WO2009123294A1 - 製缶用鋼板の製造方法 - Google Patents

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WO2009123294A1
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cold rolling
rolling
steel sheet
less
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小島克己
田中匠
多田雅毅
荒谷誠
岩佐浩樹
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a steel plate for can making with excellent plate thickness accuracy, and particularly for applications in which the can height is drawn to the same extent as the can body diameter, or is bent into a cylindrical shape or a rectangular tube shape.
  • the present invention relates to a method for producing a steel plate for can making suitable for a purpose of performing flange processing after forming the can body by joining the parts together.
  • Cans such as beverage cans, food cans, 18-liter cans, and pail cans can be broadly classified into 2-piece cans and 3-piece cans based on the manufacturing method (process).
  • the two-piece can is tinned, chrome-plated, metal oxide coating treatment, chemical conversion treatment,. Surface treatment plate that has been treated with oil leakage, oil coating, etc.
  • the can is a two-part can with a can bottom and can body formed integrally by processing, DWI processing, D RD processing, etc., and a lid attached to it.
  • a three-piece can is a three-piece can that is formed by bending a surface-treated steel plate into a cylindrical or rectangular tube shape and joining the ends together to form a can body, and then attaching a canopy and a bottom cover.
  • a method for producing steel sheets for cans is disclosed in which m is defined as not performing annealing after performing cold rolling in the so-called ⁇ region of 3 or less A r.
  • m is defined as not performing annealing after performing cold rolling in the so-called ⁇ region of 3 or less A r.
  • the copper plate obtained by the technique of Patent Document 1 is in a cold-rolled state and therefore has poor ductility and does not have sufficient workability depending on the application.
  • Patent Document 2 describes ultra-low coal, Nb, which is a carbonitride-forming element, and Ding 1 [ ⁇ ] [], and hot rolling is performed at Ar 3 points or less.
  • a technique for improving ductility by performing low temperature annealing after hot rolling is disclosed.
  • low dullness is performed at a level where recrystallization does not occur, so the energy cost for heating is low.
  • Nb, Ti, Zr, V, and B which are carbonitride-forming elements, are added to ultra-low carbon steel, hot pressure is set at 3 points or less, and cold rolling is performed. Then, a technique for annealing at a temperature below the recrystallization temperature is disclosed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 4-282092
  • Patent Document 2 JP-A-8-4 1 5 4 9
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-2 4 8 3 3 9 Disclosure of Invention
  • the present invention has been made in view of strong circumstances, and in order to reduce the steel production cost by omitting the recrystallization annealing step, avoid excessive strengthening due to work hardening in cold rolling, and
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a steel plate for can making it possible to suppress the plate thickness fluctuation in the longitudinal direction of the coil and to maximize the cost reduction effect by omitting the recrystallization annealing process.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Steel component has a mass of 0 /. C: 0.005% or less, Mn: 0.05 to 0.5%, A1: 0.01 to 0.12%, N: 0.0010 to 0.0070%, B: 0.15 XN ⁇ 0.75 XN (atomic ratio 0.220XN ⁇ 0.97XN), Nb: 4XC ⁇ 20XC (atomic ratio 0.52XC ⁇ 2.58XC), T i: 2XC ⁇ 10XC (atomic the ratio comprises one or two 0. 50XC ⁇ 2.
  • a method for producing a steel plate for can making comprising hot rolling in 3 ⁇ 4, scraping and pickling, and then cold rolling at a rolling reduction of 50 to 96%.
  • the 1 "% indicating the composition of steel is all fine.
  • the steel manufacturing cost can be reduced by omitting the recrystallization annealing step. And the copper plate which suppressed the board thickness fluctuation
  • the steel sheet that suppresses fluctuations in the sheet thickness in the longitudinal direction of the steel sheet coil can be obtained by omitting the recrystallization annealing, thereby making it possible to manufacture steel with lower cost than before, and the cost of the can itself It can also contribute to reduction.
  • the present inventors examine the variation in the longitudinal direction of the steel sheet coil when hot rolling and further cold rolling an ultra-low carbon steel to which a carbonitride-forming element is added> 3 ⁇ 4D at 3 or less Ar. As a result, the present invention has been completed. The present invention is described in detail below.
  • This invention is a manufacturing method of the steel plate for iron making which aims at cost reduction by omitting a recrystallization annealing process.
  • steel sheets that are not recrystallized after cold rolling are in an excessively high state due to work hardening and are not suitable for can manufacturing because they are inferior in ductility. Therefore, it is necessary to use low strength steel in advance. Therefore, it is necessary to use ultra-low carbon steel with reduced carbon, which has high solid solution strengthening ability, as a steel component.
  • the C content is 0.005% or less. Preferably, it is 0.003% or less.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • the Mn content should be 0.05% or more and 0.50% or less. It should be noted that it is preferable to set 0.20% or less when the workability is particularly important.
  • S does not particularly affect the steel sheet characteristics of the present invention.
  • the S content exceeds 0.008%
  • the N content exceeds 0.000044% and the amount of Mn S generated in large amounts is added to the precipitation nuclei as nitrides and carbonitrides.
  • Certain BN, Nb (C, N), and A 1 N precipitate and reduce hot ductility. Therefore, the amount of S is desirably 0.008% or less.
  • the amount of A 1 is less than 0.01%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained.
  • N and A 1 N the effect of reducing the solid solution N in the steel cannot be obtained sufficiently.
