WO2020129482A1 - 缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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房亮 假屋
芳恵 椎森
克己 小島
大介 大谷
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for cans and a manufacturing method thereof.
  • the steel plates to be thinned are steel plates used for a can body of a two-piece can formed by drawing, a can body of a three-piece can formed by cylindrical forming, and a can lid. If the steel plate is simply thinned, the strength of the can body and the can lid will decrease. Therefore, for parts such as the can body of redraw cans (DRD (draw-redraw) cans) and welded cans, high strength ultra-thin cans can be used. Steel sheets are desired.
  • High-strength ultra-thin steel sheet for cans is manufactured by using the Double Reduce method (hereinafter also referred to as “DR method”) in which secondary cold rolling that reduces the rolling reduction to 20% or more is performed after annealing.
  • DR method Double Reduce method
  • a steel sheet manufactured using the DR method (hereinafter, also referred to as “DR material”) has high strength, but has a small total elongation (poor ductility) and poor workability.
  • the application of DR material is progressing in the can body having a straight shape, but since the shape of the can lid of the food can to be opened is complicated, the application of DR material results in a highly accurate processed shape in the complicated shape part. Often you can not get.
  • the can lid is manufactured by sequentially performing blanking, shelling, and curling of a steel plate by press working. In particular, in curling, the flange of the can body and the curl portion of the can lid are wound to secure the sealing performance of the can. Therefore, the curled portion of the can lid is required to have high precision in processing.
  • the sealing performance of the can after the flange portion of the can barrel and the curl portion of the can lid are wound tightly is impaired.
  • the DR material generally used as a steel plate for a high-strength ultra-thin can has poor ductility, it is often difficult to apply it to a can lid having a complicated shape from the viewpoint of workability. Therefore, when the DR material is used, the product is obtained through many times of die adjustment.
  • the steel sheet is strengthened by work hardening by secondary cold rolling, depending on the accuracy of the secondary cold rolling, work hardening is introduced into the steel sheet unevenly, resulting in processing of the DR material. In this case, local deformation may occur. This local deformation causes wrinkles in the curl portion of the can lid and should be avoided.
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet in which strength and ductility are balanced by combining precipitation strengthening with Nb carbide and refinement strengthening with carbonitrides of Nb, Ti, and B in a composite manner.
  • Patent Document 2 proposes a method for strengthening a steel sheet by using solid solution strengthening of Mn, P, N and the like.
  • the tensile strength is set to less than 540 MPa by precipitation strengthening of Nb, Ti, and B carbonitrides, and the particle size of oxide inclusions is controlled to improve the formability of welds.
  • Steel plates for use have been proposed.
  • Patent Document 4 the tensile strength is 400 MPa or more and the elongation at break is 10% or more by increasing the N content to increase the strength by solid solution N and controlling the dislocation density in the plate thickness direction of the steel sheet.
  • a steel plate for a high strength container is proposed.
  • the above-mentioned conventional technology is inferior in any of strength, ductility (total elongation), uniform deformability, and processing accuracy of the curl portion.
  • Patent Literature 1 proposes a steel that achieves high strength by precipitation strengthening and that balances strength and ductility. However, local deformation of the steel sheet is not considered at all, and it is difficult to obtain a steel sheet satisfying the processing accuracy required for the curl portion of the can lid by the manufacturing method described in Patent Document 1.
  • Patent Document 2 proposes strengthening by solid solution strengthening. However, increasing the strength of the steel sheet due to excessive addition of P easily causes local deformation of the steel sheet, and it is difficult to obtain a steel sheet that satisfies the processing accuracy required for the curl portion of the can lid.
  • Patent Document 3 desired strength is obtained by precipitation strengthening of Nb, Ti, and B carbonitrides.
  • addition of Ca or REM is essential, and there is a problem of degrading corrosion resistance.
  • the local deformation of the steel sheet is not taken into consideration at all, and it is difficult to obtain a steel sheet that satisfies the processing accuracy required for the curl portion of the can lid by the manufacturing method described in Patent Document 3.
  • a can lid is formed by using a steel plate for a high-strength container having a tensile strength of 400 MPa or more and an elongation at break of 10% or more, and thereby a pressure strength evaluation is performed.
  • the shape of the can lid curl portion is not considered at all, and it is difficult to obtain a can lid with high processing accuracy.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a steel plate for a can, which has high strength, and particularly has sufficiently high processing accuracy as a material for a curl portion of a can lid, and a manufacturing method thereof. ..
  • the gist of the present invention that solves the above problems is as follows. [1]% by mass, C: 0.010% or more and 0.130% or less, Si: 0.04% or less, Mn: 0.10% or more and 1.00% or less, P: 0.007% or more and 0. 100% or less, S: 0.0005% or more and 0.0090% or less, Al: 0.001% or more and 0.100% or less, N: 0.0050% or less, Ti: 0.0050% or more and 0.1000% or less.
  • a steel sheet for a can having a composition in which the balance is Fe and inevitable impurities, and a structure in which the proportion of cementite in the ferrite grains is 10% or less, and the upper yield strength is 550 MPa or more.
  • the composition of the components is, in mass %, Nb: 0.0050% or more and 0.0500% or less, Mo: 0.0050% or more and 0.0500% or less, and B: 0.0020% or more and 0.
  • the steel sheet for a can according to the above [1], which contains one or more selected from 0100% or less.
  • [3]% by mass, C: 0.010% or more and 0.130% or less, Si: 0.04% or less, Mn: 0.10% or more and 1.00% or less, P: 0.007% or more and 0. 100% or less, S: 0.0005% or more and 0.0090% or less, Al: 0.001% or more and 0.100% or less, N: 0.0050% or less, Ti: 0.0050% or more and 0.1000% or less. , And Cr: 0.08% or less, and when Ti* Ti-1.5S, the relationship of 0.005 ⁇ (Ti*/48)/(C/12) ⁇ 0.700 is satisfied.
  • a steel slab having a balance of Fe and inevitable impurities is heated at 1200° C.
  • the primary cold rolling step of performing cold rolling at a constant rate and the steel sheet after the primary cold rolling step are heated under the condition that the average heating rate up to 500°C is 8°C/s or more and 50°C/s or less.
  • the steel sheet after the annealing step is cold-rolled at a reduction rate of 0.1% or more and 15.0% or less.
  • the component composition is, in mass %, Nb: 0.0050% or more and 0.0500% or less, Mo: 0.0050% or more and 0.0500% or less, and B: 0.0020% or more and 0.
  • the method for producing a steel sheet for a can according to the above [3], containing one or more selected from 0100% or less.
  • a steel plate for a can which has a high strength and in particular has a sufficiently high processing accuracy as a material for the curl portion of the can lid.
  • the steel sheet for a can in the present embodiment has an upper yield strength of 550 MPa or more.
  • the C content in the steel sheet for cans is important. If the C content is less than 0.010%, the strength increasing effect due to the precipitation strengthening described above is reduced, and the upper yield strength is less than 550 MPa. Therefore, the lower limit of the C content is 0.010%.
  • the C content exceeds 0.130%, hypoperitectic cracking occurs in the cooling process during melting of the steel, and the steel sheet excessively hardens, so that the ductility decreases. Further, the ratio of cementite in the ferrite grains exceeds 10%, and wrinkles are generated when the steel sheet is processed into the curl portion of the can lid. Therefore, the upper limit of the C content is 0.130%.
