WO1997033706A1 - Ultra-thin sheet steel and method for manufacturing the same - Google Patents

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WO1997033706A1
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less
thickness
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Makoto Aratani
Naotoshi Ryu
Hideo Kuguminato
Akio Tosaka
Kaneharu Okuda
Masatoshi Aratani
Susumu Okada
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Definitions

  • the ultra-thin steel sheet includes both an original sheet for surface treatment and a surface-treated steel sheet.
  • the material of the can plate is specified by the degree of temper, and the temper is expressed by the target value of Rockwell T hardness (HR30 T). For single rolled products, T1 to T6 and twice rolling For products, this is expressed by the target value of hardness (HR30T) and the target value of proof stress measured in the rolling direction, and is classified into DR8 to DR10.
  • the uniformity of the plate thickness, especially in the plate width direction, is important.
  • the conventional steel plate for cans has a uniform thickness.
  • the steel strip has a uniform hardness in the width direction. If the hard and soft parts coexist in the width direction of the ⁇ band, even when rolling is performed under the same rolling conditions, the elongation of the soft part is large, the elongation of the hard part is small, and the flatness is low. become worse. Such a flatness defect caused by the material, even though it appears to have been corrected in appearance by mechanical straightening such as a tension leveler, is then slit into cans. If a small blank is used, it will again appear partially warped, creating a new problem that makes high-speed can production difficult.
  • the sheet thickness has become extremely thin for the purpose of mass cans, and it has become wide in terms of productivity.
  • ultra-thin and wide steel sheets are new to the field of steel cans. It became necessary.
  • the control of this crown amount includes four croissant crawl shifts and six-stage HC
  • the plate crown fluctuated by more than about 40 / m, which was insufficient to ensure the uniformity of the material.
  • the end in the width direction and the end in the length direction are cut off by trimming work or the like before finishing into a product as a steel sheet for a can, thereby resulting in a yield.
  • the decline was a major problem.
  • an object of the present invention is to provide an ultra-thin steel sheet for cans having a uniform material (especially hardness) and a uniform thickness, despite being extremely thin and wide, in view of the above-mentioned problems in the prior art, and production thereof. In providing five laws.
  • Another object of the present invention is to provide a new tin can which can be tempered to a softer temper T1 or even a harder temper T2 to D6 and a temper DR8 to DR10.
  • An object of the present invention is to provide an ultra-thin steel sheet for cans having a uniform material (especially hardness) and a uniform sheet thickness despite being ultra-thin and wide, which is suitable for the method.
  • a specific object of the present invention is to provide an extremely thin and wide sheet having a sheet thickness of 0.20 mm or less and a sheet width of 950 mm or more, and at the same time, cold rolled steel sheets at both lateral end portions (however, High-quality ultra-thin steel plates with a thickness variation of less than 4% and a hardness (HR30T) variation of within 3 £ 1 within the range of The manufacturing method is provided. Disclosure of the invention
  • the ultra-thin steel sheet of the present invention has an average sheet thickness of 0.20 mm or less and a sheet width of 950 or more.
  • the thickness variation in the thickness direction is within ⁇ 4% of the average plate thickness, and the hardness (HR30T) variation in the plate width direction is within soil 3 of the average hardness.
  • Mn 0.05 to 60 wt%, P: 0.02% or less,
  • the balance is preferably composed of Fe and inevitable impurities.
  • Mn 0.05 to 60 wt%
  • P 0.02 wt% or less
  • the C content is preferably more than 0.004 to 0.05 wt% in order to improve workability after welding, and is in the range of 0.004 wt% ⁇ below in order to improve deep drawability. This is preferred.
  • These steel sheets include those having a surface treatment layer on at least one surface of the steel sheet. Further, it is preferable that the surface treatment layer has been subjected to sprinkling or chrome plating.
  • the surface-treated layer had a total Sn content of 0.56 to 11.2 g / m 2, a sprinkling layer, and a 1 to 30 mg / m 2 metal Cr formed on the surface of the sprinkling layer. It is preferable to form a chromate layer formed on the upper layer and containing 1 to 30 mg / m 2 of chromium hydrated oxide in terms of Cr.
  • this surface treatment layer is composed of a metal Cr 30 to 15 (containing a chromium plating layer of l mg / m 2 and a chromium hydrated oxide of 1 to 30 mg / m 2 in terms of Cr, chromate)! It is preferable that
  • the surface treatment layer is formed on the surface of the Fe—Ni alloy layer having a weight ratio of Ni / (Fe + Ni) of 0.01 to 0.3 and a thickness of 10 to 4000 A, and a surface of the alloy layer. Further, a total Sn amount of 0.56 to 5.6 g / m, a sprinkling layer having a large number of convex portions on the surface with a convex area ratio of 10 to 70%, and further formed on the surface of the sprinkling layer, It is preferable to form a chromate layer containing 1 to 30 tng / m 2 of metal Cr and an upper layer formed with 1 to 30 mg / m 2 of chromium hydrate oxide in terms of Cr.
