been presented, the yield stress after baking are shown the steel sheet of approximately 65 kgf / mm 2 as the example.
  • Patent Document 3 C: 0.03 to 0.10%, Mn: 0.15 to 50%, S: 0.02% or less, A 1: 0.065%, N: 0.004 to 0.00.
  • a method for producing a steel sheet with a yield stress of 500 ⁇ 50 N / mm 2 by rolling and continuously adjusting the steel containing 010% is proposed.
  • Patent Document 4 states that a steel containing C: 0.1% or less and N: 0.001 to 0.015% is tempered by rolling, continuous annealing, over-aging treatment, and tempering degree T6 (HR30T hardness approx. 70 ) A method for producing steel plates up to now is presented.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-195073
  • Patent Document 2 JP 59-50125 A
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 62-30848
  • Patent Document 4 JP 2000-26921 A Currently, a steel plate having a yield strength of about 420 MPa is used for the can body of a three-piece can.
  • the steel sheet is required to have a thickness of several percent, and a yield strength of 450 MPa or more is required to maintain the strength of the can body in response to such a demand.
  • slab corners In addition, when making slabs by melting steel containing a lot of C or N, in the continuous forging process, the corners of the long and short sides (hereinafter referred to as slab corners) in the slab cross section are broken. May occur.
  • the slab In vertical bending and bending continuous forging machines, the slab is subjected to bending deformation and unbending deformation (vertical bending type only) at high temperatures. Steels rich in C and N have poor hot ductility, and cracks occur during this deformation. If cracks occur in the slab corner, surface grinding and other operations are required, which results in a decrease in yield and an increase in cost.
  • the above-described conventional high-strength steel plates contain a large amount of solid solution strengthening elements C and N, and there is a possibility of partial cracking in the slab corner in the continuous forging process. high.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and provides a steel plate for cans that has a yield strength of 450 MPa or more and that does not cause cracks at slab corners in a continuous forging process. With the goal. Disclosure of the invention The present inventors conducted intensive research to solve the above problems. As a result, the following knowledge was obtained.
  • a high-temperature tensile test was performed on a steel having the same composition as the steel in which slab corner cracks occurred, and when the fracture surface of the brittle cracks was observed with a scanning electron microscope, cracks occurred along the Fe grain boundaries. Presence of precipitates was observed on the grain boundaries. When this precipitate was analyzed, it was MnS and A1N. These compounds have poor deformability and are thought to have the effect of making the grain boundaries brittle. When the content of C and N is large, the grains are strengthened by solid solution strengthening, so it is difficult to stretch, and it is considered that cracks are easily caused by concentration of stress at brittle grain boundaries.
  • solid solution strengthening using solid solution strengthening elements such as N, solid solution strengthening with P and Mn, and grain refinement strengthening.
  • solid solution strengthening elements such as N
  • solid solution strengthening with P and Mn solid solution strengthening with P and Mn
  • grain refinement strengthening As a result, a yield strength of 450 to 470 MPa is obtained.
  • S and / or A1 content low, it is possible to prevent cracking at a part of the slab corner during continuous forging even though it contains a large amount of C and N.
  • the slab corner temperature in the region where the slab undergoes bending deformation or unbending deformation (hereinafter referred to as the straightening zone) during continuous forging.
  • the straightening zone the slab corner temperature in the region where the slab undergoes bending deformation or unbending deformation
  • a steel sheet for high-strength cans has been completed by managing components based on the above knowledge.
  • the percentages indicating the components of steel are all mass%.
  • the “high-strength steel plate for cans” is a steel plate for cans having a yield strength of 450 MPa or more.
  • the steel plate for cans of the present invention is a steel plate for high strength cans having a yield strength of 450 MPa or more.
  • the steel sheet for cans it is essential to achieve a strength of a predetermined level (yield strength of 450 MPa or more) after continuous annealing, temper rolling, and paint baking. Meet these characteristics
  • the amount of c added as a solid solution strengthening element is important, and the lower limit of the C content is 0.03%.