  • the amount of A 1 should be 0.01% or more and 0.12% or less.
  • N 0.0010 to 0.0070% If N is less than 0.0010%, the manufacturing cost of the copper plate increases and stable manufacturing becomes difficult. In the present invention, the ratio of B and N is important as will be described later. However, if the amount of N is small, it becomes difficult to control the amount of B in order to keep the ratio of B and N within a certain range. On the other hand, if N exceeds 0.0070%, the hot ductility of steel deteriorates. This is because when N content exceeds 0.0070%, nitrides such as BN, Nb (N, C), and AIN and carbonitrides precipitate, resulting in embrittlement. Sometimes the risk of slab cracking increases.
  • the N amount is 0.0000% or more and 0.0000% or less. Preferably, it is 0.0045% or less.
  • B is an important element having a great influence on the properties of the steel sheet in the present invention.
  • the present invention is a method of manufacturing a steel plate for can making to reduce costs by omitting the recrystallization annealing step, (1) using ultra-low carbon steel for the steel and (2) adding a carbonitride-forming element. (3) Hot rolling is performed at a temperature of A r 3 points or less.
  • the steel sheet manufactured under these conditions has a problem that the uniformity in the longitudinal direction of the steel sheet coinole is poor. Therefore, in the present invention, as a result of examining this phenomenon in detail, the inventors have found that by adding an appropriate amount of B to the steel, the W uniformity in the longitudinal direction of the steel plate coinole can be kept good. This is thought to be based on the following mechanism.
  • the non-uniformity of the sheet thickness in the longitudinal direction of the steel sheet coil occurred at the stage of the hot rolled steel sheet.
  • the deformation resistance of a very low carbon steel added with a carbonitride-forming element changes discontinuously when it transforms from austenite to ferrite at the Ar 3 point, causing transformation between hot rolling stands.
  • the inter-stand tension and the rolling load fluctuate, and as a result, fluctuate.
  • B such a discontinuous change in deformation resistance is suppressed, and it is considered that uniformity is improved.
  • the important point in the present invention is that the amount of B is appropriately specified to suppress discontinuous changes in deformation resistance.
  • Nb One or two of 4XC to 20XC (atomic ratio, 0.52XC to 2.58XC), T i: 2XC to l0XC (atomic ratio, 0.50XC to 2.51XC)
  • N b Is a carbonitride-forming element and has the effect of reducing the strength of steel by fixing C and N in the steel as precipitates. In order to fully demonstrate the effect, an addition amount of 4 XC or more is required by mass ratio. On the other hand, if the amount of Nb added is too large, the function of reducing solute C will be saturated, and Nb is expensive, which will increase production costs. Therefore, it is necessary to keep the amount of Nb below 20 XC. Therefore, the amount of Nb is in the range of 4 XC to 20 XC in terms of mass ratio (0.52XC to 2.58 XC in terms of atomic ratio).
  • Ti is a carbonitride-forming element and has the effect of reducing the strength of steel by fixing C and N in the steel as precipitates. In order to fully exert the effect, an addition amount of 2XC or more is necessary in terms of mass ratio. On the other hand, if the amount of T i is too large, in addition to saturating the action of reducing solute C, production costs also increase because T i is expensive. Therefore, it is necessary to keep 1 ⁇ amount below 10 times. Therefore, the Ti amount is in the range of 2 X C to 10 X C in terms of mass ratio (0, 50 X C to 2.51 XC in atomic ratio).
  • the remainder other than the above consists of Fe and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities for example, the following elements may be contained within a range that does not impair the effects of the present invention.
  • the Si content exceeds 0.020%, the surface properties of the steel sheet deteriorate, which is not desirable as a surface-treated copper sheet, and the steel is hardened and the hot rolling process becomes difficult. Therefore, the Si content is preferably 0.020% or less.
  • P content should be less than 0.020%. It is preferable.
  • unavoidable impurities such as Cr and Cu are included. However, these components do not particularly affect the steel plate characteristics of the present invention, so that they are appropriately selected within a range that does not affect other characteristics. Can be included. In addition, elements other than those described above can be added within a range that does not adversely affect the properties of the steel sheet.
  • the steel plate for can manufacturing according to the present invention is a steel slab adjusted to the above chemical range, made into a slab due to continuous difficulty, hot-rolled at a finishing temperature below the Ar 3 transformation point, wound up, pickled, It can be obtained by cold rolling at a rolling reduction of 50-96%.
  • the scraping is performed by scraping at a temperature of 6400 to 7500 ° C. More preferably, after the cold rolling, a heat treatment is performed at 150 to 400.
  • Hot pressure finish temperature Ar 3 transformation point or less
  • the finishing temperature of hot rolling is an important requirement in the present invention.
  • a steel plate material that can withstand can-making can be obtained by hot-rolling the steel of the component specified in the present invention with a finish below the Ar 3 transformation point. This is because by performing hot rolling below the Ar 3 transformation point, the grain size of the hot plate becomes sufficiently ft ⁇ :, and the hardness of the cold rolling is suppressed, and after cold rolling This is thought to be because the strength of the steel does not become excessive.
  • the Ar 3 transformation point can be obtained as a wrinkle change caused by the Ar 3 transformation when performing a heat treatment test that reproduces the processing and thermal history during hot rolling.
  • the Ar 3 transformation point of the steel component specified in the present invention is approximately 9 0 0 3 ⁇ 4 and the finishing temperature is lower than this, but 8 6 0 or less is necessary to achieve this reliably. I hope it is.
