JPH0768586B2

JPH0768586B2 - フランジ加工性の良好な極薄鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0768586B2
Application number: JP61231089A
Authority: JP
Inventors: 一典大澤; 隆史小原; 浩三角山
Original assignee: 川崎製鉄株式会社
Priority date: 1986-10-01
Filing date: 1986-10-01
Publication date: 1995-07-26
Anticipated expiration: 2010-07-26
Also published as: JPS6389625A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、フランジ加工性の良好な極薄鋼板の製造方法
に関し、特に極低炭素鋼を素材としたぶりきやティンフ
リースチル（TFS）用として好適な極薄の表面処理用鋼
板製造技術についての提案である。

ぶりきに関しては、JIS G3303によるとロックウェル硬
さに応じてＴ−１からＴ−６の調質度のものまでに区分
されているが、本発明は上記区分のうち調質度がＴ−１
かそれよりも軟質のぶりきに適合するものである。ま
た、TFSなどの前記ぶりきに類似する表面処理鋼板を対
象とする。

（従来の技術）従来、Ｔ−１からＴ−４級のぶりき用原板は、C:0.01〜
0.10wt％（以下は単に「％」のみで表示する）の低炭素
アルミキルド鋼が、またＴ−5,T−６については、Ｐま
たはＮ添加による硬さ増強を狙った低炭素アルミキルド
鋼が主として用いられてきた。

これらの表面処理用原板に施される焼鈍法とぶりきの性
質の関係は次のとおりである。

箱焼鈍法：再結晶（550〜700℃）終了後、数日かけて室
温近くまで除冷するので、鋼中Ｃは大部分が炭化物とし
て析出する。また鋼中Ｎは加熱中に窒化アルミニウムと
して析出する。つまり、C,Nが鋼中で固溶状態として存
在しないので、調質圧延とSnめっき後の合金化処理（23
0〜300℃で数秒保持する。いわゆるリフロー処理）を施
しても、歪時効を起こすことなく降伏伸びも発生しな
い。

連続焼鈍法:10〜30℃／秒で600〜730℃に急速加熱し、
数十秒保持して再結晶を行わせた後５〜50℃／秒で室温
まで急速冷却する方法で、C,Nは大部分が鋼中に固溶状
態で存在する。それ故調質圧延により転位が鋼板内に導
入され、次いでSnめっき後の合金化処理により、固溶状
態のC,Nが転位線上に析出し、歪時効硬化を引き起こ
す。従って、この鋼板を缶などに加工すると降伏伸びに
起因するすじ模様（ストレッチャーストレイン）が発生
し、著しく美観を損なう。

最近、連続焼鈍法にて急冷過時効処理を行い軟質ぶりき
を製造する技術として、特開昭58−27933号などが提案
されている。しかし、この方法においてもストレッチャ
ーストレインの発生は依然として避けられなかった。と
くに焼付塗装処理のように200℃以上の温度に10分間程
度も保持される場合においてはストレッチャーストレイ
ンの発生が著しかった。すなわち、Ｔ−２〜Ｔ−３調質
度程度のものですら従来連続焼鈍法で製造されていたも
のではストレッチャーストレインがすくなからず発生
し、問題を引き起こしていたのである。

以上説明したように低炭素鋼を素材として連続焼鈍を施
すと、Ｃが固溶状態で鋼中に残存するため、後工程の調
質圧延により歪が導入され、歪時効が起こりやすい状況
になる。従って、調質圧延されためっき原板にSnめっき
を施したのち、230〜300℃、数秒の合金化処理を行った
り、又はクロムめっきを施して、ティンフリースチール
にする際の乾燥のための加熱により歪時効がおこり、製
缶などの加工時に著しいストレッチャーストレインを起
こすことの不利がなお未解決であった。