  • the upper limit is made 0.10%.
  • it is 0.04% or more and 0.07% or less.
  • Si is an element that increases the strength of steel by its solid solution strength, but if added in a large amount, corrosion resistance is significantly impaired. Therefore, it is set to 0.01% or more and 0.5% or less.
  • P is an element having a large solid solution strengthening ability, but if it is added in a large amount, corrosion resistance is significantly impaired. Therefore, the upper limit is set to 0.100%. On the other hand, dephosphorization cost becomes excessive to make P less than 0.001%. Therefore, the lower limit of P content is 0.001%.
  • S is an impurity derived from blast furnace raw material, but combines with Mn in steel to produce MnS. Precipitation of MnS at grain boundaries at high temperatures can cause embrittlement. On the other hand, Mn addition is necessary to ensure strength. It is necessary to reduce the amount of S to suppress MnS precipitation and prevent cracking at the slab corner. Therefore, the upper limit of the amount of S is 0.020%. Preferably, it is 0.005% or less. In addition, desulfurization costs are excessive to make S less than 0.001%. Therefore, the lower limit of S content is 0.001%.
  • A1 acts as a deoxidizer and is an element necessary to increase the cleanliness of steel.
  • A1 combines with N in the steel to form A1N. This, like MnS, segregates at the grain boundaries and causes high temperature brittleness.
  • N is contained in order to ensure strength, it is necessary to keep the A1 content low in order to prevent brittleness. Therefore, A1
  • the upper limit of the amount is 0.10%. Preferably, it is 0.04% or less.
  • steels with an A1 content of less than 0 ⁇ 0 1% may result in insufficient deoxidation. Therefore, the lower limit of the A1 amount is 0.01%.
  • N is an element that contributes to solid solution strengthening. In order to exert the effect of solid solution strengthening, it is desirable to add 0.05% or more. On the other hand, if added in a large amount, the hot ductility deteriorates, and even if the S content is regulated within the above range, slab corner cracks cannot be avoided. Therefore, the upper limit of N content is 0.012%.
  • Mn Mnf- ⁇ [mass 0/0] - 1 ⁇ 71 Mnf when the XS [wt%]: 0. 3 ⁇ 0 6 Mn increases the strength of steel by solid solution strengthening, the crystal grain size Make it smaller.
  • Mn combines with S to form MnS
  • the amount of Mn that contributes to solid solution strengthening is considered to be the amount obtained by subtracting the amount of Mn that can form MnS from the amount of added Mn.
  • Mnf Mn [mass. / 0 ] — 1. 71 XS [mass%].
  • the steel of the present invention does not contain a pearlite structure.
  • the pearlite structure is a structure in which a ferrite phase and a cementite phase are precipitated in a layered form.
  • voids crack due to stress concentration and the ductility in the temperature range below the transformation point decreases.
  • Three-piece beverage cans are necked to reduce the diameter of both ends of the can body 2009/056015 Processing may be performed. In addition to the necking process, flange processing is applied to tighten the lid. If the ductility at room temperature is insufficient, the steel sheet will crack during these severe processes. Therefore, in order to avoid a decrease in room temperature ductility, the structure should not include a pearlite structure.
  • Hot rolling can be performed according to a conventional method.
  • the thickness after hot rolling is not particularly specified, but it is preferably 2 mm or less in order to reduce the burden of cold rolling.
  • the finishing temperature is stipulated, but the finishing temperature is 850 to 930 ° C in order to obtain a uniform structure, and the scraping temperature is 550 to 650 to prevent excessive coarsening of the ferrite particle size. It is preferable to set to ° C.
  • Cold rolling is preferably performed at a rolling rate of 80% or more. This is to destroy the pearlite structure formed after hot rolling. If the cold rolling rate is less than 80%, the pearlite structure remains. Therefore, the rolling rate of cold rolling should be 80% or more.