  • the C content is 0.060% or less, the deformation resistance during cold rolling is small, and rolling can be performed at a higher rolling speed. Therefore, from the viewpoint of ease of manufacturing, the C content is preferably 0.015% or more and 0.060% or less.
  • Si 0.04% or less Si is an element that strengthens steel by solid solution strengthening.
  • the Si content is preferably 0.01% or more.
  • the Si content is set to 0.04% or less.
  • the Si content is preferably 0.01% or more and 0.03% or less.
  • Mn 0.10% or more and 1.00% or less Mn increases the strength of steel by solid solution strengthening. If the Mn content is less than 0.10%, the upper yield strength of 550 MPa or more cannot be secured. Therefore, the lower limit of the Mn content is 0.10%. On the other hand, when the Mn content exceeds 1.00%, not only the corrosion resistance and surface properties are poor, but also the ratio of cementite in ferrite grains exceeds 10%, and local deformation occurs, resulting in uniform deformability. Inferior Therefore, the upper limit of the Mn content is 1.00%. The Mn content is preferably 0.20% or more and 0.60% or less.
  • P 0.007% or more and 0.100% or less
  • P is an element having a large solid solution strengthening ability. In order to obtain such effects, it is necessary to contain P in an amount of 0.007% or more. Therefore, the lower limit of the P content is set to 0.007%. On the other hand, when the content of P exceeds 0.100%, the steel sheet is excessively hardened, so that the ductility is reduced and the corrosion resistance is further deteriorated. Therefore, the upper limit of the P content is 0.100%.
  • the P content is preferably 0.008% or more and 0.015% or less.
  • the can steel sheet according to the present embodiment has high strength due to precipitation strengthening by Ti-based carbide. S easily forms Ti and TiS, and when TiS is formed, the amount of Ti-based carbide useful for precipitation strengthening decreases, and high strength cannot be obtained. That is, when the S content exceeds 0.0090%, a large amount of TiS is formed and the strength is reduced. Therefore, the upper limit of the S content is set to 0.0090%.
  • the S content is preferably 0.0080% or less. On the other hand, if the S content is less than 0.0005%, the cost for removing S becomes excessive. Therefore, the lower limit of the S content is set to 0.0005%.
  • Al 0.001% or more and 0.100% or less
  • Al is an element to be contained as a deoxidizing agent and is also useful for refining steel. If the Al content is less than 0.001%, the effect as a deoxidizing agent is insufficient, causing the occurrence of solidification defects and increasing the steelmaking cost. Therefore, the lower limit of the Al content is 0.001%. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, surface defects may occur. Therefore, the upper limit of the Al content is 0.100% or less. In order for Al to function sufficiently as a deoxidizing agent, the Al content is preferably 0.010% or more and 0.060% or less.
  • the can steel sheet according to the present embodiment has high strength due to precipitation strengthening by Ti-based carbide. N easily forms Ti and TiN, and when TiN is formed, the amount of Ti-based carbide useful for precipitation strengthening decreases, and high strength cannot be obtained. Further, if the N content is too high, slab cracks are likely to occur in the lower straightening zone where the temperature during continuous casting decreases. Further, as described above, a large amount of TiN formed reduces the amount of Ti-based carbides useful for precipitation strengthening, making it impossible to obtain the desired strength. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.0050%. The lower limit of the N content is not particularly required to be set, but from the viewpoint of steelmaking cost, the N content is preferably more than 0.0005%.
  • Ti 0.0050% or more and 0.1000% or less
  • Ti is an element having a high carbide-forming ability and is effective in precipitating fine carbide.
  • the upper yield strength is increased.
  • the upper yield strength can be adjusted by adjusting the Ti content. This effect occurs when the Ti content is 0.0050% or more, so the lower limit of the Ti content is 0.0050%.
  • Ti causes an increase in recrystallization temperature, if the Ti content exceeds 0.1000%, a large amount of unrecrystallized structure remains in the annealing at the soaking temperature of 640 to 780°C.
  • the upper limit of the Ti content is set to 0.1000%.
  • the Ti content is preferably 0.0100% or more and 0.0800% or less.
  • Cr 0.08% or less Cr is an element that forms carbonitrides. Although the carbonitride of Cr has a smaller strengthening ability than the Ti-based carbide, it contributes to the strengthening of the steel. From the viewpoint of sufficiently obtaining this effect, the Cr content is preferably 0.001% or more. However, if the Cr content exceeds 0.08%, the carbonitride of Cr is excessively formed, and the formation of Ti-based carbide that most contributes to the strengthening ability of steel is suppressed, and desired strength cannot be obtained. Therefore, the Cr content is set to 0.08% or less.
  • Ti forms fine precipitates (Ti-based carbides) with C, and contributes to increasing the strength of steel.
  • C that does not form a Ti-based carbide is present in the steel as cementite or solid solution C. If the cementite is present in the ferrite grains of the steel in a predetermined fraction or more, local deformation occurs during processing of the steel sheet, and wrinkles occur when the steel sheet is processed into the curl portion of the can lid.
  • Ti is likely to combine with S to form TiS, and when TiS is formed, the amount of Ti-based carbide useful for precipitation strengthening decreases, and high strength cannot be obtained.
  • the present inventors achieved high strength by Ti-based carbides, and at the same time, wrinkles caused by local deformation during processing of steel sheet. They have found that they can be suppressed and have reached the present invention. That is, when (Ti*/48)/(C/12) is less than 0.005, the amount of Ti-based carbide that contributes to the high strength of steel is reduced, and the upper yield strength is less than 550 MPa.
  • (Ti*/48)/(C/12) is set to 0.005 or more.
  • (Ti*/48)/(C/12) exceeds 0.700, a large amount of unrecrystallized structure remains in the annealing at the soaking temperature of 640°C to 780°C. Then, when the steel sheet is deformed, strain is unevenly applied to the steel sheet, and wrinkles are generated when the steel sheet is processed into the curl portion of the can lid. Therefore, (Ti*/48)/(C/12) is set to 0.700 or less.
  • (Ti*/48)/(C/12) is preferably 0.090 or more and 0.400 or less.
  • Nb 0.0050% or more and 0.0500% or less
  • Nb is an element having a high carbide-forming ability similar to Ti, and is effective for precipitating fine carbides.
  • the upper yield strength is increased.
  • the upper yield strength can be adjusted by adjusting the Nb content. This effect occurs when the Nb content is 0.0050% or more, so the lower limit of the Nb content is set to 0.0050%.
  • Nb causes an increase in recrystallization temperature. Therefore, if the Nb content exceeds 0.0500%, a large amount of unrecrystallized structure remains in the annealing at the soaking temperature of 640 to 780°C.
  • the upper limit of the Nb content is set to 0.0500%.
  • the Nb content is preferably 0.0080% or more and 0.0300% or less.
  • Mo 0.0050% or more and 0.0500% or less
  • Mo is an element having a high carbide forming ability similar to Ti and Nb, and is effective for precipitating fine carbide.
  • the upper yield strength is increased.
  • the upper yield strength can be adjusted by adjusting the Mo content. This effect is produced by setting the Mo content to 0.0050% or more, so the lower limit of the Mo content is set to 0.0050%.
  • Mo causes an increase in the recrystallization temperature. Therefore, when the Mo content exceeds 0.0500%, a large amount of unrecrystallized structure remains in the annealing at the soaking temperature of 640 to 780°C.
  • the upper limit of the Mo content is set to 0.0500%.
  • the Mo content is preferably 0.0080% or more and 0.0300% or less.