  • a strip mainly a continuous structure piece, is butt-joined to a sheet bar having a sheet radiation of 950 mm or more by rough rolling, and this sheet bar is joined to a preceding sheet bar. Then, the width end of the sheet bar is heated by an edge heater, and then at least three stands are subjected to finish continuous rolling by pair cross roll rolling to obtain a sheet width of 950 mm or more and a sheet thickness of 0.5 to 0.5 mm.
  • the end cross angle is 0.2. It is preferable to use the above-described method, and it is preferable to use one-sided work rolls in the cross-shift rolling. Further, the hot-rolled steel sheet of the present invention is a steel sheet having a thickness of 2 mm or less, a width of 950 mm or more, and a crown of ⁇ 40 m or less.
  • the above-mentioned hot rolled steel sheet is suitably used for an extremely thin steel sheet.
  • the steel slab is formed into a sheet bar having a sheet width of 950 mm or more by rough rolling, which is butt-joined to a preceding sheet bar, and a width end portion of the sheet bar is formed.
  • the temperature is raised by an edge heater, and then, in at least three stands, finish continuous rolling by pair cross roll rolling is performed.
  • the target plate size in the present invention has an average plate thickness of 0.20 mm or less and a plate width of 950 mm or more. The reason for this, as already mentioned, is to reduce the cost of can body production by reducing the weight of cans and to improve productivity by increasing the width.
  • the variation of the thickness within ⁇ 4% of the average thickness in the radial direction of the steel sheet and the variation of the hardness (HR30T) within ⁇ 3 of the average hardness in the width direction of the steel sheet over the entire width of the steel sheet are as follows. This is because it is necessary to keep the variation in the sheet width direction within the above range in order to ensure high-speed threadability in processes such as continuous annealing and to secure dimensional accuracy and strength of the molded product. Here, it is desirable to keep the fluctuation amount below the desired amount over the entire width, but in practice, if the fluctuation amount below the desired amount is secured up to 95% of the full width.
  • a wide and ultra-thin steel plate of the above-mentioned size having such high-precision plate thickness and hardness characteristics in the plate width direction has not existed until now.
  • the inventors have come to the conclusion that, above all, in order to manufacture the above-described ultra-thin and wide steel sheet, it is essential to manufacture an ultra-thin and wide hot-rolled steel strip having good shape accuracy. Furthermore, in the finish rolling mill in the conventional hot rolling method, since the sheet bar after the rough rolling passes through one by one, the leading end of the sheet bar is inserted into the finish rolling mill and the tail end is cut off. Through-holes were repeated each time, and the leading and trailing ends of the sheet bar had to travel without being restricted by rolls in the finishing mill and between the final stand of the finishing mill and the winding machine. Focus on the fact that sufficient shape accuracy cannot be obtained Was. That is, in the conventional technology, the leading end and the trailing end of the sheet bar cannot be rolled under a constant tension as in the center in the rolling direction.
  • the conventional technology has a limit in reducing the thickness of the sheet, and the hot rolled strip has a maximum of 1.8 strokes even if the economy is ignored.
  • the inventors first made it possible to perform stable rolling at high speed by joining the sheet bar and performing continuous rolling during hot rolling and adjusting the crown of the ⁇ band. I figured it out.
  • the crown of the hot rolled steel strip for cans is conventionally set to a convex shape.
  • the inventors have found that it is important to prevent heat buckling in order to pass ultra-thin and wide steel sheets at high speed, and to improve the flatness of the cold-rolled steel strips that pass through them.
  • the amount of C dissolved in the fly phase is about 1/10 to 1 of ⁇ .
  • the strain aging of the slowly cooled steel sheet is mainly caused by Dominated by movement.
  • the cooling rate is extremely high.
  • C cannot be sufficiently precipitated, so that a large amount of solid solution C remains and adversely affects strain aging.
  • C is an important element that controls the recrystallization temperature and suppresses the growth of the recrystallized grain size. .
  • the crystal grain size becomes small and hardens as the C content increases, but in the case of the continuous annealing method, there is no simple tendency to harden as the C content increases.
  • a steel plate can be manufactured from a low carbon steel containing C according to a required hardness without performing a vacuum degassing process.