これに対し従来、特開昭58−197224号や特開昭59−1297
33号、特開昭60−262918号などでは、極低炭素鋼を用い
てストレッチャーストレインの発生しない表面処理用鋼
板の製造方法を提案している。これらの技術は焼鈍後に
高圧下の調質圧延を施して高密度の転位を導入し、転位
線上に固溶C,Nを固定する方法あるいはNb,Ti等の炭窒化
物形成元素を添加してC,Nを化合物とし、鋼中固溶元素
量を低減する方法である。

しかしながら、上記炭窒化物形成元素を使う従来技術で
あっても、極低炭素鋼を素材とした場合には鋼中の清浄
度が増すため、低炭素鋼に比べると結晶粒が格段に大き
くなることが判った。ところで、特開昭58−141364号公
報などの開示によれば、結晶粒度がG.S.No.で9.2以上で
ない鋼板は、フランジ加工時に割れが生じやすいことが
指摘されている。しかしながら極低炭素鋼の場合、その
結晶粒度G.S.No.は10以下となりやすく、特にTi単独添
加の極低Ｃ鋼は、粒成長性が顕著でG.S.No.で9.2以下の
粗大結晶粒となりやすい傾向がある。その結果フランジ
割れが起こりやすい。

さらに、Ti単独添加鋼は、特開昭53−137018号公報中に
も示されているように溶鋼あるいは凝固中に粗大なTiN
の介在物を析出しやすく、この介在物が原因でフランジ
加工時に割れを起こしやすくなる。従って、食缶や飲料
缶等のフランジ加工、製蓋加工を行う材料の分野には、
Ti単独添加鋼等のように介在物の多い鋼は必ずしもふさ
わしいものではなかった。この介在物の防止策としては
製鋼で長時間の脱ガス処理を行い、介在物を十分に除去
する手段しかなく、コスト面でも不利であった。

このようにTi単独添加の極低炭素鋼を素材とした場合、
固溶C,Nが固定され、結晶粒も大きくなるので、非時効
性で軟質な鋼板を製造することが可能となるが、一方で
はフランジ加工性の良好な鋼板を製造するには不向きで
あった。

要するに本発明の目的は、Ti単独添加極低炭素鋼を素材
として用いてもフランジ加工性を劣化させることのない
表面処理用鋼板製造技術を確立するところにある。

（問題を解決するための手段）上述したTi含有極低炭素鋼を素材として表面処理用鋼板
を製造する際の従来技術が抱えている問題点に対し、本
発明は、Ｃ≦0.005wt％,Mn≦0.5wt％Ｓ≦0.03wt％,Sol.Al≦0.05wt％Ｎ≦0.005wt％,Ti:0.005〜0.025wt％及び Nb:0.002〜0.02wt％を含有し、かつ 0.01-Ti≦Nb≦0.03-Ti なる条件を満足して含有し、さらにはまたB:0.0002〜0.
005wt％をも含有し、残部が実質的にFeよりなる鋼を素
材とし、この鋼を1100℃以上1300℃以下に加熱して熱間
圧延し、そして圧下率85％以上の冷間圧延を行った後再
結晶温度以上850℃以下の温度に加熱し冷却する連続焼
鈍を施し、その後圧下率0.5％以上10％未満の調質圧延
を施すことを特徴とするフランジ加工性の良好な極薄鋼
板の製造方法、が有効な解決手段となり得ることを知見した。

（作用）以下、本発明を着想するに至った経緯について実験結果
に基づき説明する。

第１表に示す成分組成の厚さ20mmのシートバーを、1000
〜1200℃に30分間加熱し、仕上温度860〜890℃で、仕上
板厚2.7mmになるように３パスの熱間圧延を行い、550℃
の加熱炉中に２時間保持した後、空冷で室温まで冷却し
た。酸洗後板厚0.3mmの冷延板とした。引続き連続焼鈍
（加熱速度:20℃／秒、冷却速度:50℃／秒）あるいは箱
焼鈍（加熱速度:30℃／時間、冷却速度:30℃／時間）を
行った。焼鈍温度と時間をそれぞれ第２表に示した。