  • B 0.0020% or more and 0.0100% or less B is effective in refining the ferrite grain size and increasing the upper yield strength.
  • the upper yield strength can be adjusted by adjusting the B content. This effect occurs when the B content is 0.0020% or more, so the lower limit of the B content is 0.0020%.
  • B causes an increase in the recrystallization temperature, so if the B content exceeds 0.0100%, a large amount of unrecrystallized structure remains in the annealing at the soaking temperature of 640 to 780°C.
  • the upper limit of the B content is 0.0100%.
  • the B content is preferably 0.0025% or more and 0.0050% or less.
  • the mechanical properties of the steel plate for a can according to this embodiment will be described.
  • the upper yield strength of the steel plate is set to 550 MPa or more.
  • the composition is 670 MPa or less, better corrosion resistance can be obtained. Therefore, it is preferable to set the upper yield strength to 670 MPa or less.
  • the yield strength can be measured by the metal material tensile test method shown in "JIS Z 2241:2011".
  • the above-mentioned yield strength can be obtained by adjusting the component composition, the cooling rate after winding in the hot rolling step, and the heating rate in the annealing step.
  • the yield strength of 550 MPa or more has the above-described composition
  • the winding temperature is 640° C. or more and 780° C. or less in the hot rolling process
  • the average cooling rate from 500° C. to 300° C.
  • Ratio of cementite in ferrite grains 10% or less If the ratio of cementite in ferrite grains exceeds 10%, it is caused by local deformation during processing, for example, when processing a steel plate into a curl portion of a can lid. Wrinkles occur. Therefore, the ratio of cementite in the ferrite grains is set to 10% or less. Although this mechanism is not clear, it is presumed that the presence of large amounts of cementite, which is larger than the fine Ti-based carbides, causes an imbalance in the interaction between the fine Ti-based carbides and cementites during processing and dislocations, leading to wrinkling. To be done.
  • the ratio of cementite in the ferrite grains is preferably 8% or less.
  • the ratio of cementite in the ferrite grains is preferably 1% or more, more preferably 2% or more.
  • the ratio of cementite in ferrite grains can be measured by the following method. After polishing a cross section of the steel plate in the plate thickness direction parallel to the rolling direction, the plate is corroded with a corrosive liquid (3% by volume nital). Next, using an optical microscope, from a plate thickness 1/4 depth position (a position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface in the above cross section) over 10 fields of view at a magnification of 400, the plate thickness 1/ Observe the area up to position 2. Next, cementite in the ferrite grains is specified by visual determination using a structure photograph taken by an optical microscope, and the area ratio of cementite is obtained by image analysis.
  • cementite is a circular or elliptical metal structure that exhibits black or gray under an optical microscope with a magnification of 400 times.
  • the area ratio of cementite is obtained in each visual field, and the value obtained by averaging the area ratios of 10 visual fields is taken as the ratio of cementite in ferrite grains.
  • Plate thickness 0.4 mm or less
  • the thickness of steel plates is being thinned for the purpose of reducing can manufacturing costs.
  • the thickness of the steel sheet is reduced, that is, the thickness of the steel sheet is reduced, there is a concern that the strength of the can body may be reduced and the molding may be defective during processing.
  • the steel plate for a can according to the present embodiment does not reduce the strength of the can, for example, the pressure resistance of the can lid, even when the plate thickness is thin, and does not cause wrinkling-induced molding defects during processing. That is, when the plate thickness is thin, the effect of the present invention that the strength is high and the processing accuracy is high is remarkably exhibited. Therefore, from this viewpoint, the plate thickness is preferably 0.4 mm or less.
  • the plate thickness may be 0.3 mm or less, or 0.2 mm or less.
  • the temperature is based on the surface temperature of the steel sheet.
  • the average cooling rate is a value obtained by calculating as follows based on the surface temperature of the steel sheet.
  • the average cooling rate from 500° C. to 300° C. is represented by ⁇ (500° C.) ⁇ (300° C.) ⁇ /(cooling time from 500° C. to 300° C.).
  • the molten steel is adjusted to the above-mentioned component composition by a known method using a converter or the like, and then a slab is formed by, for example, a continuous casting method.
  • Slab heating temperature 1200° C. or higher
  • coarse nitrides formed during casting, such as AlN remain unmelted in the steel. Due to this, the can-making property is deteriorated, and when the steel plate is deformed, strain is unevenly applied to the steel plate, and wrinkles are generated when the steel plate is processed into the curl portion of the can lid. Therefore, the lower limit of the slab heating temperature is 1200°C.
  • the slab heating temperature is preferably 1220° C. or higher. The effect is saturated even if the slab heating temperature exceeds 1350°C, so the upper limit is preferably 1350°C.
  • Finishing rolling temperature 850° C. or higher
  • the finish rolling temperature in the hot rolling step is lower than 850° C.
  • the unrecrystallized structure resulting from the unrecrystallized structure of the hot rolled steel sheet remains in the annealed steel sheet, and locally during the processing of the steel sheet. Wrinkles are generated due to mechanical deformation. Therefore, the lower limit of the finish rolling temperature is set to 850°C.
  • the finish rolling temperature is preferably 950°C or lower.
  • Winding temperature 640° C. or higher and 780° C. or lower
  • the winding temperature in the hot rolling step is lower than 640° C.
  • a large amount of cementite precipitates on the hot rolled steel sheet.
  • the ratio of cementite in the ferrite grains after annealing exceeds 10%, and wrinkles due to local deformation occur when the steel sheet is processed into the curl portion of the can lid. Therefore, the lower limit of the winding temperature is set to 640°C.
  • the winding temperature exceeds 780° C., a part of ferrite in the steel sheet after continuous annealing is coarsened, the steel sheet is softened, and the upper yield strength becomes less than 550 MPa. Therefore, the upper limit of the winding temperature is set to 780°C.
  • the winding temperature is preferably 660° C. or higher and 760° C. or lower.
  • Average cooling rate from 500° C. to 300° C. 25° C./h or more and 55° C./h or less
  • the average cooling rate from 500° C. to 300° C. after winding is less than 25° C./h
  • a large amount of cementite is added to the hot rolled steel sheet.
  • the ratio of cementite occupying in the ferrite grains after precipitation becomes greater than 10% after annealing.
  • wrinkles are generated due to local deformation, or the amount of fine Ti-based carbides that contribute to the strength is reduced, so that the strength of the steel sheet is reduced. Therefore, the lower limit of the average cooling rate from 500°C to 300°C after winding is set to 25°C/h.
  • the average cooling rate from 500° C. to 300° C. after winding exceeds 55° C./h, the solid solution C existing in the steel increases, and when the steel sheet is processed into the curl portion of the can lid, the solid solution C is dissolved. Wrinkles caused by. Therefore, the upper limit of the average cooling rate from 500°C to 300°C after winding is set to 55°C/h or less.
  • the average cooling rate from 500° C. to 300° C. after winding is preferably 30° C./h or more and 50° C./h or less.
  • the above average cooling rate can be achieved by air cooling.
  • the "average cooling rate" is based on the average temperature of the coil width direction edge and the center.
  • the pickling After that, it is preferable to perform pickling, if necessary.
  • the pickling only needs to be able to remove the surface layer scale, and the conditions are not particularly limited.
  • the scale may be removed by a method other than pickling.
  • the cold rolling is performed in two times with the annealing interposed.