  • C in order to avoid excessive hardening and deterioration of rollability, and to produce steel plates suitable for cans by the continuous annealing method, C must be 0.1 wL% or less. .
  • the tempering degree T which accounts for about 85% or more of the steel sheet for cans.
  • the amount of C is in the range of 0.02% by weight or more because it is soft and does not require a pure degassing treatment.
  • the present inventors systematically examined the relationship between the solute C and N and the crystal grain size on the tinplate hardness. As a result, even in the continuous annealing method, the solute C and N were reduced. It was found that the larger the diameter, the softer it can be. Based on this knowledge, the solid solution C after annealing In order to reduce the number, it is effective to reduce the C of the continuous structure as a starting material.
  • the inventors of the present invention have studied a method for further reducing ⁇ of a tinplate, and have found that it is effective to reduce the amount of carbon serving as nuclei of crystal grains to a very small amount and to increase the crystal grain size. .
  • the inventors conducted further research and found that by continuously annealing an ultra-low carbon steel material and changing the reduction rate of the subsequent temper rolling, the ⁇ 1 to DR10 I learned that they can be made separately on steel sheets.
  • the thickness of the original sheet for cans is small when the sheet is passed through a continuous annealing furnace. Heating buckles ⁇ Passing troubles due to cooling buckles are likely to occur, and the sheeting speed must be limited to a small value. This is because production of high-strength ultra-thin steel sheets by the continuous annealing method was particularly uneconomical.
  • Si is an element that deteriorates the corrosion resistance of tinplate and extremely hardens the material, it should be avoided to contain excessively.
  • Si content exceeds 0.03% by weight, it becomes impossible to manufacture a hard tinplate by hardening, so it is necessary to limit the content to 0.03% by weight or less.
  • Mn is an element necessary to prevent the occurrence of ear cracks in the hot rolled steel strip caused by S. If the amount of S is small, it is not necessary to add ⁇ , but since S is inevitably contained in the class, it is necessary to add ⁇ . If the Mn content is less than 0.05 wt%, the occurrence of ear cracks cannot be prevented, while if ⁇ exceeds 0.60 wt%, the crystal grain size becomes finer, and it becomes harder due to solid solution strengthening. Therefore, the amount of addition must be in the range of 0.05 to 0.60 wt%.
  • P is an element that hardens the material and degrades the corrosion resistance of tinplate. Therefore, excessive P is not preferable, and it is necessary to limit the content to 0.0 t% Jil or less.
  • A1 has the function of a deoxidizing agent in the manufacturing process of (1) and is an element necessary for increasing cleanliness. However, excessive addition is not only economically unfavorable, but also suppresses the growth of recrystallized grains, so its content must be within 0.20%. On the other hand, when the amount of A1 is extremely reduced, the cleanliness of tinplate deteriorates. Also, A1 is useful for obtaining a soft tinplate, and has a role of fixing surface N and reducing the residual amount. Therefore, A1 is limited to the range of 0.02 to 0.20 wt%.
  • N soft steel sheet cannot be obtained if N is mixed with air in the production process of ⁇ and solid solution occurs in ⁇ . Therefore, when manufacturing soft materials, it is necessary to minimize the incorporation of N from the air during the steelmaking process to a level of 0.015 wt% or less.
  • N is also an extremely effective component in order to easily produce hard materials at low cost.
  • N gas must be refined during refining so that the N amount is in accordance with the target hardness (HR30T). Blow on molten steel This can be achieved by embedding.
  • ⁇ is an oxide formed from Al, ⁇ in steel, Si as refractory, Ca, Na, F, etc. as flux, which may cause cracking during press working or cause deterioration of corrosion resistance. A little ', need to comb. Therefore, the upper limit of the amount of 0 is 0.01 wt%. In order to reduce 0, it is effective to use methods such as strengthening deoxidation by vacuum degassing, adjusting the weir shape of the tundish, the shape of the nozzle, and the charging speed. In these refining processes, adding an appropriate amount of A1 improves the cleanliness.
  • Cr, Mo and Ni can increase the strength without deteriorating the ductility of the steel, they are added according to the target strength (hardness (HR30T)) level of the steel sheet. These elements also have the effect of improving the corrosion resistance of the steel sheet. To achieve these effects. At least 0.001 t% for Cu and Mo. At least 0 for Ni and Cr. You. However, even if added over 0.5 wt%, the effect is saturated and the cost increases, so the upper limit of the added amount is set to 0.5 wt% for all elements. Note that the effects of these elements can be similarly exerted singly or in combination.
  • Ca, Nb and Ti are all useful elements for improving the cleanliness of ⁇ .