  • the upper limit of the rolling rate is not specified, but an excessive rolling rate is preferably 95% or less because it causes an excessive load on the rolling mill and leads to defective rolling.
  • Annealing is performed after cold rolling.
  • the annealing temperature at this time should be less than the transformation point. If the annealing temperature is above the transformation point, an austenite phase is formed during annealing, and it transforms to a pearlite structure during the cooling process after annealing. Therefore, the annealing temperature should be less than the transformation point.
  • known methods such as continuous annealing and patch annealing can be used. After the annealing process, temper rolling, plating, etc. are performed according to conventional methods.
  • the obtained steel slab was reheated at a temperature of 1250 ° C, then hot-rolled in a finish rolling temperature range of 880 ° C to 900 ° C, and averaged 20-40 ° C / s until scraping
  • the sample was cooled at a cooling rate and cut in a scraping temperature range of 580 to 620 ° C.
  • the steel sheet was cold-rolled at a rolling reduction of 90% or more to produce a steel plate for cans having a thickness of 0.17 to 0.2 mm.
  • the obtained steel plate for cans was heated at 15 ° C / sec, and subjected to continuous annealing at the annealing temperatures shown in Table 1 for 20 seconds. Next, after cooling, temper rolling was performed at a rolling rate of 3% or less, and ordinary chromium plating was continuously applied to obtain tin-free steel.
  • the plated steel sheet (tin-free steel) obtained as described above was subjected to a heat treatment equivalent to 210 ° C for 20 minutes and then subjected to a tensile test. Specifically, the steel sheet was processed into a JIS No. 5 test piece to obtain a tensile test piece, which was measured at 10 mm / min using an instrument type tester and the yield strength was measured.
  • a notch tensile test was also conducted to evaluate the cold ductility.
  • the steel sheet was processed into a tensile test piece with a width of 12.5 mm, a parallel part length of 60 mm, and a target distance of 25 thighs, and a V-notch with a depth of 2 mm was added to both sides of the parallel part for tensile testing. Provided. Elongation at break of 5% or more was accepted: ⁇ , and less than 5% was rejected: X.
  • the steel sheet cross section was polished, the grain boundaries were etched with nital, and the structure was observed with an optical microscope.
  • Nos. 9 and 10 of the comparative examples are insufficient in strength because they have less Mnf and N, respectively.
  • No. 11 and 12 have a large amount of S and A1 respectively, so that No. 13 and 14 have slab corner surface temperatures in the upper and lower straightening bands that exceed 800 ° C outside the scope of the present invention. Cracks occurred at the slab corner because it was in the region below ⁇ 900 ° C.
  • No. 15 has a structure containing pearlite at room temperature because the annealing temperature is above the transformation point, and the room temperature ductility is insufficient. Industrial applicability
  • the steel sheet for cans according to the present invention can provide a yield strength of 450 MPa or more without causing cracks at the slab corners in the continuous forging process. Therefore, the can lid, can bottom, tab, mainly on the can body of a 3-piece can It can use suitably with respect to.