  • Rolling reduction in primary cold rolling 86% or more
  • the rolling reduction in the primary cold rolling step is preferably 87% or more and 94% or less.
  • another step may be appropriately included, for example, an annealing step for softening the hot rolled sheet.
  • the primary cold rolling step may be performed immediately after the hot rolling step without performing the pickling.
  • Average heating rate up to 500° C. 8° C./s or more and 50° C./s or less
  • the average heating rate up to 500° C. is 8° C./s or more and 50° C./s or less on the steel sheet after the primary cold rolling process. Heating is performed up to a soaking temperature described later under the conditions. If the average heating rate up to 500° C. is less than 8° C./s, Ti-based carbides that are mainly precipitated in the winding step of hot rolling become coarse during heating and the strength decreases. Therefore, the average heating rate up to 500° C. is set to 8° C./s or more.
  • the average heating rate up to 500°C exceeds 50°C/s, a large amount of unrecrystallized structure remains in the annealing at the soaking temperature of 640°C to 780°C. Then, when the steel sheet is deformed, strain is unevenly applied to the steel sheet, and wrinkles are generated when the steel sheet is processed into the curl portion of the can lid. Therefore, the average heating rate up to 500°C is set to 50°C/s or less. After reaching 500° C., it is not preferable that the steel sheet temperature falls in the process of reaching the soaking temperature, and it is preferable to raise the temperature to 640° C. while maintaining the average heating rate up to 500° C.
  • Soaking temperature 640° C. or more and 780° C. or less If the soaking temperature in the continuous annealing step exceeds 780° C., passing problems such as heat buckles are likely to occur in continuous annealing. Further, the ferrite grain size of the steel sheet is partly coarsened, the steel sheet is softened, and the upper yield strength becomes less than 550 MPa. Therefore, the soaking temperature is set to 780°C or lower. On the other hand, if the annealing temperature is lower than 640° C., the recrystallization of ferrite grains becomes incomplete and unrecrystallized remains.
  • the soaking temperature is set to 640° C. or higher.
  • the soaking temperature is preferably 660°C or higher and 740°C or lower.
  • Soaking temperature in the temperature range of 640°C to 780°C Holding time 10 seconds or more and 90 seconds or less
  • the holding time exceeds 90 seconds
  • the temperature of Ti-based carbides that precipitates mainly in the winding process of hot rolling rises. It becomes coarse inside and the strength decreases.
  • the holding time is less than 10 seconds, recrystallization of ferrite grains becomes incomplete, and unrecrystallized remains. Then, when the steel sheet is deformed, strain is unevenly applied to the steel sheet, local deformation occurs, and wrinkles occur when the steel sheet is processed into a curl portion of a can lid.
  • a continuous annealing device can be used for annealing. Further, after the primary cold rolling step and before the annealing step, other steps may be appropriately included, for example, an annealing step for softening the hot rolled sheet may be included, and the annealing step may be performed immediately after the primary cold rolling step. Good.
  • Reduction ratio in secondary cold rolling 0.1% or more and 15.0% or less
  • the reduction ratio in secondary cold rolling after annealing exceeds 15.0%, excessive work hardening is introduced into the steel sheet.
  • the steel plate strength is excessively increased.
  • the rolling reduction in the secondary cold rolling is set to 15.0% or less.
  • the secondary cold rolling has a role of imparting a surface roughness to the steel sheet, and in order to impart a uniform surface roughness to the steel sheet and an upper yield strength of 550 MPa or more, the secondary cold rolling is performed. It is necessary to reduce the rolling reduction of 0.1% or more.
  • the secondary cold rolling process may be performed in the annealing device or may be performed as an independent rolling process.
  • the steel plate for a can in this embodiment can be obtained.
  • various steps can be further performed after the secondary cold rolling.
  • the steel plate for a can of the present invention may have a plating layer on the steel plate surface.
  • the plating layer include a Sn plating layer, a tin-free Cr plating layer, a Ni plating layer, a Sn—Ni plating layer, and the like.
  • a coating baking process, a film laminating process or the like may be performed. Since the film thickness of plating, laminate film and the like is sufficiently smaller than the plate thickness, the influence on the mechanical properties of the steel sheet for cans can be ignored.
  • a steel slab was obtained by melting steel containing the composition shown in Table 1 with the balance being Fe and inevitable impurities in a converter and continuously casting the steel.
  • the steel slab was hot-rolled under the hot-rolling conditions shown in Table 2, and pickled after hot-rolling.
  • primary cold rolling is performed at a rolling reduction shown in Table 2
  • continuous annealing is performed under the continuous annealing conditions shown in Table 2
  • secondary cold rolling is performed at a rolling reduction shown in Table 2 to obtain a steel sheet.
  • the following evaluation was performed on the Sn-plated steel sheet that had been subjected to a heat treatment corresponding to a paint baking treatment at 210° C. for 10 minutes.
  • ⁇ Tensile test> The tensile test was carried out in accordance with the metallic material tensile test method shown in "JIS Z 2241:2011". That is, a JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z 2201) was sampled so that the direction perpendicular to the rolling direction was the tensile direction, and a mark of 50 mm (L) was given to the parallel part of the tensile test piece. Then, a tensile test in accordance with JIS Z 2241 was carried out at a tensile speed of 10 mm/min until the tensile test piece broke, and the upper yield strength was measured. The measurement results are shown in Tables 2 and 3.
  • cementite is a circular or elliptical metallic structure that exhibits black or gray under an optical microscope with a magnification of 400 times.
  • the area ratio of cementite was obtained in each visual field, and the value obtained by averaging the area ratios of 10 visual fields was taken as the ratio of cementite in ferrite grains.
  • Image analysis software was used for image analysis. The survey results are shown in Tables 2 and 3.
  • ⁇ Wrinkle occurrence> A 120 mm square blank was sampled from a steel plate and sequentially processed into a circular blank, shell, and curl to produce a can lid. Using a stereoscopic microscope (manufactured by Keyence Co., Ltd.), the curled portion of the prepared can lid was observed at eight locations in the circumferential direction to check whether wrinkles were generated. The evaluation results are shown in Tables 2 and 3. In addition, when wrinkles occurred at one of the eight circumferential positions, "wrinkle occurrence: present" is defined, and when no wrinkles occurred at any of the eight circumferential positions, "wrinkle occurrence: none". did.
  • the present invention it is possible to obtain a steel plate for a can, which has a high strength and, in particular, has a sufficiently high processing accuracy as a material for the curl portion of the can lid. Further, since the steel plate has a high uniform deformability, it is possible to manufacture a can lid product having a high processing accuracy, for example, when performing can lid processing. Furthermore, the present invention is most suitable as a steel plate for a can, centering on a three-piece can accompanied by a can body processing with a high degree of processing, a two-piece can whose bottom portion is processed by several percent, and a can lid.