  • the hot rolling can be reliably made to be below the Ar 3 transformation point, and the yarn! ⁇ Weaving can be made uniform, so it is more preferable in the present invention. Good.
  • the detailed mechanism has not been fully elucidated, it is presumed that the austenite grain size immediately before the start of finish rolling is related. 9 20 ° from the viewpoint of preventing scale application. The following is more desirable.
  • the winding needs to be set so as not to hinder the pickling / cold rolling, which is the next process. That is, when rolled up at a temperature exceeding 75 ° C., the scale thickness of the steel sheet increases remarkably, the descalability during pickling deteriorates, and the high temperature strength of the steel sheet itself decreases. There are problems such as coil deformation. On the other hand, if the temperature is less than 6400 ° C, the retention after cutting is not sufficient, and the grain size of the hot steel sheet is not sufficiently reduced.
  • the hot-rolled steel sheet after pickling is pickled to remove scale before cold rolling.
  • Pickling may be performed according to a conventional method.
  • the rolling reduction is set to 50 to 96%.
  • the crystal yarn! ⁇ Becomes non-uniform, and the deformation becomes non-uniform when making cans and the surface of the product becomes rough.
  • this cold rolling also serves to adjust the shape of the steel plate and the boat, it is an essential condition in these respects that the rolling should be reduced by more than 50%.
  • the upper limit depends on the required strength and thickness of the product and the hot-cold rolling equipment capacity, but rolling over 96% avoids deterioration of local ductility. It is difficult to apply to anything other than a very special purpose.
  • Heat treatment temperature after cold rolling 1 5 0 to 4 0 0 ° C (preferred conditions)
  • Heat treatment is performed after cold rolling ⁇ , and the heat treatment temperature is set to 1550 to 400 ° C.
  • the recrystallization temperature is approximately 730 ° C. or higher, so recrystallization does not occur at 150 to 400 ° C., but C, Nb, N, B defined in the present invention Due to the quantitative relationship, the strength can be reduced and the ductility can be improved by performing the heat treatment in the above temperature range. This phenomenon is caused by softening at a relatively low 1 ⁇ 2, so that it is easy for the diffusion force S to proceed (Phenomenon caused by the interaction between solid solution elements such as N and dislocations introduced by cold rolling.
  • the heat treatment temperature after cold rolling is set to 1500 to 400.
  • the range of 2 00 to 3 50 is preferable.
  • the heat treatment time is not particularly limited as long as it is sufficient for the solid solution element to dissociate the dislocation from the element estimated in the present invention, but is generally in the range of 10 to 90 s. It is preferable.
  • the fluctuation was evaluated for the steel sheets obtained as described above. »Fluctuation is measured by measuring the total length of the steel sheet coil length with an X-ray meter installed in the cold rolling facility after cold rolling, and evaluating the fluctuation rate against the average « ff.
  • the fluctuation rate is acceptable as a product ⁇ Those with 3% or less were marked with a pass, and those with more than ⁇ 3% were marked with a fail with X.
  • Table 1 the hot rolling finishing temperature is indicated as “O” when it is not higher than the Ar 3 transformation point specified in the present invention, and “X” is indicated as exceeding the Ar 3 transformation point excluded in the present invention.
  • Table 1 Mass?
  • the plate thickness variation is ⁇ 33 ⁇ 4 or less, and a steel plate that suppresses the plate thickness variation in the longitudinal direction of the steel plate coil is obtained. That is, it can be seen that the suppression of plate thickness variation, which is the first problem of the present invention, can be solved by satisfying the conditions defined in claim 1 as shown in Table 1.
  • the plate thickness variation was evaluated for the copper plate obtained as described above.
  • the thickness variation after cold rolling was measured for the total length of the coil length using an X-ray thickness gauge installed in the cold rolling facility, and evaluated by the rate of variation with respect to the average thickness.
  • Table 2 shows the evaluation results. Fluctuations are shown as ⁇ when the product is less than ⁇ 3% that is acceptable as acceptable, and X when it is more than ⁇ 3%.
  • the steel sheet was heat-treated at a heat treatment temperature shown in Table 2 for 30 s. After that, two types of surface treatment were performed.
  • One was tin-free steel (hereinafter referred to as TFS) with Cr plating on the surface, and a PET resin film was laminated.
  • the other was tin-plated with Sn plating on the surface.
  • the TFS-laminated PET resin film was processed into a DRD can with a drawing ratio of 2.2, and rough skin was evaluated by visual judgment on the can body and bottom. The evaluation was made by comparing with a sample of excellent, good, and impossible limits.
  • “Excellent” means that rough skin does not occur
  • “Good” means that rough skin occurs slightly but within a practically acceptable range
  • “No” indicates rough skin that occurs at a level that is practically unacceptable.
  • the evaluation results are 0 for excellent, ⁇ for good, and X for impossible. Table 2 shows the results obtained.
  • the present invention is most suitable as a food can or a beverage can.
  • organic resin film laminated steel plate as envisioned in the present invention is used as a raw material, and conventional DI molding is used to avoid film damage and to require easy removal of the can body. It is also suitably used for applications.