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Abstract

450MPa以上の降伏強度を有し、かつ連続鋳造工程においてスラブコーナー割れを防止した缶用鋼板およびその製造方法を提供する。C：0.03～0.10％、Si：0.01～0.5％、P：0.001～0.100％、S：0.001～0.020％、Al：0.01～0.10％、N：0.005～0.012％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、Mnf＝Mn[質量％]−1.71×S[質量％]とした場合にMnf：0.3～0.6である。パーライト組織を含まない組織である。好適には、S：0.001～0.005％および／またはAl：0.01～0.04％である。C、Nなどの固溶強化元素により固溶強化、P、Mnによる固溶強化および結晶粒微細化強化により、450～470MPaの降伏強度を得る。また、Sおよび／またはAlの含有量を低く抑えることにより、スラブコーナー部での割れを防ぐ。

Description

P T/JP2009/056015 明細書
高強度缶用鋼板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 高強度を有し、 かつ連続铸造時にスラブ割れを生じない缶用鋼板お よびその製造方法に関するものである。
背景技術
近年、 スチール缶の需要を拡大するため、 製缶コストの低減策がとられている。 製缶コストの低減策としては、 素材の低コスト化が挙げられ、 絞り加工を行う 2 ピース缶はもとより、 単純な円筒成形が主体の 3ピース缶であっても、 使用する 鋼板の薄肉化が進められている。
ただし、 単に従来の鋼板を薄肉化すると缶体強度が低下するので、 これらの用途 には高強度かつ薄手の缶用鋼板が望まれている。
高強度缶用鋼板の製造方法として、 特許文献 1には、 C： 0. 07〜0. 20%、 Mn： 0. 50〜1. 50%、 S： 0. 025%以下、 A1： 0. 002〜0. 100%、 N： 0. 012%以下を含有す る鋼を圧延、 連続焼鈍および調圧することにより、 耐力が 56kgf/mm2以上の鋼板 を製造する方法が提示されている。
また、 特許文献 2には、 C： 0. 13%以下、 Mn： 0. 70%以下、 S： 0. 050%以下、 N : 0. 015%以下を含有する鋼を圧延、 連続焼鈍する方法が提示されており、 実施 例として塗装焼付け後の降伏応力が約 65kgf/mm2の鋼板が示されている。
特許文献 3には、 C： 0. 03〜0. 10%、 Mn： 0. 15〜 50%、 S： 0. 02%以下、 A 1： 0. 065%、 N： 0. 004〜0. 010%を含有する鋼を圧延、 連続焼鈍おょぴ調圧する ことにより、 降伏応力が 500 ±50N/mm2の鋼板を製造する方法が提示されている。 56015 特許文献 4には、 C： 0.1%以下、 N： 0.001〜0.015%を含有する鋼を圧延、 連 続焼鈍、 過時効処理おょぴ調圧することにより、 調質度 T6 (HR30T硬度約 70) ま での鋼板を製造する方法が提示されている。 特許文献 1 特開平 5 -195073号公報
特許文献 2 特開昭 59-50125号公報
特許文献 3 特開昭 62-30848号公報
特許文献 4 特開 2000-26921号公報 現在、 3ピース缶の缶胴には降伏強度 420MPa程度の鋼板が用いられている。 こ の鋼板について数％の薄肉化が求められており、 かかる要求に対して缶体強度を 維持するためには、 450MPa以上の降伏強度が必要となる。
また、 Cや Nを多く含む鋼を溶製しスラブを作製する場合、 連続铸造工程におい て、 スラブ横断面における長辺おょぴ短辺の角部 （以降スラブコーナー部とす る） に割れを生じる場合がある。 垂直曲げ型や湾曲型の連続铸造機では、 スラブ は高温状態で曲げ変形および曲げ戻し変形 （垂直曲げ型のみ） を受ける。 Cや N を多く含む鋼は高温延性に乏しいので、 この変形時に割れを生じるのである。 ス ラブコーナー部に割れが生じると、 表面研削等の作業が必要となるため、 歩留ま りの低下、 コスト増のデメリットが生じる。