  • excessive addition of Ca is not only uneconomical, but also the resulting nonmetallic inclusions have a lower melting point, become softer, and extend longer in the rolling process, leading to poor can processing.
  • the upper limit is 0.005 wt%.
  • the Ca oxide is in a molten state due to its composition in the molten steel, and the fine Ca oxide is also easy to aggregate, coalesce, float and separate, and the remaining nonmetallic inclusions are as small as 5 m or less.
  • Such inclusions having a small particle size are uniformly dispersed by the continuous solidification method in which solidification is fast. Therefore, defects that have been caused by non-metallic inclusions can be eliminated.
  • it is effective to dilute Ca with Ba or the like to exert the strong deoxidizing ability of Ca industrially.
  • B is an element effective for improving grain boundary embrittlement.
  • the carbide forming element is added to the extremely low carbon steel to reduce the solid solution C extremely, the strength of the recrystallized grain boundary becomes weak, and when the can is stored at low temperature, the embrittlement cracking occurs. May be caused. It is effective to add B to obtain good quality even in such applications.
  • B also forms carbides and nitrides and is an effective element for softening. At the time of dulling, it segregates at the recrystallized grain boundaries and delays the recrystallization, so the amount of addition should be below 0.005 wt% J3 ⁇ 4.
  • the lower limit of the amount of B added is preferably set to 0.0001 wt%, which is necessary for exhibiting the effect.
  • the continuous gun piece used in the present invention can be obtained by subjecting molten steel to a vacuum degassing process as necessary and continuously manufacturing.
  • the thickness of the hot-rolled strip is the limit at which a hot-rolled strip of uniform material can be manufactured while preventing the temperature of the sheet bar from lowering when rolling from a slab with a large cross section of about 260 mm thick. Therefore, considering the mill power, it is assumed to be 0.5 gnomes.
  • the sheet bars are joined at the same timing, and the joining devices themselves are joined in a short time of less than 20 seconds while moving according to the speed of the sheet bar.
  • the joint is heated by electromagnetic induction, pressed, and continuously rolled without interruption by a finishing mill, and then split and wound by a shearing machine just before the winding machine. is there.
  • this crown is similar to that of the hot rolling zone, so the crown of the hot rolled sheet is basically reduced. It was found that in cold rolling, it is preferable to reduce the size of the former stand roll, which is thicker in cold rolling.
  • the principle of crown control by the end cross method is that the minimum gap between the wheels, which occurs when the upper and lower WR axes are crossed, changes in a parabolic shape in the width direction, and the parabolic shape in the convex direction in the WR changes. This is equivalent to adding a mouth clean.
  • crown control and edged-gap control can be performed by adjusting the cross angle of the knurl axis to preferably 0.2 ° or more, more preferably 0.4 ° or more.
  • the edge ⁇ fill changes greatly from the edged edge to the edge edge, so it was also found that the edged edge edge can be significantly improved.
  • the edged area is 20 to 30 mni from the width end, whereas the edge-up area is several times larger than the edged area, contributing to the improvement of the sheet crown.
  • the thickness can be reduced to dead flat or concave crown.
  • the strip shape changes from ear extension to middle extension when the cross angle is too large, and the cross angle is 1.5. If it is below, it does not affect the quality, but if it is larger than this, it will be understood that the workability of threading will be deteriorated due to the inside shape.
  • the cross angle is preferably 0.2 ° or more, and more preferably 0.4.
  • the crane volume of the hot strip can be kept within ⁇ 40 m.
  • this crown amount exceeds +40 m and becomes a large convex crown, it becomes a convex crown even after cold rolling, and the central part of the sheet width extends more than the ⁇ part.
  • the so-called “medium elongation” results in a shape defect and makes it difficult to perform continuous annealing at high speed.
  • the role of the edge heater will be described.
  • the environment of hot rolling is that it is exposed to the air except for the heating furnace, and that it is hot, and that rolling must be performed while removing the surface scale generated during rolling by high-pressure water spray. Since it is under conditions such as processing a small amount of slab to a thickness of 2 mm or less under high pressure as in the present invention, processing heat, recuperation, water cooling, cooling, etc. are mixed.
  • the processing time of the hot rolling becomes long, the temperature difference in the full width direction and the full length direction becomes large, and the material becomes uneven.
  • the piece thickness has increased and the required slab width has also increased.
  • hot-rolled steel strips of increasingly thinner thickness are required to reduce the load of cold rolling. It is becoming larger.
  • the end portion where the finish rolling end temperature is greatly reduced has a larger crystal grain size than the central portion, and a texture that is not preferable for deep drawing is developed.