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Abstract

再結晶焼鈍工程を省略することで鋼板製造コストの低減を図るにあたり、冷間圧延での加工硬化による過剰な高強度化を避け、鋼板コイルの長手方向での板厚変動を抑制する製缶用鋼板の製造方法を提供する。鋼成分は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．０５～０．５％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．００１０～０．００７０％、Ｂ：０．１５×Ｎ～０．７５×Ｎ（原子比では、０．２０×Ｎ～０．９７×Ｎ）を含み、さらに、Ｎｂ：４×Ｃ～２０×Ｃ（原子比では、０．５２×Ｃ～２．５８×Ｃ）、Ｔｉ：２×Ｃ～１０×Ｃ（原子比では、０．５０×Ｃ～２．５１×Ｃ）の１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる。上記鋼を、連続鋳造によりスラブとし、Ar3変態点以下の仕上温度で熱間圧延を行い、巻取り、酸洗した後、５０～９６％の圧下率で冷間圧延する。

Description

明細書 製缶用鋼板の製造方法 技術分野
本発明は、 板厚精度の優れた製缶用鋼板の製造方法に関するもので、 特に缶高さが缶胴径 と同程度に絞り加工を行う用途、 あるいは円筒状または角筒状に曲げて端部同士を接合して 缶胴を形成したのちにフランジ加工を行う用途に適した製缶用鋼板の製造方法に関するもの である。 背景技術
飲料缶、 食品缶、 1 8リツトル缶、 ペール缶などの缶は、 その製法 （工程） から 2ピース 缶と 3ピース缶に大別できる。
2ピース缶は、 錫めつき、 クロームめっき、 金属酸化物被覆処理、 化成処理、 . 処理、 有漏脂皮赚難理、 塗油などの処理を施した表面処纖板に、 浅レ、絞り加工、 D W I加工、 D RD加工等の加工を施して缶底と缶胴を一体成形し、 これに蓋を取りつけた 2 部品からなる缶である。
3ピース缶は、 表面処理鋼板を円筒状または角筒状に曲げて端部同士を接合して缶胴を形成 したのち、 これに天蓋と底蓋を取りつけた 3部品からなる缶である。
これらの缶は、 缶コストに占める素材コストの割合が比較的高い。 そのため、 缶コスト低 減にあたっては鋼板のコスト低減への要求が強い。 ここで、 鋼板の製造においては、 処理工 程が多いほどコストが高くなることは言うまでもない。 なかでも、 鋼板を高温で再結晶させ る焼鈍工程は、 加熱のために多くのエネルギーコストがかかるため製造コストを髙める工程 である。 ゆえに、 この工程を省略することでコスト低減を図る方法が考えられる。 し力し、 冷間圧延後に再結晶させない鋼板は加工硬化によつて強度が過剰に高レ、状態にあり、 製缶カロ ェに適さない。 そこで、.鋼成分、 熱間圧延条件を適切に制御することで適度な強度を備えた 鋼板を得る方法が従来検討されてきた。 例えば、 特許文献 1には極低炭素鋼に炭窒化物形成元素である N bを添口し、 熱間圧延を
A r 3点以下のいわゆる α領域で行い、 冷間圧延した後、 焼鈍を行わないことを mとする缶 用鋼板の製造方法が開示されている。 し力し、 特許文献 1の技術で得られる銅板は冷間圧延 ままの状態であるため延性に劣り、 用途によっては十分な加工性を備えない。
こうした点を改善する技術として、 特許文献 2には極低炭,に炭窒化物形成元素である N b、 丁 1を^¾[]し、 熱間圧延を A r 3点以下で行い、 冷間圧延した後、 低温焼鈍を行うこと で延性を改善する技術が開示されている。 ここでいう低 «鈍とは再結晶が生じなレ、 で 行うものであるため、 加熱のためのエネルギーコストは される。
また、 特許文献 3では極低炭素鋼に炭窒化物形成元素である N b、 T i、 Z r、 V、 Bを添 加し、 熱間圧 を A r 3点以下で行い、 冷間圧延した後、 再結晶温度以下の温度で焼鈍を行う 技術が開示されている。
特許文献 1 ：特開平 4 - 2 8 0 9 2 6号広報
特許文献 2：特開平 8— 4 1 5 4 9号広報
特許文献 3 ：特開平 6 - 2 4 8 3 3 9号広報 発明の開示
特許文献 1力ら 3の背景技術で共通する は、 鋼に極低炭素鋼を用いる、 さらには炭窒 化物形成元素を添 する、 熱間圧延を A r 3点以下の で行うことである。 しかし、 こうし た条件で製造した鋼板では、 鋼板コイル長手方向での板厚均一性が劣るという問題があった。 また、 特許文献 2と特許文献 3で行われている冷間圧延後の焼鈍は、 実施例によれば 400°C 超の温度で行われ、 従来の再結晶焼鈍と比較して比較的低い温度で行われてはいるものの、 尚高温での処理であり、 加熱に必要なエネルギーコストを十分に低減するには不十分であつ た。
本発明は、 力かる事情に鑑みなされたもので、 再結晶焼鈍工程を省略することで鋼 ¾ 造 コストの低減を図るにあたり、 冷間圧延での加工硬化による過剰な高強度化を避け、 鋼板コ ィルの長手方向での板厚変動を抑制するとともに、 再結晶焼鈍工程の省略によるコスト低減 効果を最大限に発揮させる製缶用鋼板の製造方法を^ することを目的とする。 本発明の要旨は以下のと りである。