以上のような現状に対し、 前述の従来技術による高強度鋼板はいずれも固溶強 化元素である Cおよび Nを多く含んでおり、 連続铸造工程においてスラブコーナ 一部での割れを生じる可能性が高い。
本発明は、 かかる事情に鑑みなされたもので、 450MPa以上の降伏強度を有し、 かつ連続鐯造工程においてスラブコーナー部での割れを生じない缶用鋼板おょぴ その製造方法を提供することを目的とする。 発明の開示 本 明者らは、 上記課題を解決するために鋭意研究を行った。 その結果、 以下 の知見を得た。
スラブコーナー割れを生じた鋼と同組成の鋼について高温引張試験を行い、 脆 性割れの破面を走查型電子顕微鏡で観察したところ、 Feの粒界に沿って割れが生 じており、 粒界上に析出物の存在が認められた。 この析出物を分析したところ、 M nSおよび A1Nであった。 これらの化合物は変形能に乏しく、 粒界を脆くする作用 があると考えられる。 Cや Nの含有量が多い場合、 粒内は固溶強化するため伸び にくく、 脆い粒界に応力が集中することで割れ易くなるものと考えられる。
ここで、 本発明の目的である高強度鋼板の製造のためには、 固溶強化元素であ る Cや Nは相当量含有することが必須である。 よって、 スラブコーナー割れ解決 のために Cや Nの量を減らし、 Fe粒内の延性を向上する方策はとる事ができない。 そこで、 Sや A1の量に着目した。 そうしたところ、 Sや A1の量を減らした結果、 粒界上における MnSや A1Nの析出が抑えられ、 スラブコーナー割れを防止できる ことを見出した。
すなわち、 固溶強化、 結晶粒微細化強化の複合的な組み合わせに着目し、 Nな どの固溶強化元素を用いる固溶強化、 さらに P、 Mnによる固溶強化および結晶粒 微細化強化を図る。 これにより、 450〜470MPaの降伏強度が得られる。 また、 Sお よび/または A1の含有量を低く抑えることにより、 Cや Nを多く含むにもかかわ らず連続鎳造におけるスラブコーナ一部での割れを防ぐことが可能となる。
さらに、 上記鋼は 800°C超え〜 900°C未満の領域で延性が低下するため、 連続铸造 においてスラブが曲げ変形あるいは曲げ戻し変形を受ける領域 （以降矯正帯とす る） でのスラブコーナー温度が、 この温度域に入らないように操業することによ り、 より確実にスラブコーナー割れを防ぐことができる。
以上のように、 本発明では、 上記知見に基づき成分を管理することで、 高強度缶 用鋼板を完成するに至った。
本発明は、 以上の知見に基づきなされたもので、 その要旨は以下のとおりで め 。 [ 1 ] 質量0 /0で、 C： 0. 03〜0. 10%、 Si ： 0. 01〜0. 5%、 P： 0. 001〜0. 100%、 S： 0 001—0. 020%、 A1 ： 0. 01—0. 10%、 N： 0. 005—0. 012%を含有し、 残部が Feおよ ぴ不可避的不純物からなる組成を有し、 Mnf=Mn [質量％]—1. 71 X S [質量％]と した場合に Mnf ： 0. 3〜0. 6であり、 パーライト組織を含まない組織であることを 特徴とする高強度缶用鋼板。
[ 2 ] 前記 [ 1 ] において、 質量％で、 さらに、 S： 0. 001〜0. 005%ぉょぴ また は A1： 0. 01〜0. 04%を含有することを特徴とする高強度缶用鋼板。
[ 3 ] 前記 [ 1 ] または [ 2 ] において、 210°C、 分の塗装焼付け処理後の降 伏強度が 450〜470MPaであることを特徴とする高強度缶用鋼板。
[ 4 ] 前記 [ 1；] 〜 [ 3 ] のいずれかに記載の高強度缶用鋼板を製造するにあた り、 垂直曲げ型または湾曲型の連続铸造によりスラブを作製する工程において、 スラブに曲げぁるレ、は曲げ戻し変形が加えられる領域におけるスラブコーナー部 表面温度を 800°C以下または 900°C以上とし、 冷間圧延後の焼鈍工程において、 焼 鈍温度を 変態点未満とすることを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。