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Abstract

高強度であり、特に、缶蓋のカール部の素材として十分に高い加工精度を有する缶用鋼板を提供する。本発明による缶用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下および、Ｃｒ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ－１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％以下である組織とを有し、上降伏強度が５５０ＭＰａ以上である。

Description

缶用鋼板およびその製造方法
　本発明は、缶用鋼板およびその製造方法に関する。
　鋼板が使用される食缶や飲料缶の缶胴や蓋において、製缶コストの低減が要望されており、その対策として、使用する鋼板の薄肉化による素材の低コスト化が進められている。薄肉化の対象となる鋼板は、絞り加工により成形される２ピース缶の缶胴、及び円筒成形により成形される３ピース缶の缶胴、並びに缶蓋に使用される鋼板である。単に鋼板を薄肉化すると、缶胴や缶蓋の強度が低下するため、再絞り缶（ＤＲＤ（ｄｒａｗ－ｒｅｄｒａｗ）缶）や溶接缶の缶胴のような部位には、高強度極薄缶用鋼板が望まれている。
　高強度極薄缶用鋼板は、焼鈍後に圧下率が２０％以上となる二次冷間圧延を施すＤｕｂｌｅ　Ｒｅｄｕｃｅ法（以下、「ＤＲ法」とも称する。）を用いて製造されている。ＤＲ法を用いて製造された鋼板（以下、「ＤＲ材」とも称する。）は、高強度であるが、全伸びが小さく（延性に乏しく）、加工性が劣る。
　ストレート形状を有する缶胴においては、ＤＲ材の適用が進んでいるが、開蓋する食缶の缶蓋では形状が複雑であるので、ＤＲ材を適用すると複雑な形状部分において精度の高い加工形状を得ることができないことが多い。具体的には、缶蓋は鋼板のブランキング、シェル加工、及びカール加工を順次プレス加工にて行なうことにより製造される。特に、カール加工では、缶胴のフランジ部と缶蓋のカール部を巻締めて缶の密封性を確保しているため、缶蓋のカール部の加工形状には高い精度が要望される。例えば、缶蓋のカール部にしわが発生すると、缶胴のフランジ部と缶蓋のカール部を巻締めた後の缶の密封性が著しく損なわれる。高強度極薄缶用鋼板として一般的に用いられるＤＲ材は、延性に乏しいので、複雑な形状を有する缶蓋に適用することが加工性の観点から困難であることが多い。そのため、ＤＲ材を用いる場合、多回数の金型調整を経て製品を得ている。さらに、ＤＲ材では二次冷間圧延による加工硬化により鋼板を高強度化しているため、二次冷間圧延の精度によっては加工硬化が不均一に鋼板に導入される結果、ＤＲ材を加工する際に局所的な変形が生じる場合がある。この局所的な変形は、缶蓋のカール部にしわを発生させる原因となるため回避すべきである。
　このようなＤＲ材の欠点を回避するため、種々の強化法を用いた高強度鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１では、Ｎｂ炭化物による析出強化やＮｂ、Ｔｉ、及びＢの炭窒化物による微細化強化を複合的に組み合わせることにより、強度と延性のバランスがとれた鋼板が提案されている。特許文献２では、Ｍｎ、Ｐ、及びＮ等の固溶強化を用いて、鋼板を高強度化する方法が提案されている。特許文献３では、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＢの炭窒化物による析出強化により、引張強度を５４０ＭＰａ未満とし、酸化物系介在物の粒径を制御することにより、溶接部の成形性を改善する缶用鋼板が提案されている。特許文献４では、Ｎ含有量を高めることにより固溶Ｎによる高強度化を図り、鋼板の板厚方向の転位密度を制御することにより、引張強度が４００ＭＰａ以上であり、破断伸びが１０％以上である高強度容器用鋼板が提案されている。
特開平８－３２５６７０号公報 特開２００４－１８３０７４号公報 特開２００１－８９８２８号公報 特許第５８５８２０８号公報
　上述したように、缶用鋼板を薄肉化するには強度を確保することが必要である。一方、加工精度が高い缶蓋の素材として鋼板を用いる場合には、該鋼板は高延性である必要がある。さらに、缶蓋のカール部の加工精度を高めるためには、鋼板の局所的な変形を抑制する必要がある。しかしながら、これらの特性について、上記の従来技術では、強度、延性（全伸び）、均一変形能、カール部の加工精度のいずれかが劣る。
　特許文献１では析出強化により高強度化を実現しており、強度と延性のバランスがとれた鋼が提案されている。しかしながら、鋼板の局所的な変形については全く考慮されておらず、特許文献１に記載の製造方法では、缶蓋のカール部に要求される加工精度を満足する鋼板を得ることは難しい。
　特許文献２は、固溶強化による高強度化を提案している。しかしながら、Ｐの過剰添加による鋼板の高強度化は、鋼板の局所的な変形を招きやすくなり、缶蓋のカール部に要求される加工精度を満足する鋼板を得ることは難しい。
　特許文献３は、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＢの炭窒化物による析出強化により、所望の強度を得ている。しかしながら、溶接部の成形性および表面性状の観点からは、ＣａやＲＥＭの添加も必須であり、耐食性を劣化させる問題がある。また、鋼板の局所的な変形については全く考慮されておらず、特許文献３に記載の製造方法では、缶蓋のカール部に要求される加工精度を満足する鋼板を得ることは難しい。
　特許文献４は、引張強度が４００ＭＰａ以上であり、破断伸びが１０％以上である高強度容器用鋼板を用いて、缶蓋を成形することにより、耐圧強度評価を実施している。しかし、缶蓋カール部の形状については全く考慮されておらず、加工精度の高い缶蓋を得ることは難しい。
　本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、高強度であり、特に、缶蓋のカール部の素材として十分に高い加工精度を有する缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題を解決する本発明の要旨構成は以下のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下および、Ｃｒ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ－１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％以下である組織とを有し、上降伏強度が５５０ＭＰａ以上である缶用鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下および、Ｂ：０．００２０％以上０．０１００％以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、上記［１］に記載の缶用鋼板。
　［３］質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下、およびＣｒ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ－１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、１２００℃以上で加熱し、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で圧延して鋼板とし、前記鋼板を６４０℃以上７８０℃以下の温度で巻取り、その後５００℃から３００℃における平均冷却速度を２５℃／ｈ以上５５℃／ｈ以下とする冷却を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の鋼板に、８６％以上の圧下率で冷間圧延を施す一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延工程後の鋼板に、５００℃までの平均昇温速度が８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下となる条件で加熱を施した後に、６４０℃以上７８０℃以下の温度域で１０秒以上９０秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の鋼板に、０．１％以上１５．０％以下の圧下率で冷間圧延を施す二次冷間圧延工程と、を有する缶用鋼板の製造方法。
　［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下および、Ｂ：０．００２０％以上０．０１００％以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、上記［３］に記載の缶用鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高強度であり、特に、缶蓋のカール部の素材として十分に高い加工精度を有する缶用鋼板を得ることができる。
　本発明を以下の実施形態に基づいて説明する。まず、本発明の一実施形態に係る缶用鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
　Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下
　本実施形態における缶用鋼板は、５５０ＭＰａ以上の上降伏強度を有することが重要である。そのためには、Ｔｉを含有することにより生成するＴｉ系炭化物による析出強化を利用することが重要となる。Ｔｉ系炭化物による析出強化を利用するためには、缶用鋼板におけるＣ含有量が重要となる。Ｃ含有量が０．０１０％未満となると、上述した析出強化による強度上昇効果が低減し、上降伏強度が５５０ＭＰａ未満となる。よって、Ｃ含有量の下限を０．０１０％とする。一方、Ｃ含有量が０．１３０％を超えると、鋼の溶製中の冷却過程において亜包晶割れを起こすとともに、鋼板が過剰に硬質化するので延性が低下する。さらにフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｃ含有量の上限を０．１３０％とする。なお、Ｃ含有量が０．０６０％以下であれば、冷間圧延時の変形抵抗が小さく、より大きい圧延速度で圧延することができる。このため、製造しやすさの観点からは、Ｃ含有量を０．０１５％以上０．０６０％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０４％以下