[1] 鋼成分が、 質量0 /。で、 C： 0. 005%以下、 Mn： 0. 05~0. 5%、 A 1 ： 0. 01〜0. 12%、 N : 0. 0010〜0. 0070%、 B : 0. 15 X N〜 0. 75 X N (原子比では、 0. 20XN〜0. 97XN) を含み、 さらに、 Nb : 4XC〜20XC (原子比では、 0. 52XC〜2. 58XC) 、 T i : 2XC〜10XC (原子比では、 0. 50XC〜2. 51 XC) の 1種または 2種を含み、 残部が F eおよび不可避的不純物元素 カらなる鋼を、 連^ tによりスラブとし、 Ar3変態点以下の仕上 ¾で熱間圧延を行い、 卷 取り、 酸洗した後、 50〜 96 %の圧下率で冷間圧延することを とする製缶用鋼板の製 造方法。
[2] 前記 [1] において、 己卷取りを 640〜750 °Cの で行うことを TOとする 製缶用銅板の製造方法。
[3] 前記 [1] または [2] において、 前記冷間圧延後、 150〜400 °Cの温度で熱処 理を行うことを赚とする製缶用鋼板の製造方法。
なお、 本発明において、 鋼の成分を示 1"%は、 すべて質 ¾である。
本発明によれば、 再結晶焼鈍工程を省略することで鋼 ¾ 造コストの低減が される。 そして、 鋼板コイルの長手方向での板厚変動を抑制した銅板が得られる。
以上のように、 鋼板コイルの長手方向での板厚変動を抑制した鋼板が再結晶焼鈍を省略して 得られることにより、 従来よりも低コストの鋼«造が可能となり、 缶体そのもののコスト 低減にも寄与することができる。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、 炭窒化物形成元素を添 >¾Dした極低炭素鋼を Ar3点以下の で熱間圧延しさ らに冷間圧延した際の鋼板コイル長手方向での 変動について検討を行うことで、 本発明 を完成するに至った。 以下に本発明を詳細に説明する。
まず、 鋼成分の限定理由についてそれぞれ述べる。
C： 0. 005 %以下 本発明は再結晶焼鈍工程を省略することでコスト低減を図る製伍用鋼板の製造方法である。 ただし、 冷間圧延後に再結晶させない鋼板は加工硬化によって強度が過剰に高い状態にあり、 かつ、 延性にも劣るために製缶加工に適さない。 そこで、 鋼自体に予め強度の低い鋼を用い る必要がある。 そのために、 鋼成分として固溶強化能が高い炭素を低減した極低炭素鋼を用 いる必要がある。 Cが 0. 005%超えであると、 冷間圧延後において強度が過剰に高く延 性にも劣る状態となり、 製缶加工に適さない。 よって、 Cの含有量は 0.005%以下とする。 好ましくは、 0. 003%以下である。 尚、 鋼自体に予め強度の低い鋼を用いる とからす れば Cの含有量は低いほど望ましいが、 Cの含有量を低減するためには脱炭操作に時間を要 して製造コストの上昇をまねく。 よって、 C含有量の下限は 0. 0005%以上が好ましく、 より好ましくは 0. 0015%以上である。
Mn ： 0. 05〜0. 5%
Mn含有量が 0. 05%未満では、 S含有量を低下させたとしてもいわゆる熱間脆性を回避 することが困難で、 表面割れ等の問題を生ずることがある。 一方、 0. 50%を超えると、 変態点が低下しすぎて、 変態点以下の圧延を行つた^に望ましい糸且織を得ることが困難と なる。 従って、 Mn含有量は 0. 05%以上 0. 50%以下とする。 なお、 加工性を特に重 要視する^は 0. 20%以下とするのが好ましい。
S： 0. 008%以下 （好適条件）
Sは特に本発明の鋼板特性に影響を及ぼすことはない。 しかし、 S量が 0. 008%超えに なると、 N量が 0. 0044%を超えて添 Λ卩される^ g\ 多量に発生した Mn Sを析出核に して窒化物および炭窒化物である BN， Nb (C， N) ， A 1 Nが析出し熱間延性を低下さ せる。 したがって、 S量は 0. 008%以下とすることが望ましい。
A1 : 0. 01〜0. 12%
A 1量が 0. 01 %未満では脱酸効果が十分に得られな 、。 また、 Nと A 1 Nを形成するこ とにより鋼中の固溶 Nを減少させる効果も十分に得られなくなる。 一方、 0. 12%を超え るとこれらの効果が飽和するのに加え、 アルミナ等の介在物を生じやすくなる。 よって、 A 1量は 0. 01%以上 0. 12%以下とする。
N： 0. 0010〜0. 0070% Nを 0. 0010%未満にすると、 銅板の製造コストが上昇し、 安定的な製造も困難になる。 また、 本発明では、 後述のように Bと Nの比が重要であるが、 N量が少ないと、 Bと Nの比 を一定範囲に保っための B量の制御が困難になる。 一方、 Nが 0. 0070%超えでは、 鋼 の熱間延性が劣化する。 これは、 N量が 0. 0070%より大きくなると、 BN， Nb (N， C) ， A INなどの窒化物および炭窒化物が析出することで脆化が起るためで、 特に連続铸 造時にスラブ割れが発生する危険性が増す。 スラブ割れが発生すると、 スラブ割れの部分に ついてコーナー部の切断ゃグラインダ一での研削作業の工程が必要となり、 多くの労力とコ ストがかかるために生産性を大きく阻害する。 よって、 N量は 0. 0010%以上 0. 00 70%以下とする。 好ましくは、 0. 0044%以下である。
B ： 0. 15 XN〜0. 75 XN ·
Bは、 本発明において鋼板の特性に対して大きな影響力をもつ重要な元素である。