なお、 本明細書において、 鋼の成分を示す％は、 すべて質量％である。 また、 本 発明において、 「高強度缶用鋼板」 とは、 降伏強度が 450MPa以上である缶用鋼板 である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を詳細に説明する。
本発明の缶用鋼板は、 降伏強度 450MPa以上の高強度缶用鋼板である。 C、 Nによ り固溶強化、 P、 Mnにより固溶強化、 微細化強化することで、 従来の降伏強度 420 MPaの缶用鋼板を凌駕する高強度化が可能となる。
本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。
C: 0. 03〜0. 10%
本発明の缶用鋼板においては、 連続焼鈍、 調質圧延、 塗装焼付け後に所定以上の 強度 （降伏強度 450MPa以上） を達成することが必須である。 これらの特性を満た す鋼板を製造するに際しては、 固溶強化元素としての c添加量が重要であり、 C 含有量の下限は 0. 03%とする。 一方、 C添加量が 0. 10%を超えると、 S、 A1量を 後述の範囲に規制してもスラブコーナー部の割れを抑えられなくなるため、 上限 は 0. 10%とする。 好ましくは 0. 04%以上 0. 07%以下である。
Si : 0. 01〜0. 5%
Siは固溶強ィ匕により鋼を高強度ィ匕させる元素であるが、 多量に添加すると耐食性 が著しく損なわれる。 そのため、 0. 01%以上 0. 5%以下とする。
P： 0. 001—0. 100%
Pは固溶強化能が大きい元素であるが、 多量に添加すると耐食性が著しく損なわ れる。 よって、 上限は 0. 100%とする。 一方、 Pを 0. 001%未満とするには脱リン コストが過大となる。 よって、 P量の下限は 0. 001%とする。
S： 0. 001〜0. 020%
Sは高炉原料由来の不純物であるが、 鋼中の Mnと結合して MnSを生成する。 高温 において粒界に MnSが析出すると、 脆化の原因となる。 一方で、 強度確保のため には Mn添加は必要である。 S量を低くして MnS析出を抑え、 スラブコーナー部で の割れを防ぐ必要がある。 従って、 S量の上限は 0. 020%とする。 好ましくは、 0. 005%以下である。 また、 Sを 0. 001%未満とするには脱硫コストが過大となる。 よって、 S量の下限は 0. 001%とする。
A1 : 0. 01—0. 10%
A1は、 脱酸剤として作用し、 鋼の清浄度を高くするために必要な元素である。 し かし、 A1は鋼中の Nと結合して A1Nを形成する。 これは MnSと同様、 粒界に偏析 して高温脆性の原因となる。 本発明においては、 強度を確保するために Nを多く 含むので、 脆ィ匕を防ぐために A1の含有量を低く抑える必要がある。 よって、 A1 量の上限は 0. 10%とする。 好ましくは、 0. 04%以下である。 一方で、 A1量が 0· 0 1%未満となるような鋼では、 脱酸不足となる可能性がある。 従って、 A1量の下 限は 0. 01%とする。
N: 0. 005〜0. 012%
Nは固溶強化に寄与する元素である。 固溶強化の効果を発揮させるためには、 0. 0 05%以上添加するのが望ましい。 一方、 多量に添加すると、 熱間延性が劣化し、 S 量を上述の範囲に規制してもスラブコーナー割れが避けられなくなる。 よって、 N 含有量の上限は 0. 012%とする。
Mn: Mnf-Μη [質量0 /0]— 1· 71 X S [質量％]とした場合に Mnf ： 0. 3〜0. 6 Mnは固溶強化により鋼の強度を増加させ、 結晶粒径も小さくする。 し力 し、 Mnは Sと結合して MnSを形成するので、 固溶強化に寄与する Mn量は、 添加 Mn量から M nSを形成しうる Mn量を差し引いた量と見なされる。 Mnと Sの原子量比を考慮す ると、 固溶強化に寄与する Mn量は Mnf=Mn [質量。 /0] — 1. 71 X S [質量％]と表 すことができる。 結晶粒径を小さくする効果が顕著に生じてくるのは Mnfが 0. 3 以上であり、 目標強度を確保するには少なくとも 0. 3の Mnfが必要とされる。 よ つて、 Mnf の下限は 0. 3に限定する。 一方、 Mnfが過剰であると耐食性が劣る。 よ つて、 上限は 0. 6に限定する。 残部は Feおよぴ不可避不純物とする。 次に組織の限定理由について説明する。