　Ｓｉは固溶強化により鋼を高強度化させる元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が０．０４％を超えると耐食性が著しく損なわれる。よって、Ｓｉ含有量を０．０４％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上０．０３％以下である。
　Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下
　Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を増加させる。Ｍｎ含有量が０．１０％未満となると、５５０ＭＰａ以上の上降伏強度を確保することができない。よって、Ｍｎ含有量の下限を０．１０％とする。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、耐食性および表面特性が劣るばかりでなく、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となり、局所的な変形が発生し、均一変形能に劣る。よって、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２０％以上０．６０％以下である。
　Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下
　Ｐは固溶強化能が大きい元素である。このような効果を得るためには、Ｐを０．００７％以上で含有させることが必要となる。よって、Ｐ含有量の下限を０．００７％とする。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、鋼板が過剰に硬質化するため延性が低下し、さらに耐食性が劣るものとなる。よって、Ｐ含有量の上限を０．１００％とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００８％以上０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．０００５％以下０．００９０％以下
　本実施形態における缶用鋼板は、Ｔｉ系炭化物による析出強化により高強度を得ている。ＳはＴｉとＴｉＳを形成しやすく、ＴｉＳが形成されると析出強化に有用なＴｉ系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。すなわち、Ｓ含有量が０．００９０％超となると、ＴｉＳが多量に形成され、強度が低下する。よって、Ｓ含有量の上限を０．００９０％とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。一方、Ｓ含有量が０．０００５％未満となると、脱Ｓコストが過大となる。よって、Ｓ含有量の下限を０．０００５％とする。
　Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ａｌは、脱酸剤として含有させる元素であり、鋼の微細化にも有用である。Ａｌ含有量が０．００１％未満となると、脱酸剤としての効果が不十分であり、凝固欠陥の発生を招くとともに製鋼コストが増大する。よって、Ａｌ含有量の下限を０．００１％とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、表面欠陥が発生するおそれがある。よって、Ａｌ含有量の上限を０．１００％以下とする。なお、Ａｌを脱酸剤として十分に機能させるためには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上０．０６０％以下とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００５０％以下
　本実施形態における缶用鋼板は、Ｔｉ系炭化物による析出強化により高強度を得ている。Ｎは、ＴｉとＴｉＮを形成しやすく、ＴｉＮが形成されると析出強化に有用なＴｉ系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。また、Ｎ含有量が多すぎると、連続鋳造時の温度が低下する下部矯正帯においてスラブ割れが生じやすくなる。さらに、上述したように多量に形成されたＴｉＮにより析出強化に有用なＴｉ系炭化物の量が低減し、所望の強度が得られなくなる。よって、Ｎ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｎ含有量の下限は、特に設ける必要はないが、製鋼コストの観点からは、Ｎ含有量を０．０００５％超とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下
　Ｔｉは炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Ｔｉ含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ｔｉ含有量を０．００５０％以上とすることによりこの効果が生じるため、Ｔｉ含有量の下限を０．００５０％とする。一方、Ｔｉは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｔｉ含有量が０．１０００％を超えると、６４０～７８０℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｔｉ含有量の上限を０．１０００％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１００％以上０．０８００％以下である。
　Ｃｒ：０．０８％以下
　Ｃｒは炭窒化物を形成する元素である。Ｃｒの炭窒化物は、強化能がＴｉ系炭化物と比べて小さいものの、鋼の高強度化に寄与する。この効果を十分に得る観点からは、Ｃｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｃｒ含有量が０．０８％を超えると、Ｃｒの炭窒化物を過剰に形成し、鋼の強化能に最も寄与するＴｉ系炭化物の形成が抑制され、所望の強度が得られなくなる。よって、Ｃｒ含有量を０．０８％以下とする。
　０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００
　高強度を得て、かつ加工時に局所的な変形を抑制するためには、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）の値が重要である。ここで、Ｔｉ＊は、Ｔｉ＊＝Ｔｉ－１．５Ｓにより定義される。ＴｉはＣと微細な析出物（Ｔｉ系炭化物）を形成し、鋼の高強度化に寄与する。Ｔｉ系炭化物を形成しないＣは、セメンタイトあるいは固溶Ｃとして鋼中に存在することになる。このセメンタイトが鋼のフェライト粒内に所定の分率以上存在すると、鋼板の加工時に局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。また、ＴｉはＳと結合してＴｉＳを形成しやすく、ＴｉＳが形成されると析出強化に有用なＴｉ系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。本発明者らは、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）の値を制御することにより、Ｔｉ系炭化物による高強度化を達成しつつ、鋼板の加工時の局所変形に起因したしわを抑制できることを見出し、本発明に至った。すなわち、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）が０．００５未満となると、鋼の高強度化に寄与するＴｉ系炭化物の量が低減し、上降伏強度が５５０ＭＰａ未満となる。また、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）を０．００５以上とする。一方で、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）が０．７００を超えると、６４０℃～７８０℃の均熱温度での焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そうなると、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）を０．７００以下とする。（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）は、好ましくは０．０９０以上０．４００以下である。
　以上、本発明の基本成分について説明した。上記成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物であるが、その他にも必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。
　Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Ｎｂ含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ｎｂ含有量を０．００５０％以上とすることによりこの効果が生じるため、Ｎｂ含有量の下限を０．００５０％とする。一方、Ｎｂは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｎｂ含有量が０．０５００％を超えると、６４０～７８０℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｎｂ含有量の上限を０．０５００％とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以上０．０３００％以下である。
　Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下
　Ｍｏは、ＴｉとＮｂと同様に炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Ｍｏ含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ｍｏ含有量を０．００５０％以上とすることによりこの効果が生じるため、Ｍｏ含有量の下限を０．００５０％とする。一方、Ｍｏは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｍｏ含有量が０．０５００％を超えると、６４０～７８０℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｍｏ含有量の上限を０．０５００％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００８０％以上０．０３００％以下である。