本発明は再結晶焼鈍工程を省略することでコスト低減を図る製缶用鋼板の製造方法であるた め、 （1) 鋼に極低炭素鋼を用い、 （2) 炭窒化物形成元素を添 し、 （3) 熱間圧延を A r 3点以下の温度で行う。 しかし、 こうした条件で製造した鋼板では、 鋼板コィノレ長手方向で の 均一性が劣るという問題があった。 そこで、 本発明では、 この現象に関して詳細に検 討した結果、鋼に Bを適量添¾することで、 鋼板コィノレ長手方向での; W均一性を良好に保 てるとの知見に至った。 これは、 以下の機構に基づくものであると考えられる。 まず、 鋼板 コイル長手方向での板厚の不均一性は、 熱間圧延鋼板の段階で発生していた。 これは、 炭窒 化物形成元素を添加した極低炭素鋼は、 A r 3点においてオーステナイトからフェライトに変 態する際に変形抵抗が不連続に変化するため、 熱間圧延スタンド間で変態が生じると、 スタ ンド間張力、 圧延荷重の変動が生じ、 結果、 の変動をもたらすと考えられる。 Bを添^ することでこのような変形抵抗の不連続な変化が抑制され、 均一性が改善すると考えら れる。 つまり、 本発明で重要な点は、 Bの添 量を適切に規定し変形抵抗の不連続な変化が 抑制することにある。 検討の結果、 Bの添口量は BNを形成する Nの添^量と適切な関係で 添 することが必要で、 こうした効果を得るためには質量比で 0. 15XN以上の Bの添 J¾D が必要であることがわかつた。 一方、 質量％で 0. 75 X N以上の Bを添口すると上記の効 果が飽和することにカ卩え、 コストの上昇を招く。 よって、 Bの添加量は 0. 15XN〜0. 7 5 XN (原子比では、 0. 20ΧΝ〜ρ· 97 ΧΝ) とする。
Nb ： 4XC〜20XC (原子比では、 0. 52XC〜2. 58XC) 、 T i : 2XC〜l 0 XC (原子比では、 0. 50 X C〜 2. 51 XC) の 1種または 2種 N bは炭窒化物形成 元素であり、 鋼中の C、 Nを析出物として固定することで鋼の強度を低下させる効果がある。 その効果を十分に発揮させるために、 質量比で 4 XC以上の添加量が必要である。 一方、 N b添口量が多すぎると、 固溶 Cを減少させる働きが飽和することに加え、 Nbは高価である ことから生産コストも上昇する。 そのため、 Nb量を 20 XC以下に抑える必要がある。 よ つて、 Nb量は質量比で 4 XC〜20 XC (原子比では 0. 52XC〜2. 58 XC) の範 囲とする。
T iは炭窒化物形成元素であり、 鋼中の C、 Nを析出物として固定することで鋼の強度を低 下させる効果がある。 その効果を十分に発揮させるために、 質量比で 2XC以上の添 量が 必要である。 一方、 T i添口量が多すぎると、 固溶 Cを減少させる働きが飽和することに加 え、 T iは高価であることから生産コストも上昇する。 そのため、 1^量を10 じ以下に 抑える必要がある。 よって、 T i量は質量比で 2 X C〜 10 X C (原子比では 0, 50 X C 〜2. 51 XC) の範囲とする。
なお、 上記以外の残部は Fe及ぴ不可避的不純物からなる。 不可避的不純物として、 例えば、 以下の元素を本発明の作用効果を害さなレ、範囲で含有してもよい。
S i ： 0. 020 %以下
S i含有量が 0. 020 %を超えると、 鋼板の表面性状が劣化し、 表面処理銅板として望ま しくないばかりでなく、 鋼が硬化して熱間圧延工程が困難化する。 従って、 S i含有量は 0. 020 %以下が好ましい。
P： 0. 020 %以下
P含有量の低減により、 加工性の改善と耐食性の改善効果が得られるが、 過度の低減は、 製 造コストの増加につながるため、 これらの兼ね合いから、 P含有量は 0. 020 %以下が好 ましい。 上記成分の他に、 C r、 C u等の不可避的不純物が含まれるが、 これらの成分は特に本発明 の鋼板特性に影響を及ぼすことがないため、 その他の特性に影響がない範囲で適宜含むこと ができる。 また、 鋼板の特性に悪影響を及ぼさない範囲で、 上記以外の元素の添加を行なう こともできる。
次に、 製造条件についての限定理由について述べる。
本発明の製缶用鋼板は、 上記化学成 囲に調整された鋼を、 連続難によりスラブとし、 A r3変態点以下の仕上温度で熱間圧延を行い、 巻取り、 酸洗した後、 5 0〜 9 6 %の圧下率で 冷間圧延ことにより得られる。 好ましくは、 ΙϋΙΞ卷取りを 6 4 0〜7 5 0 °Cの卷き取り で行う。 さらに好ましくは、 前記冷間圧延後、 1 5 0〜4 0 0 での で熱処理を行う。 こ れらにつ 、て以下に詳細に説明する。
熱間圧延条件
熱間圧の仕上温度： Ar3変態点以下
熱間圧延の仕上温度は本発明において重要な要件である。 本発明で規定した成分の鋼を Ar3 変態点以下の仕上 で熱間圧延を行うことにより、 製缶加工に耐える鋼板材質を得ること ができる。 これは、 Ar3変態点以下の熱間圧延を行うことで、 熱^!板の粒径が十分に ft^:と なり、 冷間圧延での加工硬ィ匕が抑制されて冷間圧延後の強度が過剰とならないためであると 考えられる。