  • the temperature drop at the side edge of the trailing part in the rolling direction, which has a long waiting time before the rough rolling mill, is large, and the temperature drop is also large at the finishing mill.
  • Figure 3 shows the results of a study by the inventors on the optimal cold rolling method. That is, Fig. 3 shows the thickness in the width direction of an ultra-thin wide-width plate (thickness 0.130 mm, width 1250 mm) rolled by changing the combination of the hot rolling method and the cold rolling method. This is the result of measuring the width of the hot rolled steel strip in the width direction.
  • the thickness can be made uniform by using a pair cross roll for a hot rolling finish rolling mill and a cross shift mill for cold rolling in at least one preceding stand.
  • a pair cross roll for a hot rolling finish rolling mill and a cross shift mill for cold rolling in at least one preceding stand it is preferable to use a single trapezoidal work roll as the work roll of the cross shift machine in cold rolling.
  • Figure 5 shows the results of an investigation into the effect of flatness on the CAL threading speed and the ⁇ band breakage trouble in relation to the ⁇ band thickness and width.
  • the frequency of breakage during high-speed threading increases as the sheet thickness decreases and as the sheet width increases.
  • the flatness is improved, the risk of breakage is avoided.
  • recrystallization after hot finish rolling is sufficient in the case of ⁇ % or less, annealing and temper rolling after cold rolling can be omitted.
  • recrystallization after hot finish rolling can be realized by winding at 650 or more, preferably at 700 or more and self-annealing, but after winding, reheating the hot-rolled sheet to 550 to 600 and annealing. You can t.
  • the winding temperature is not particularly limited, but is preferably 550 or more in terms of productivity.
  • Heat treatment recovery treatment
  • the upper limit is set to 400 t in order to prevent insufficient strength due to recrystallization.
  • Such a heat treatment may be performed before the plating treatment and the chromate treatment, or after these treatments, it may be performed simultaneously with the paint baking or laminating step in a can-making line.
  • the reduction rate is, for example, in the range of several percent to 40%. Appropriate temper rolling may be performed.
  • the present inventors have studied the weldability of LTS for high-speed seam welding cans, and have also found that the amount of residual metallic tin immediately before welding significantly improves weldability.
  • metallic tin is soft and low melting point (232 t) metal, it is easily deformed or further melted by the welding pressure at the contact part with the welding electrode and the contact part between the steel plates, and the contact area is increased. It is easy to form a strong welding nugget without generating “scatter” caused by local concentration of welding current. As a result, the proper welding current range is increased.
  • the amount of metal remaining immediately before welding is preferably 0.05 (g Ai 2 ) or more.
  • At least one side of the steel plate is subjected to Ni plating with an adhesion amount of 0.02 to 0.5 g / m 2 and subjected to diffusion treatment annealing, so that the weight ratio of iron (Fe + Ni) is reduced to 0. It forms a Fe—Ni alloy layer with a thickness of 10 to 4000 A.
  • the formation of the convex sprinkling layer using the Ni diffusion plate is performed by applying a flat electric sprinkle to the surface of the mother plate after the diffusion treatment, and then performing a riff process to remove the tin. It can be achieved by collecting and coagulating. Furthermore, after applying an electric sprinkle, a flux (aqueous solution such as ZriCl 2 JH 4 Cl) is applied to the surface, and then a reflow process is performed. This proved that the convex shape could be formed more effectively.
  • a flux aqueous solution such as ZriCl 2 JH 4 Cl
  • Ni diffusion treatment In order to perform the above-mentioned Ni diffusion treatment most effectively, it is preferable to provide a plating facility before the continuous annealing line and to provide a temper rolling facility on the exit side of the annealing line.
  • a plating facility before the continuous annealing line and to provide a temper rolling facility on the exit side of the annealing line.
  • Ni plating, annealing, and temper rolling as one line and finishing up to the mother plate for plating at a stroke, it is possible to greatly reduce costs by continuity.
  • the continuity of the plating-annealing-to-temper rolling process can be performed continuously without time delay, preventing the formation of Pe oxides, etc., and improving the weldability and corrosion resistance. It gets even bigger.
  • the continuous annealing method of the present invention has less impurity concentration on the surface than the box annealing method, and is advantageous in terms of heat resistance and corrosion resistance.
  • this method can also be applied in combination with reheating and recrystallization treatment using a continuous annealing line in a hot-rolled steel strip.
  • sparrow with layer is made of from 0.56 to 11.2 metallic Sn quantity of g / m 2
  • chromate one coat layer Contains 1 to 30 mg / m 2 of hydrated chromium oxide and 1 to 30 mg / m 2 of metallic Cr in terms of Cr.