本発明の鋼はパーライト組織を含まない組織とする。 パーライト組織とはフエ ライト相とセメンタイト相が層状に析出した組織であり、 粗大なパーライト組織 が存在すると、 応力集中によりボイドゃクラックが発生し、 変態点未満の温度 域における延性が低下する。 3ピース飲料缶は缶胴両端部を縮径するネッキング 2009/056015 加工が施される場合がある。 さらに、 蓋おょぴ底を巻き締めるため、 ネッキング 加工に加えてフランジ加工が施される。 常温における延性が不足すると、 これら の厳しい加工の際に鋼板に割れが生じる。 従って、 常温延性の低下を避けるため、 パーライト組織を含まない組織とする。
本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の上記成分組成を有する鋼の高温延性を調査したところ、 800°C超え〜 90 0°C未満において延性の低下がみられた。 より確実にスラブコーナー割れを防止す るために、 連続铸造の操業条件を調整し、 矯正帯でのスラブコーナー部表面温度 が上記の温度域から外れるようにすることが望ましい。 すなわち、 矯正帯におけ るスラブコーナー部表面温度が 800°C以下または 900°C以上となるように連続铸造 を行い、 スラブを作製する。
次いで、 熱間圧延を行う。 熱間圧延は常法に従い行うことができる。 熱間圧延 後の板厚は特に規定しないが、 冷間圧延の負担を抑えるため、 2讓以下とするこ とが好ましい。 仕上げ温度、 卷き取り温度ともに特に規定しないが、 均一な組織 とするために仕上げ温度は 850〜930°C、 フヱライト粒径の過度な粗大化を防ぐた めに卷き取り温度は 550〜650°Cとすることが好ましい。
次いで酸洗を行なった後に、 冷間圧延を行う。 冷間圧延は 80%以上の圧延率で 行うことが好ましい。 これは、 熱間圧延後に生成するパーライト組織を破碎する ためであり、 冷間圧延率が 80%未満であるとパーライト組織が残存する。 従って、 冷間圧延の圧延率は 80%以上とする。 圧延率の上限は規定しないが、 過大な圧延 率は圧延機の負荷が過剰となり、 圧延不良の発生につながるので、 95%以下が好ま しい。
冷間圧延の後に焼鈍を施す。 この際の焼鈍温度は 変態点未満とする。 焼鈍温 度を 変態点以上とすると、 焼鈍中にオーステナイト相が生成し、 焼鈍後の冷却 過程でパーライト組織に変態する。 従って、 焼鈍温度は 変態点未満とする。 焼 鈍方法としては、 連続焼鈍やパッチ焼鈍等の公知の方法を用いることができる。 焼鈍工程後は、 調質圧延、 めっき等を常法に従い行う。 <実施例 >
表 1に示す成分組成を含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる鋼を実 機転炉で溶製し、 垂直曲げ型の連続鎵造法により 1. 80mpmの铸造速度にて鋼スラ ブを得た。 この時、 連続铸造でスラブが曲げ変形を受ける領域 （上部矯正帯） お よび曲げ戻し変形を受ける領域 （下部矯正帯） において、 熱電対を接触させるこ とによりスラブコーナー部の表面温度を測定した。 コ一"^ "一部での割れが生じた スラブは、 表面研削 （手入れ） を施して次工程以降に割れの影響が及ばないよう にした。
次いで、 得られた鋼スラブを 1250°Cの温度で再加熱した後、 880°C〜900°Cの仕上 げ圧延温度範囲で熱間圧延し、 卷取りまで 20〜40°C/ sの平均冷却速度で冷却し、 580〜620°Cの卷取り温度範囲で卷取った。 次いで、 酸洗後、 90%以上の圧下率で 冷間圧延し、 厚さ 0. 17〜0. 2謹の缶用鋼板を製造した。