なお、 Ar3変態点は、 熱間圧延時の加工および熱履歴を再現した加工熱処理試験を実施した 際の、 Ar3変態に伴う髓変化が生じる として求めることができる。 本発明で規定した鋼 成分の Ar3変態点は概ね 9 0 0 ¾付近であり、 仕上温度はこれより低い温度であればょレ、が、 確実にこれを達成するには 8 6 0で以下とすることが望ましレ、。
さらに、 詳細な機構は不明であるが、 A r 3変態点以下での合計圧下率が 4 0 %以上かつ最 終圧下率が 2 5 %以上とすることで、 紙織の均一性が優れ、 材質安定性が高まる。 これをさ らに高めるには、 合計圧下率を 5 0 %以上かつ最終圧下率を 3 0 %以上とすることが好まし い。
尚、 仕上圧延 は 9 5 0 °C以下とすることにより、 熱間圧延を確実に Ar3変態点以 下とすることができる上、 糸！ <織の均一化を図ることができるため、 本発明においてはより好 ましい。 詳細な機構については十分に解明できていないが、 仕上げ圧延開始直前のオーステ ナイト粒径が関係しているものと推定される。 スケール施発生防止の観点から、 9 2 0 °。以 下にすることがさらに望ましい。
卷取 ： 6 4 0 ~ 7 5 Οΐ (好適条件）
巻取 は、 次工程である酸洗 ·冷間圧延に支障をきたさないように設定することが必要で ある。 即ち、 7 5 0 °Cを超える温度で巻き取った場合は、 鋼板のスケール厚みが顕著に増大 し、 酸洗時の脱スケール性が悪化することに加え、 鋼板自身の高温強度の低下に伴い、 コィ ルの変形などの問題が生ずる ¾ ^がある。 一方、 6 4 0 °C未満だと、 卷取り後の保麵果が 充分でなく、 熱 鋼板の粒径が十分に 匕し難くなる。
酸洗卷取後の熱延鋼板は、 冷間圧延を行う前にスケール除去のため、 酸洗を施す。 酸洗は常 法にしたがって行えばよい。
酸洗後の冷間圧延条件：圧下率 5 0〜 9 6 %
酸洗後の冷間圧延は、 圧下率を 5 0〜 9 6 %とする。 圧下率が 5 0 %未満だと、 結晶糸!^が 不均一となること力ら、 製缶加工を行った際に変形が不均一となり、 製品の表面に肌荒れが 生じる。 また、 この冷間圧延は、 鋼板の形状 '艇の調整という作用も果たすため、 概ね 5 0 %以上の圧下を行うことがこれらの点においても必須な条件となる。 また、 上限は、 必要 とされる製品の強度と厚み、 熱間圧延-冷間圧延の設備能力に依存するものであるが、 9 6 %を超えて圧延することは局部延性の劣化を回避することは困難となるので、 極めて特殊 な用途以外には適用できない。
冷間圧延後の熱処理温度： 1 5 0〜 4 0 0 °C (好適条件）
冷間圧延後に熱処理を行う^、 熱処理の は 1 5 0 〜4 0 0 °Cとする。 本発明の成分 では再結晶温度は概ね 7 3 0°C以上であるため、 1 5 0〜4 0 0ででは再結晶は起きないが、 本発明で規定した C、 N b、 N、 Bの量的な関係により、 上記温度範囲で熱処理を行うこと で強度の低下と延性の改善を図ることができる。 この現象は、 比較的低い ½で軟化が生じ ることから、 こうした で拡散力 S進行しやすい (：、 Nなどの固溶元素と冷間圧延で導入さ れた転位の相互作用に起因する現象であると考えられる。 つまり、 本発明で規定した C、 N b、 T i、 N、 Bの量的な関係によりフェライト相での固溶 C、 Nが理想的な状態となって いることで、 比較的低温で強度の低下と延性の改善が得られるものと考える。 特に本発明で 規定した Bの添加条件による影響が大きく、 Bと Nが B Nを形成して固溶 Nが低下すること、 固溶 Bが粒界に偏析することにより粒界への C、 Nの偏析を妨げること、 マトリクス中で冷 間圧延によって導入された転位を C、 Nが固着していた状態から熱処理により固着が開放さ れること、 これらにより？ ^の低下と延性の改善が得られたものと考えられる。 このような 改善効果が期待できる下限の は 1 5 0 である。 一方、 が 4 0 0 以上となると、 冷間圧延での歪エネルギー蓄積の大きな一部の結晶粒で優先的に回復が進行しはじめ、 製缶 加工を行った際に変形が不均一となり、 製品の表面に肌荒れが生じる。 これより、 冷間圧延 後の熱処理温度を 1 5 0〜4 0 0でとする。 なお、 強度、 延性を安定して得るためには 2 0 0 〜3 5 0 の範囲が好ましい。 尚、 熱処理時間については、 本発明で推定される元素か ら固溶元素が転位を離脱するのに十分は時間であればよく、 特に限定しないが、 概ね 1 0〜 9 0 sの範囲にすることが好ましい。 実施例
実施例 1
以下、 実施例について説明する。
表 1に示す種々の鋼を溶製してスラブとし、 加熱 1 0 0〜1 2 5 0°Cで加熱した後、 表 1に示す仕上げ温度で熱間圧延し、 卷取り温度 680°Cで巻き取った。 次いで、 酸洗した後、 圧延率 90%で冷間圧延した。
以上により得られた鋼板に対して、 »変動を評価した。 »変動は、 冷間圧延後の板厚を 冷間圧延設備に設置した X線 計により鋼板コイル長手の全長について測定し、 平均 «ff に対する変動率で評価し、 変動率は製品として許容できる ±3%以下のものを合格として〇で 示し、 ±3%超えのものを不合格として Xで示した。
また、 表 1において、 熱間圧延の仕上げ温度は本発明で規定した Ar3変態点以下であるもの を〇、 本発明で除外した Ar3変態点超えであるものを Xとした。 以上により得られた結果を 条件と併せて表 1に示す。 表 1 (質量?