　Ｂ：０．００２０％以上０．０１００％以下
　Ｂは、フェライト粒径を微細化し、上降伏強度を上昇させるのに有効である。本実施形態では、Ｂ含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ｂ含有量を０．００２０％以上とすることによりこの効果が生じるため、Ｂ含有量の下限を０．００２０％とする。一方、Ｂは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、６４０～７８０℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｂ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以上０．００５０％以下である。
　次に、本実施形態による缶用鋼板の機械的性質について説明する。溶接缶のデント強度および缶蓋の耐圧強度等を確保するために、鋼板の上降伏強度を５５０ＭＰａ以上とする。一方、６７０ＭＰａ以下となるような組成であれば、より良好な耐食性が得られる。そこで、上降伏強度を６７０ＭＰａ以下とすることが好ましい。
　なお、降伏強度は「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１」に示される金属材料引張試験方法により測定できる。上記した降伏強度は、成分組成、ならびに、熱間圧延工程の巻取り後の冷却速度および焼鈍工程における加熱速度を調整することにより得ることができる。具体的には、５５０ＭＰａ以上の降伏強度は、上記の成分組成とし、熱間圧延工程において巻取温度を６４０℃以上７８０℃以下とし、巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度を２５℃／ｈ以上５５℃／ｈ以下とし、連続焼鈍工程において５００℃までの平均昇温速度を８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とし、均熱温度を６４０℃以上７８０℃以下とし、均熱温度が６４０℃～７８０℃の温度域にある保持時間を１０秒以上９０秒以下とし、二次冷間圧延工程における圧下率を０．１％以上とすることで得ることができる。
　次に、本発明に係る缶用鋼板の金属組織について説明する。
　フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合：１０％以下
　フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となると、加工時、例えば、鋼板を缶蓋のカール部に加工する時に局所的な変形に起因するしわが発生する。よって、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合を１０％以下とする。このメカニズムは明らかではないが、微細なＴｉ系炭化物に比べ大きなセメンタイトが多量に存在すると、加工時の微細なＴｉ系炭化物やセメンタイトと転位との相互作用のバランスが崩れ、しわ発生に至ると推察される。フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合は、好ましくは８％以下である。フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合を１％以上とすることが好ましく、２％以上とすることがより好ましい。
　フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合は、以下の方法により測定することができる。鋼板の圧延方向に平行な板厚方向の断面を研磨後、腐食液（３体積％ナイタール）で腐食する。次に、光学顕微鏡を用いて、４００倍の倍率で１０視野にわたり板厚１／４深さ位置（上記断面における、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）から板厚１／２位置までの領域を観察する。次に、光学顕微鏡により撮影した組織写真を用いてフェライト粒内のセメンタイトを目視判定により特定し、画像解析によりセメンタイトの面積率を求める。ここでセメンタイトは、４００倍の倍率の光学顕微鏡にて黒色または灰色を呈する円形ならびに楕円状の金属組織である。各視野においてセメンタイトの面積率を求めて、１０視野の面積率を平均した値をフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合とする。
　板厚：０．４ｍｍ以下
　現在、製缶コストの低減を目的として、鋼板の薄肉化が進められている。しかしながら、鋼板の薄肉化、すなわち、鋼板の板厚を低減するに伴って、缶体強度の低下および加工時の成形不良が懸念される。これに対して、本実施形態による缶用鋼板は、板厚が薄い場合でも、缶体強度、例えば缶蓋の耐圧強度を低下させることがなく、加工時にしわ発生の成形不良が発生しない。すなわち、板厚が薄い場合に、高強度かつ加工精度が高いという本発明の効果が顕著に発揮されるのである。したがって、この観点からは、板厚を０．４ｍｍ以下とすることが好ましい。なお、板厚は０．３ｍｍ以下としてもよく、０．２ｍｍ以下としてもよい。
　次に、本発明の一実施形態に係る缶用鋼板の製造方法について説明する。以下、温度は、鋼板の表面温度を基準とする。また、平均冷却速度は、鋼板の表面温度を基に次のとおりに計算して得られた値とする。例えば、５００℃から３００℃の平均冷却速度は、｛（５００℃）－（３００℃）｝／（５００℃から３００℃までの冷却時間）により表される。
　本実施形態による缶用鋼板を製造する際は、転炉などを用いた公知の方法により、溶鋼を上記の成分組成に調整し、その後、例えば連続鋳造法によりスラブとする。
　スラブ加熱温度：１２００℃以上
　熱間圧延工程のスラブ加熱温度が１２００℃未満となると、鋳造時に形成した粗大な窒化物、例えばＡｌＮが未溶解として鋼中に残存する。これに起因して、製缶性が低下し、鋼板が変形する際に、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、スラブ加熱温度の下限を１２００℃とする。スラブ加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上である。スラブ加熱温度は、１３５０℃超としても効果が飽和するため、上限を１３５０℃とすることが好ましい。
　仕上げ圧延温度：８５０℃以上
　熱間圧延工程の仕上げ温度が８５０℃未満となると、熱延鋼板の未再結晶組織に起因する未再結晶組織が焼鈍後の鋼板に残存し、鋼板の加工時に局所的な変形によりしわが発生する。よって、仕上げ圧延温度の下限を８５０℃とする。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃以下であれば、より良好な表面性状を有する鋼板を製造することができる。よって、仕上げ圧延温度を９５０℃以下とすることが好ましい。
　巻取温度：６４０℃以上７８０℃以下
　熱間圧延工程の巻取温度が６４０℃未満となると、熱延鋼板にセメンタイトが多量に析出する。そして、焼鈍後のフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際に局所的な変形に起因したしわが発生する。よって、巻取温度の下限を６４０℃とする。一方、巻取温度が７８０℃を超えると、連続焼鈍後の鋼板のフェライトの一部が粗大化し、鋼板が軟質化し、上降伏強度が５５０ＭＰａ未満となる。よって、巻取温度の上限を７８０℃とする。巻取温度は、好ましくは６６０℃以上７６０℃以下である。
　５００℃から３００℃における平均冷却速度：２５℃／ｈ以上５５℃／ｈ以下
　巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度が２５℃／ｈ未満となると、熱延鋼板にセメンタイトが多量に析出して、焼鈍後のフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となる。そして、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際に局所的な変形に起因したしわが発生したり、強度に寄与する微細なＴｉ系炭化物量が低減し、鋼板の強度が低下したりする。よって、巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度の下限を２５℃／ｈとする。一方、巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度が５５℃／ｈを超えると、鋼中に存在する固溶Ｃが増大し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した時に固溶Ｃに起因したしわが発生する。よって、巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度の上限を５５℃／ｈ以下とする。巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度を３０℃／ｈ以上５０℃／ｈ以下とすることが好ましい。なお、上記した平均冷却速度は、空冷により達成することができる。また、「平均冷却速度」とは、コイル幅方向エッジとセンターの平均温度を基準とする。
　酸洗
　その後、必要に応じて、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、表層スケールを除去することができればよく、特に条件を限定する必要はない。また、酸洗以外の方法でスケールを除去してもよい。
　次に、冷間圧延は、焼鈍を挟む２回に分けて行う。
　一次冷間圧延における圧下率：８６％以上
　一次冷間圧延工程の圧下率が８６％未満となると、冷間圧延で鋼板に付与されるひずみが低下するため、連続焼鈍後の鋼板の上降伏強度を５５０ＭＰａ以上とすることが困難となる。よって、一次冷間圧延工程の圧下率を８６％以上とする。一次冷間圧延工程の圧下率を８７％以上９４％以下とすることが好ましい。なお、熱間圧延工程後であって一次冷間圧延工程前に適宜他の工程、例えば熱延板を軟質化させるための焼鈍工程を含んでもよい。また、熱間圧延工程の直後に酸洗を行わずに一次冷間圧延工程を行ってもよい。
　５００℃までの平均昇温速度：８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下