  • the amount of hydrated ⁇ -comb in the chromate layer is less than 1 mg / m 2 in terms of Cr, the coating adhesion and printing adhesion of the sheet coat will be small, or the film adhesion will not be sufficiently large. . On the other hand, if it exceeds 3 (] mg / m 2 , the electrical conductivity will be poor and the weldability will be reduced.
  • the surface of the Fe—Ni alloy layer was sprinkled and subjected to a reflow treatment (usually put into a 50-80 t: water tank within 1 second after heating to 230-28 Qt). After forming a sprinkling layer having a large number of convex portions on the surface at a convex area ratio of 10 to 70%, a chromate treatment can be performed.
  • 0.1 a sparrow with layer 56 ⁇ 5. 6 g / m 2 of the metal Sn amount, click opening arm hydrous oxide of 1 to 30 mg / m 2 of chromate layer of Cr terms and 1 to It shall contain 30 mg / m 2 of metallic Cr.
  • the reason is that if the Sn content is less than 0.56 g / m 2 , the Fe-Sn alloying progresses due to reflow processing, painting, baking after printing, etc., and the residual metal Sn content immediately before welding decreases. Because it is too much. On the other hand, if it exceeds 5.6 g / m 2 , the amount of metallic Sn is too large, so that even if refining is performed, island-shaped tin cannot be formed, resulting in a flat or simple uneven shape. This is because significance is lost.
  • the reason for limiting the composition of the chromate layer is the same as in the case of applying the normal sprinkling described above.
  • the reason why the area ratio of the protruding parts with convex sprinkles obtained by the refining treatment was set to 10 to 70% is that if it is less than 10%, the effect of expanding the contact area during welding is insufficient, and the effect of improving weldability is not sufficient. If the value exceeds 70%, the economic significance of convexity is lost.
  • Figure 1 shows the effect of the hot finish rolling method on the hardness (GIR30T) distribution of the cold rolled steel strip.
  • FIG. 3 is a diagram showing the effect of the hot rolling method and the cold rolling method on the thickness distribution of the cold rolled strip.
  • FIG. 4 is a diagram showing the effect of pair-cross hot finish rolling and cross-shift cold rolling on the crown and flatness of a cold-rolled strip.
  • FIG. 5 is a diagram showing the influence of the thickness and flatness of the cold-rolled strip on the high-speed sheet passing property of continuous annealing.
  • Figure 6 is a photomicrograph of the metallographic structure showing an SEM image of tin islands.
  • Tables 2 and 3 show the above manufacturing conditions.
  • Some cold-rolled strips were subjected to Ni plating, and continuous annealing (Ni-plated material was equivalent to Ni diffusion treatment) was performed in the same manner as other cold-rolled strips.
  • the diffusion annealing condition was 660 to 690 for 10 seconds. Subsequently, by adjusting the rolling reduction of the temper rolling, plates having various temper degrees were manufactured.
  • Atmosphere NHX gas atmosphere (10% H 2 + 90% N 2 )
  • Example 2 Cold rolled steel sheets were produced in the same manner as in Example 1 using steel having the composition shown in Table 2.
  • the surface of the steel plate was plated, and in some cases, treated with a riff, followed by chromate treatment to produce a surface-treated steel plate.
  • Tables 8 and 9 show the above manufacturing conditions.
  • the steel of No. 2 was overaged for 500 t: 30 seconds during continuous annealing.
  • the surface treatment conditions are as follows.
  • the normal sprinkling without N 1 diffusion treatment is performed in a halogen-type electric sprinkling process, where sprinkling or thin sprinkling is performed, and reflow and chromate treatments are continuously performed. Finished.
  • Royalty Nfu Li one steel plate is an electric plated line, first Cr0 3: 180 g / 1, H 2 S0 4: 0.8 g / 1 in chromate solution metallic chromium amount 30 to 120 mg / after facilities the plated of m 2, subsequently Cr0 3: 60 g /], H2SD4: 0.2 g / 1 of hydrated chromium oxide in a chromate solution plated for (1 ⁇ 3 ⁇ mg / m 2 in terms of chromium content) I went and finished it.
  • the sprinkling process was performed in a halogen-type electric sprinkling process, followed by a riff opening process and a chromate treatment.
  • the Sn plating bath used and the reflow and chronod treatment conditions are as follows.
  • the amount of Ni plating and the ratio of NiZ (Ni + Fe) in the surface layer were measured according to the following methods.
  • NiZ (Ni + Fe) ratio Measured in the depth direction by weight using GDS
  • Samples were sampled from the surface-treated steel sheet that had been subjected to plating and chromate treatment, and the hardness (HR30T) distribution and thickness (mm) distribution in the width direction were measured.