次に、得られた鋼板に圧下率１〜９％の調質圧延を施
し、第２図に示すような50mmφの円筒に形成した。そし
て、この円筒形の鋼試料２に対し、傾斜角60°の円錐形
の金型１を圧入するフランジ加工性（拡缶率）試験を行
った。

その結果を第３表に示す。

第１表中の鋼ＦのTi添加鋼および鋼Ｃの箱焼鈍のフラン
ジ加工性（拡缶率Ｄ）は低Ｃ鋼を素材とした連続焼鈍材
に比較して著しく悪くほとんど拡缶しないうちにフラン
ジ加工部に割れを生じた。また、鋼ＥのTi,Nbを添加し
ない極低Ｃ鋼は、結晶粒径が低Ｃ鋼に比べて大きくなる
ためか、低Ｃ鋼よりも拡缶性は悪かった。

これに対して鋼A,Bは、Ti添加の極低Ｃ鋼であるにもか
かわらず、低Ｃ鋼の連続焼鈍材とほぼ同等あるいはそれ
以上の拡缶性であることが判明した。こうした結果はTi
単独添加の鋼ではなく、NbあるいはNbおよびＢの複合添
加の効果により結晶粒が微細化し、結晶粒径の大きくな
るはずの極低Ｃ鋼素材でも、結晶粒が成長しないため
に、フランジ加工性が改善されたものと考えられる。特
にNbの他Ｂをさらに添加した場合にはＢが結晶粒界へ析
出し、フランジ加工時の粒界割れが著しく抑制されるも
のと考えられる。

次に、Ti添加量、Nb添加量の影響について実験したので
その結果を説明する。

C:0.0025wt％,Si:0.009％,Mn:0.14wt％,S:0.008wt％,So
l.Al:0.031wt％,N:0.0022wt％,P:0.009％,Ti:0.003〜0.
03wt％,Nb:0〜0.025wt％を含む鋼を溶製し、厚さ25mmの
シートバーに分塊圧延し、1100℃に30分間加熱保持した
後、仕上温度890℃、板厚2.7mmになるように３パスの熱
間圧延をした。引き続き550℃中の炉に２時間保持した
後、空冷で室温まで冷却した。酸洗後、板厚0.3mmの冷
延板とし、加熱速度20℃/sec.焼鈍温度730℃、時間20
秒、冷却速度30℃/sec.の連続焼鈍を行った。次いで、
圧下率１％の調質圧延を施した後、第２図に示した要領
でフランジ加工を行い機械的特性および拡缶率を調べ
た。その結果を第１図にまとめて示す。

その結果Ti量が0.005〜0.025％でなおかつ、Nb量が0.00
2％〜0.02％、0.01-Ti≦Nb≦0.03-Tiの範囲内におい
て、拡缶性の良好な値を示すことが判明した。なお、Ti
＜0.005％,Nb＜0.002％および0.01-Ti＞Nbの範囲ではい
ずれも拡缶率は10％未満であった。また0.025％＜Ti,0.
02％＜Nb,0.03-Ti＜Nbでの拡缶率も小さくフランジ加工
性は改善されてない。すなわち、TiとNbの複合添加をし
た極低炭素鋼のフランジ加工性には、適正範囲があり、
Ti,Nb量のどちらかが極端に少ない領域あるいは、双方
を多量に含んでいる場合には、拡缶性が劣化することが
知見された。

本発明範囲外においてフランジ加工性が劣化あるいは改
善されなかった理由としては、TiもしくはNbの添加元素
量が少ない場合は結晶粒が粗大化するためであり、Ti含
有量の増加により粗大な介在物析出物が増加したためと
考えられる。なお、Nb量が増した場合には、本来粒界に
析出し、粒界割れを抑制するはずのＣがNbCになり固定
されてしまうと同時にNbCの析出硬化が著しくなり、拡
缶性が低下したためではないかと考えられる。