　一次冷間圧延工程後の鋼板に、５００℃までの平均昇温速度が８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下となる条件で後述する均熱温度まで加熱を施す。５００℃までの平均昇温速度が８℃／ｓ未満となると、主に熱間圧延の巻取り工程において析出するＴｉ系炭化物が昇温中に粗大となり、強度が低下する。よって、５００℃までの平均昇温速度を８℃／ｓ以上とする。５００℃までの平均昇温速度が５０℃／ｓを超えると、６４０℃～７８０℃の均熱温度での焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、５００℃までの平均昇温速度を５０℃／ｓ以下とする。５００℃に達した後、均熱温度に達するまでの過程で鋼板温度が降下することは好ましくなく、５００℃までの平均昇温速度を保って６４０℃まで昇温させることが好ましい。
　均熱温度：６４０℃以上７８０℃以下
　連続焼鈍工程における均熱温度が７８０℃を超えると、連続焼鈍においてヒートバックルなどの通板トラブルが発生しやすくなる。また、鋼板のフェライト粒径が一部粗大化し、鋼板が軟質化し、上降伏強度が５５０ＭＰａ未満となる。よって、均熱温度を７８０℃以下とする。一方、焼鈍温度が６４０℃未満であると、フェライト粒の再結晶が不完全となり、未再結晶が残存することになる。未再結晶が残存すると、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、均熱温度を６４０℃以上とする。なお、均熱温度を６６０℃以上７４０℃以下とすることが好ましい。
　均熱温度が６４０℃～７８０℃の温度域にある保持時間：１０秒以上９０秒以下
　保持時間が９０秒を超えると、主に熱間圧延の巻取り工程において析出するＴｉ系炭化物が昇温中に粗大となり、強度が低下する。一方、保持時間が１０秒未満となると、フェライト粒の再結晶が不完全となり、未再結晶が残存する。そして、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。
　焼鈍には連続焼鈍装置を用いることができる。また、一次冷間圧延工程後であって焼鈍工程前に適宜他の工程、例えば熱延板を軟質化させるための焼鈍工程を含んでもよく、一次冷間圧延工程の直後に焼鈍工程を行ってもよい。
　二次冷間圧延における圧下率：０．１％以上１５．０％以下
　焼鈍後の二次冷間圧延における圧下率が１５．０％を超えると、過剰な加工硬化が鋼板に導入される結果、鋼板強度が過剰に上昇する。そして、鋼板の加工時、例えば缶蓋のシェル加工で割れが発生したり、引続くカール部の加工でしわが発生したりする。よって、二次冷間圧延における圧下率を１５．０％以下とする。鋼板の加工精度を高めるためには、二次冷間圧延率は低い方が望ましく、二次冷間圧延における圧下率を７．０％未満とすることが好ましい。一方、二次冷間圧延には鋼板に表面粗さを付与する役割があり、均一な表面粗さを鋼板に付与し、および上降伏強度を５５０ＭＰａ以上とするためには、二次冷間圧延の圧下率を０．１％以上とする必要がある。なお、二次冷間圧延工程は、焼鈍装置内で実施してもよく、独立した圧延工程で実施してもよい。
　以上により、本実施形態における缶用鋼板を得ることができる。なお、本発明では、二次冷間圧延後に、さらに種々の工程を行うことが可能である。例えば、本発明の缶用鋼板は、鋼板表面にめっき層を有していてもよい。めっき層としては、Ｓｎめっき層、ティンフリー等のＣｒめっき層、Ｎｉめっき層、Ｓｎ－Ｎｉめっき層等が挙げられる。また、塗装焼付け処理工程、フィルムラミネート等の工程を行ってもよい。なお、めっきやラミネートフィルム等は、板厚に対して膜厚が十分に小さいので、缶用鋼板の機械特性への影響は無視することができる。
　表１に示す成分組成を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造することにより鋼スラブを得た。次いで、当該鋼スラブに対して、表２に示す熱間圧延条件にて熱間圧延を施し、熱間圧延後に酸洗を行った。次いで、表２に示す圧下率で一次冷間圧延を行い、表２に示す連続焼鈍条件にて連続焼鈍し、引き続き、表２に示す圧下率で二次冷間圧延を施すことによって鋼板を得た。当該鋼板に通常のＳｎめっきを連続的に施して、片面付着量が１１．２ｇ/ｍ２となるＳｎめっき鋼板（ぶりき）を得た。その後、２１０℃、１０分の塗装焼付け処理に相当する熱処理を施したＳｎめっき鋼板に対して、以下の評価を行った。
　＜引張試験＞
　「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１」に示される金属材料引張試験方法に準拠して、引張試験を実施した。すなわち、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにJIS 5号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１）を採取し、引張試験片の平行部に５０ｍｍ（Ｌ）の標点を付与した。そして、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠した引張試験を引張速度１０ｍｍ／分にて引張試験片が破断するまで実施し、上降伏強度を測定した。測定結果を表２および表３に示す。
　＜金属組織の調査＞
　Ｓｎめっき鋼板の圧延方向に平行な板厚方向の断面を研磨後、腐食液（３体積％ナイタール）で腐食した。次いで、光学顕微鏡を用いて、４００倍の倍率で１０視野にわたり板厚１／４深さ位置（上記断面における、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）から板厚１／２位置までの領域を観察した。次いで、光学顕微鏡により撮影した組織写真を用いてフェライト粒内のセメンタイトを目視判定により特定し、画像解析によりセメンタイトの面積率を求めた。ここで、セメンタイトは、４００倍の倍率の光学顕微鏡にて黒色または灰色を呈する円形ならびに楕円状の金属組織である。次いで、各視野でセメンタイトの面積率を求めて、１０視野の面積率を平均した値をフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合とした。なお、画像解析は、画像解析ソフトウェア（粒子解析　日鉄住金テクノロジー株式会社製）を用いた。調査結果を表２および表３に示す。
　＜耐食性＞
　Ｓｎめっき鋼板に対して、光学顕微鏡を用いて、測定面積が２．７ｍｍ2である領域を５０倍の倍率で観察し、Ｓｎめっきが薄くなり穴状の部位の個数を計測した。穴状の部位の個数が２０個未満の場合を○、２０個以上２５個以下の場合を△、２５個超の場合を×とした。観察結果を表２および表３に示す。
　＜しわ発生の有無＞
　鋼板より１２０ｍｍの角形のブランクを採取し、円形のブランク加工、シェル加工、カール加工を順次加工することで、缶蓋を作製した。実体顕微鏡（Ｋｅｙｅｎｃｅ株式会社製）を用いて、作製した缶蓋のカール部を周方向８か所にて観察し、しわ発生の有無を調べた。評価結果を表２および表３に示す。なお、周方向８か所のうち１か所でもしわが発生した場合を「しわ発生：有」とし、周方向８か所のいずれにおいてもしわが発生しなかった場合を「しわ発生：無」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明によれば、高強度であり、特に、缶蓋のカール部の素材として十分に高い加工精度を有する缶用鋼板を得ることができる。また、本発明によれば、鋼板の均一変形能が高いため、例えば缶蓋加工を行う場合、高い加工精度を有する缶蓋製品を製作することが可能となる。さらに、本発明は、高加工度の缶胴加工を伴う３ピース缶、ボトム部が数％加工される２ピース缶、缶蓋を中心に缶用鋼板として最適である。

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下および、Ｃｒ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ－１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％以下である組織とを有し、上降伏強度が５５０ＭＰａ以上である缶用鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下および、Ｂ：０．００２０％以上０．０１００％以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、請求項１に記載の缶用鋼板。
  3. 　質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下、およびＣｒ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ－１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、１２００℃以上で加熱し、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で圧延して鋼板とし、前記鋼板を６４０℃以上７８０℃以下の温度で巻取り、その後５００℃から３００℃における平均冷却速度を２５℃／ｈ以上５５℃／ｈ以下とする冷却を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の鋼板に、８６％以上の圧下率で冷間圧延を施す一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延工程後の鋼板に、５００℃までの平均昇温速度が８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下となる条件で加熱を施した後に、６４０℃以上７８０℃以下の温度域で１０秒以上９０秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の鋼板に、０．１％以上１５．０％以下の圧下率で冷間圧延を施す二次冷間圧延工程と、を有する缶用鋼板の製造方法。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下および、Ｂ：０．００２０％以上０．０１００％以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、請求項３に記載の缶用鋼板の製造方法。
     
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