  • the can-making property was investigated by the following method.
  • a bending process equivalent to that of the can body was performed, and a fluting resistance test was performed.
  • bending was performed so as to correspond to the molding of the can body.Breaking generated in the body was not enough to be seen as a product and flatness was not obtained as the designed roundness was obtained.
  • the evaluation was made by classifying those (marked with X) and those not marked (marked with ⁇ ).
  • the scratch resistance of the can wall was evaluated, and the two pieces were evaluated as having no scratches by visual observation (indicated by a mark) and those in which the scratches were confirmed and corrosion resistance was expected to deteriorate (marked by an X). It was evaluated separately.
  • the obtained surface-treated steel sheet was tested for corrosion resistance, corrosion resistance, paint adhesion by a T-peel test, and high-speed weldability according to the following methods.
  • the surface of the sample was coated with a modified epoxy ester coating material 6 (Toyo Ink Co., Ltd. F-65DF-102 (revised 1)) at 60 mg / dm 2 and baked under the conditions of 160 ⁇ 10 minutes. This was used to hot pack 70 ml of 90 tomato juices.
  • a modified epoxy ester coating material 6 Toyo Ink Co., Ltd. F-65DF-102 (revised 1)
  • the painted surface-treated steel sheet was welded with a copper wire-type electric resistance heating seam welding machine (commercial machine) with a wire diameter of about 1.5 ⁇ at a wire speed of 65 m / min, a welding pressure of 40 kg, and a frequency of 600 Hz.
  • a copper wire-type electric resistance heating seam welding machine commercial machine with a wire diameter of about 1.5 ⁇ at a wire speed of 65 m / min, a welding pressure of 40 kg, and a frequency of 600 Hz.
  • This test piece was subjected to a T-peel test using a tensile tester, and the adhesive strength was measured, which was used as an index of paint adhesion.
  • the distribution of the convex tin is divided into a convex part and a flat part in the SEM image (1000 times) of the tin analysis of EPM A, and the area ratio of the convex part was measured by image processing.
  • Hot rolled steel strip Surface treatment steel strip Temper quality average Leading end of hot rolled steel strip Center of hot rolled steel strip Trailing end of ripe steel strip Central radiant tip Central hot rolled steel strip Average thickness Hardness Width end 5 Width center fluctuation amount Width end 5 Width center fluctuation amount Width end 5 Width center change ⁇ 4% from width end Occluded position H position ⁇ ⁇ ⁇ 3 mm position Position ⁇ ⁇ 3 sleep la Position ⁇ ⁇ 3
  • Table 1 Flatness of cold rolled steel strip Continuous annealing passability Surface treatment ⁇ Bending of band and measured on platen Bonding accuracy of filament
  • the conventional hot rolling (single rolling) was performed in a single piece unit, and a cold rolling machine that does not use a crossing machine with a single trapezoidal work roll without using a finishing machine was also used. Rolling was performed.
  • Tables 13 and 14 show the above manufacturing conditions.
  • the Ni plating bath and annealing used were the same as in Example 1.
  • the Ni plating amount and the ratio of Ni / (Ni + Fe) in the surface layer were measured in the same manner as in Example 1.
  • Inventive example 0 0 1000 0 Inventive example 0 0 1000 0 Figure can be produced as welded cans because the figure is accurately affixed 0 0 1000 0
  • Comparative example 4 2 300 0.5 Weld can ⁇ Film is found in the welded area Comparative example 4 3 300 1 ffi break 0.9, welding failed Comparative example 6 1 300 Partially broken 1
  • Tables 19 and 20 show the respective manufacturing conditions.
  • the conditions of the plating bath and annealing and various surface treatment conditions in the Ni diffusion treatment were the same as those in Example 2.
  • Specimens were sampled from the surface-treated steel sheet manufactured by the above method, and the hardness (HR30T) distribution and thickness (mm) distribution in the width direction were measured.
  • the r value (Rankford value) and its anisotropy ⁇ r were also measured.
  • NiZ (Ni + Fe) in the surface layer of the Ni diffusion treated material flatness of cold rolled strip and permeability in continuous annealing, hardness (HR30T) distribution in surface treated sheet, sheet thickness (mm) distribution, All test conditions such as can-making properties, mackerel resistance, corrosion resistance, paint adhesion by T-peel test, and high-speed weldability were all the same as those in Example 2.
  • the No. 1 stand No. 1 roll was rolled to an ultra-thin sheet thickness by a 6-stand tandem continuous cold rolling mill, which was a cross-shifting machine using a single trapezoidal work piece.