得られた缶用鋼板を 15°C/secで加熱し、 表 1に示す焼鈍温度で 20秒間の連続焼 鈍を行った。 次いで、 冷却後、 3%以下の圧延率で調質圧延を施し、 通常のクロム めっきを連続的に施して、 ティンフリースチールを得た。
以上により得られためっき鋼板 （ティンフリースチール） に対して、 210°C、 20 分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、 引張試験を行った。 具体的には、 鋼板 を JIS5号試験片に加工して引張試験片とし、 インスト口ン型試験機を用いて 10m m/minにて行い、 降伏強度を測定した。
また、 常温延性を評価するため、 切り欠き引張試験も行った。 鋼板を平行部の幅 12. 5脑、 平行部の長さ 60mm、 標点距離 25腿の引張り試験片に加工し、 平行部中 央両側に深さ 2mmの Vノツチを付与して引張試験に供した。 破断伸び 5%以上を 合格：〇とし、 5%未満を不合格： Xとした。
さらに、 上記熱処理後、 鋼板断面を研磨し、 ナイタルで結晶粒界をエッチングし た上で、 光学顕微鏡により組織観察を行った。
得られた結果を条件と併せて表 1に示す。 表 1
Figure imgf000010_0001
2009/056015 表 1より、 本発明例である No.：！〜 8は強度に優れており、 3ピース缶缶胴の 数。 /0の薄肉化に必要な 450MPa以上の降伏強度を達成している。 また、 連続铸造に おけるスラブコーナー部での割れも生じていないことが認められる。
一方、 比較例の No. 9、 10は、 それぞれ Mnf、 Nが少ないため、 強度が不足してい る。 また、 No. 11、 12はそれぞれ S、 A1の量が多いため、 No. 13、 14はそれぞれ上 部矯正帯、 下部矯正帯におけるスラブコーナー部表面温度が本発明範囲外の 80 0°C超え〜 900°C未満の領域に入っているため、 スラブコーナー部での割れを生じ た。 No. 15は焼鈍温度が 変態点以上のため、 常温にてパーライトを含む組織と なっており、 常温延性が不足している。 産業上の利用可能性
本発明の缶用鋼板は、 連続铸造工程においてスラブコーナー部での割れを生じ ることなく 450MPa以上の降伏強度が得られるので、 3ピース缶の缶胴を中心に、 缶蓋、 缶底、 タブなどに対して好適に使用できる。

Claims

請求の範囲
1 . 質量0 /0で、 C： 0. 03〜0. 10%、 Si： 0. 01〜0. 5%、 P： 0. 001〜0. 100%、 S： 0. 001〜0. 020%、 A1： 0. 01〜0. 10%、 N： 0. 005〜0. 012%を含有し、 残部が Feおよ び不可避的不純物からなる組成を有し、 Mnf=Mn [質量％]—1. 71 X S [質量％]と した場合に Mnf ： 0. 3〜0. 6であり、 パーライト組織を含まない組織であることを 特徴とする高強度缶用鋼板。
2 . 質量0 /0で、 さらに、 S： 0. 001〜0. 005%および/または A1： 0. 01〜0. 04%を 含有することを特徴とする請求項 1に記載の高強度缶用鋼板。
3 . 210°C、 20分の塗装焼付け処理後の降伏強度が 450〜470MPaであることを特 徴とする請求項 1に記載の高強度缶用鋼板。
4. 210°C、 20分の塗装焼付け処理後の降伏強度が 450〜470MPaであることを特 徴とする請求項 2に記載の高強度缶用鋼板。
5 . 請求項 1〜4のいずれかに記載の高強度缶用鋼板を製造するにあたり、 垂直 曲げ型または湾曲型の連続铸造によりスラブを作製する工程において、 スラブに 曲げあるいは曲げ戻し変形が加えられる領域におけるスラブコーナ一部表面温度 を 800°C以下または 900°C以上とし、 冷間圧延後の焼鈍工程において、 焼鈍温度を A,変態点未満とすることを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。
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