次に本発明において成分組成および製造条件を限定した
理由について説明する。

Ｃ≦0.005％について；Ｃの含有量を0.005％以下とした理由は、Ｃが0.005％超
の量では鋼の結晶粒が微細化するため拡缶性は向上する
が材質を硬化させるとともに、固溶Ｃ量の増大を招き、
時効性を劣化させるためである。

Mn≦0.5％について； Mnは、熱間圧延時の割れの原因となるＳを固定するのに
有効な元素であり、少なくとも0.05％は必要である。し
かし、0.5％超の含有は製鋼コストが上昇するばかりで
なく、材質を硬化させて圧延性を著しく損なう。またぶ
りき原板等のような極薄材を製造するのが困難となって
くることから上限を0.5％とした。

sol.Al≦0.05％について； Alは、製鋼時に脱酸剤として用いるために必用な元素で
あり、溶鋼中の酸素を低下させるためにはすくなくとも
鋼板中に0.03％程度含有させるように添加するのが望ま
しい。しかし、多量の添加はコストを上昇させることか
ら、ＮをAlNとして固定させるに十分な量を含有させる
ことが、望ましく、本発明では上限を0.05％とした。

Ｎ≦0.005％について；Ｎは、Ｃと同様に0.005％を超えると耐時効性を劣化さ
せ、ストレッチャーストレインの原因となることからそ
の上限を0.005％とした。

Ti:0.005〜0.025％について； Tiは、炭窒化物形成元素であり、非時効性の材料を製造
するには0.005％以上の含有が必用である。しかし、0.0
25％超の含有は介在物、析出物を増加あるいは粗大化さ
せることから極力避けるのが好ましい。従って、本発明
では上限を0.025％とした。

Nb:0.002〜0.02％について； Nbは、炭化物形成元素であるが、0.02％超および0.03-T
i≦Nbの含有は、連続焼鈍時の再結晶温度を上昇させる
ことから好ましくない。従って、本発明では上限を0.02
％でかつ0.03-Ti≧Nbとした。また、0.002％未満、0.01
-Ti≧Nbの範囲では結晶粒が粗大化し拡缶性が劣化する
ことから、本発明では0.002％以上、0.01-Ti≦Nbの範囲
とした。

B:0.0002〜0.005％について；Ｂは、窒化物形成元素であるが、Ti添加鋼においては、
Ｎは優先的にTiと化合物を形成することからＢはＣの代
わりに粒界に析出し、拡缶性を改善する。この効果は、
0.0002％以上の含有量で現われるが、0.005％超の含有
量では、耐時効性を損なうことから、本発明でその範囲
を0.0002〜0.005％とした。

次に、熱延、冷延の条件について説明する。

加熱条件：本発明では、熱間圧延に先立つ加熱温度を11
00℃以上1300℃以下とするが、その理由は、1100℃未満
の加熱温度では粗圧延の負荷が増大するからである。し
かし、1300℃超の高温加熱では、加熱の原単位が増加す
るという問題があるからである。

熱延条件：本発明ではとくに規定せず常法に従う圧延条
件で十分である。なお、熱延条件では仕上温度は通常の
温度であるAr₃点以上でも、またAr₃以下の低温の温度域
でも、本発明の特性を満足することができる。巻取温度
は脱スケール性、酸洗コストの問題から高温巻取は極力
避けることが望ましく、650℃以下の温度域が好まし
い。

冷間圧延条件：この冷間圧延に当たっては本発明の場
合、圧下率を85％以上とするが、その理由は、DI缶の用
途に使用された場合、面内異方性（Δｒ）の小さい鋼板
とすることができる他、Ti,Nb,B添加と圧下率との組合
わせによりフランジ加工性に有利な微細な結晶粒を得る
ことができるとの知見からである。

次に、連続焼鈍条件で焼鈍温度を再結晶温度以上850℃
以下とする理由は、再結晶温度以下では鋼組織が圧延組
織と回復組織の２相となり、材質が硬く、かつ不安定と
なるからである。また、850℃超の高温域では連続焼鈍
設備でぶりき原板のような薄物材を高速通板するのは難
しいからである。その他、加熱速度、均熱時間、冷却速
度は本発明では特に限定されない。