Figure imgf000011_0001
表 1より、 本発明例では、 板厚変動が ±3¾以下であり、 鋼板コイルの長手方向での板厚変 動を抑制した鋼板が得られているのがわかる。 すなわち、 本発明の第 1の課題である板厚変 動の抑制は、 表 1に示すように請求項 1で規定する条件を満足することにより解決できてい るのがわかる。
実施例 2
表 2に示す種々の銅を溶製してスラブとし、 力！]熱 iag l 1 0 0〜1 2 5 0 °Cで加熱した後、 仕上げ を Ar3変態点以下である 820°Cで熱間圧延し、 表 2に示す巻取り で巻き取った。 次いで、 酸洗し、 表 2に示す圧延率で冷間圧延した。
以上により得られた銅板に対して、 板厚変動を評価した。 板厚変動は、 冷間圧延後の板厚を 冷間圧延設備に設置した X線板厚計により鋼板コイル長手の全長について測定し、 平均板厚 に対する変動率で評価した。 評価結果を表 2に示す。 変動率は製品として許容できる ±3%以 下のものを合格として〇で示し、 ±3%超えのものを不合格として Xで示した。
次いで、 上記鋼板に対して、 表 2に示す熱処理温度で 30 sの熱処理を行った。 その後、 2種 の表面処理を行った。 一方は表面に C rめっきを行ったティンフリースチール （以下、 TFS と称す） としさらに PET樹脂フィルムをラミネートした。 もう一方は、 表面に Snめっきを行 つたぶりきとした。
TFSに PET樹脂フィルムをラミネートしたものは、 絞り比 2. 2の DRD缶に加工し、 缶胴部およ び缶底部で肌荒れを目視判定で評価した。 評価は、 優、 良、 不可の限度見本との比較で行つ た。 ここで、 優は肌荒れが生じないもの、 良は肌荒れが若干生じるが実用上の許容範囲であ るもの、 不可は肌荒れが実用上許容できないレベルで生じたものである。 評価結果は優を 0、 良を△、 不可を Xとした。 得られた結果を表 2に示す。
また、 ぶりきとしたものは直径 52mmの溶接缶とし、 拡張率 6%および 8%のフランジ加ェを行 い、 フラン、^れの発生を評価した。 評価結果は、 6%および 8%のフランジ加工で割れが生じ ないものを〇、 8%のフランジ加ェで割れが生じても、 6%では割れが乗じないものを△、 6%お よび 8%のいずれでもフランジ加ェで割れが生じたものを Xとした。 得られた結果を表 2に示 す。 表 2 (質量％)
Figure imgf000013_0001
表 2より、 本発明の第 1の課題である板厚変動の抑制は請求項 1で規定する条件を満足す ることにより解決できている。 また、 実缶成型において、 肌荒れ、 フランジ割れは許容でき る水準となっている。
そして、 さらに、 請求項 2およ 求項 3に規定した条件を満足することにより、 実缶成型 においての肌荒れ、 フランジ割れの抑制はより一層良好となっているのがわかる。
産業上の利用可能性
本発明は食缶や飲料缶として最適である。 そして、 これら以外にも、 本発明で想定されてい るような有機樹脂フィルムラミネ一ト鋼板を素材として従来の D I成形を用いて、 フィルム の損傷を回避し、 缶体の抜き取り性が要求される用途にも好適に使用される。

Claims

請求の範囲
1. 鋼成分が、 質量％で、 C： 0. 005%以下、 Mn： 0. 05— 0. 5%、 A 1 ： 0. 01—0. 12%, N： 0. 0010〜0. 0070%、 B : 0. 15 XN〜0. 75 XN
(原子比では、 0. 20XN〜0. 97XN) を含み、 さらに、 Nb : 4XC〜20XC (原子比では、 0. 52XC〜2. 58XC) 、 T i : 2XC〜10XC (原子比では、 0. 50XC〜2. 51 XC) の 1種または 2種を含み、 残部が F eぉ ぴ不可避的不純物元素 からなる鋼を、 連^ gによりスラブとし、 Ar3変態点以下の仕上 ¾で熱間圧延を行 、、 卷 取り、 酸洗した後、 50〜 96%の圧下率で冷間圧延することを とする製缶用鋼板の製 造方法。
2. MIE^取りを 640〜750 での で行うことを とする請求項 1に記載の製缶 用鋼板の製 法。
3. tillB冷間圧延後、 150-400 での で熱処理を行うことを とする請求項 ί または 2に記載の製缶用銅板の製 法。
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