JPS6389625A - フランジ加工性の良好な極薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

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、特に極低炭素鋼を累材としだぶりきやティンフ
リースチル（ＴＦＳ）用とシテ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−５０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添加による硬さ堆強を狙った低炭
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（２３０〜３００℃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〜ｂ 速加熱し、数十秒保持して再結晶を行わせた後５〜ｂ 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Ｃ１Ｎ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５８−２７９３
３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
５９−１２９７３３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Ｃ１Ｎ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５８−１４１３
６４号公報などの開示によれば、結晶粒度がＧ、Ｓ、Ｎ
ｏ、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、Ｔ１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（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、Ｔ１単独添加鋼等のように介在物の多い
鋼は必ずしもふされ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≦Ｑ、５ｗｔ％Ｓ≦０．
９３ｗｔ％　、　Ｓｏｌ、ｉ≦０．０５　Ｗｔ　％Ｎ≦
ｏ、ｏｏｓｗｔ％、　Ｔｉ：０，００５〜０．０２５　
ｗｔ％及びＮｂ：０．００２〜０．０２ｗｔ％を含有し
、かつ０、旧づｌ≦Ｎｂ≦０．０３−Ｔｉ なる条件を満足して含有し、さらにはまたＢ：０、００
０２〜０．００５　ｗｔ％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８６
０〜８９０℃で、仕上板厚２．７ｍｍになるように３バ
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Ｑ、　３
ｍｍの冷延板とした。引続き連続焼純（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５Ｑｍｍφの円筒に形成しｊこ。

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。

０゜ 前の直径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の直径（ｍａｉｌ）
）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ｗＪＣ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鋼累材でも、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　　：　ｏ、１４ｗｔ％Ｓ　：　０．００８　
ｗｔ％、　　Ｓｏｌ、＾Ｒ：　０．０３１　ｗｔ％、Ｎ
：０、００２２ｗｔ％、　　Ｐ　：０．００９　　％、
Ｔｉ：０．００３〜０．　０３ｗｔ％。

Ｎｂ：Ｑ、　０２５％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℃／ｓ
ｅｃ、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、＊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Ｔｌ量が０．００５〜０．０２５％でなおかつ
、Ｎｂ量が０．００２％〜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　＜０．００
５％、　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
来校界に析出し、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、Ａ　Ｉ！≦０．０５％について；ｌ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
Ａｊｌ！Ｎ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．
０２５％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；Ｎｔｌは、
炭化物形成元素であるが、０．０２％超および０．０３
−Ｔｉ　≦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。従うて、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〜Ｔ１　≧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がら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。

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、Ｔ１゜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
焼鈍設備でぶつ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、問題がない訳ではなく、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、溶接工程で問題をふこす危険が
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８は
、非時効性でＹＩＥβは０であり、またフランジ加工性
も拡缶率りがほぼ１０以上と良好であった。

一方、鋼９は、Ｔｉが０．００３　％、Ｎｂが（１，０
０１％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１０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１１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１２は、
低Ｃ鋼素材で拡缶率は良好なものの、降伏伸び（ＹＥＳ
）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・・・鋼試料第１図 丁＋　ｊ　（ｗｔ％ン 第２図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 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。 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。