さらに調質圧延工程でその圧下率を0.5％以上とする理
由は、0.5％未満の圧下率では圧延ロールの粗度を鋼板
表面に転写するのが困難だからである。また、圧延に際
しては通常の乾式圧延でも、大圧下圧延の可能な湿式圧
延でも、問題がなく、また２スタンド以上で乾式と湿式
を併用する圧延でも本発明の条件を満足することができ
る。しかし、10％以上の調質圧延を施すと、降伏点が上
昇し、製缶時とくに胴成形においては形状凍結性が悪い
ため、溶接工程で問題をおこす危険があるので、上限を
10％未満とした。

（実施例）以下に本発明の実施例について比較例とともに説明す
る。

第４表に示したような成分組成の鋼は、同表に示した熱
延条件−焼鈍条件で冷延焼鈍板とした後、圧下率２％の
調質圧延を施したものについて拡缶率を調べた。

その結果を第５表に示す。本発明にかかる成分組成の鋼
を用い、限定された製造条件で製造された鋼１〜鋼６
は、非時効性でYE lは０であり、またフランジ加工性も
拡缶率Ｄがほぼ10以上と良好であった。

一方、鋼７は、Tiが0.003％、Nbが0.001％と本発明で要
求する含有量に満たない少量の添加鋼であり、鋼８はTi
単独添加鋼であることから、いずれも結晶粒が大きくな
り拡缶率が悪い結果となった。鋼９は、箱焼鈍法により
製造された低Ｃ鋼で、結晶粒が展伸粒となったためか拡
缶率が悪かった。鋼10は、低Ｃ鋼素材で拡缶率は良好な
ものの、降伏伸び（YE l）が大きく、プレス加工、曲げ
加工の際に、ストレッチャーストレインや腰折れなど欠
陥が生じる危険性が予測された。

（発明の効果）以上説明したように本発明によれば結晶粒径が大きくな
る極低炭素鋼を素材としているにもかかわらずフランジ
加工性を劣化させることなく、非時効性で軟質な表面処
理用原板を製造することができる。

【図面の簡単な説明】第１図は、拡缶性におよぼすTi添加量とNb添加量の関係
を示すグラフ、第２図は、拡缶性の実験器具および試料を示す説明図で
ある。１…金型、２…鋼試料

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ≦0.005wt％,Mn≦0.5wt％，Ｓ≦0.03wt％,Sol.Al≦0.05wt％，Ｎ≦0.005wt％,Ti:0.005〜0.025wt％及び Nb:0.002〜0.02wt％を含有し、かつ 0.01−Ti≦Nb≦0.03−Ti なる条件を満足して含有し、残部が実質的にFeよりなる
鋼を1100℃以上1300℃以下に加熱して熱間圧延し、圧下
率85％以上の冷間圧延を行った後、再結晶温度以上850
℃以下の温度に加熱し冷却する連続焼鈍を施し、その後
圧下率0.5％以上10％未満の調質圧延を施すことを特徴
とするフランジ加工性の良好な極薄鋼板の製造方法。
【請求項２】Ｃ≦0.005wt％,Mn≦0.5wt％，Ｓ≦0.03wt％,Sol.Al≦0.05wt％，Ｎ≦0.005wt％,Ti:0.005〜0.025wt％及び Nb:0.002〜0.02wt％を含有し、かつ 0.01−Ti≦Nb≦0.03−Ti なる条件を満足して含有し、そしてB:0.0002〜0.005wt
％含有し、残部が実質的にFeよりなる鋼を1100℃以上13
00℃以下に加熱して熱間圧延し、圧下率85％以上の冷間
圧延を行った後、再結晶温度以上850℃以下の温度に加
熱し冷却する連続焼鈍を施し、その後圧下率0.5％以上1
0％未満の調質圧延を施すことを特徴とするフランジ加
工性の良好な極薄鋼板の製造方法。