  • Some cold-rolled steel strips were plated and continuously annealed (Ni-plated materials corresponded to Ni diffusion treatment) as in other cold-rolled strips.
  • the thermal cycle of the diffusion annealing was 730 to 760: for 10 seconds.
  • slabs of various temper degrees were manufactured by adjusting the rolling reduction of the temper rolling.
  • Table 26 and Table 27 summarize the above manufacturing conditions.
  • the Ni plating bath and annealing used were the same as in Example 1.
  • nu J 111i111 u 11111 086308633333 oooooooooooo Specimens were sampled from the steel sheet subjected to such treatment, and the hardness (HR30T) distribution and the thickness () distribution in the width direction were measured. The r value (Rankford value) and its anisotropy ⁇ r were also measured.
  • the plating amount and the ratio of / (Ni + Fe) in the surface layer were measured in the same manner as in Example 1.
  • Example 5 Cold rolled steel sheets were produced in the same manner as in Example 5 using the ropes having the components shown in Table 32. After plating and, in some cases, reflow treatment, a chromate treatment was performed on the surface of the plate to produce a surface-treated steel plate.
  • Table 33 and Table 34 summarize these production conditions.
  • the Ni plating bath and annealing conditions and various surface treatment conditions used were the same as those in Example 1.
  • a test material was sampled from the surface-treated steel sheet manufactured by the above method, and the hardness (HR30T) distribution and the thickness (hidden) distribution in the width direction were measured.
  • the r value (Rankford value) and its anisotropy ⁇ r were also measured.
  • NiZ (Ni + Fe) in the surface layer of Ni diffusion treated material flatness of cold rolled strip and passability in continuous annealing, hardness (HR30T) distribution, thickness (mm) distribution,
  • the test conditions such as can performance, corrosion resistance, corrosion resistance, paint adhesion by T-peel test, and high-speed weldability were all the same as those in Example 2.
  • a rope having the component composition shown in Table 39 was melted by a 270 t bottom-blowing converter and inserted into a continuous machine to obtain chips.
  • the hot finish rolling mill used for the stand is used to continuously roll into an ultra-thin surface-treated steel sheet with a width of 950 to 1300 mm, and self-annealing in the form of a hot-rolled steel strip or reheating annealing through a continuous annealing line. did. After self-annealing or before reheating annealing, descaling was performed by pickling.
  • the No. 1 stand's ⁇ -roll was rolled to an ultra-thin sheet thickness by a 6-stand tandem continuous cold rolling mill which was a cross-shifting machine using a one-sided work roll.
  • the rolling reduction of the temper rolling was adjusted to obtain cold-rolled sheets having various temper degrees.
  • test material was sampled from the steel plate subjected to such treatment, and the hardness (HR30T) distribution and the thickness ( mm ) distribution in the width direction were measured.
  • the Ni plating amount and the ratio of Ni / (Ni + Fe) in the surface layer were measured in the same manner as in Example 1.
  • a cold-rolled steel sheet was produced in the same manner as in Example 7 using the components shown in Table 44.
  • the surface of this steel sheet was plated and subjected to chromate treatment to produce a surface-treated steel sheet.
  • Tables 44 and 45 summarize the above manufacturing conditions.
  • test material was sampled from a cold-rolled steel strip and a surface-treated steel sheet manufactured by such a method, and an investigation test was performed.
  • the test conditions such as hardness (HR30T) distribution, plate thickness (mm) distribution, can-making properties, corrosion resistance, corrosion resistance, paint adhesion by T-peel test, and high-speed weldability are all the conditions of Example 2. The same as above.
  • Hot-rolled webbing Surface treatment ropes Purchasing average Leading-edge position of hot-rolled webbing Central part of hot-rolled webbing Trailing end of hot-rolled webbing band Average thickness Hardness Width end 5 Width center Revolving amount Width end 5 Width center Variation Width end 5 Width center Soil from the width end 4% mm from the width end concealment ⁇ ⁇ 3 mm 3 Ml position position rice ⁇ ⁇ 3
  • Comparative Example 5 8 2 Welded can ⁇ There was a fill in the weld. Comparative Example 7 8 1.2 Welding failed
  • Temper 3pcs can 2pcs can Type Total parent metal tin content.
  • Metal Cr content Cr oxide content Filamentous ft Corrosion High speed Adhesive strength Rating tt f) 1- Sex
  • Example 8 From the above, it was confirmed that according to the present invention, it is possible to manufacture an ultra-thin and wide steel plate for cans having a uniform thickness and hardness in the width direction.
  • the new two-piece can method and the three-piece can method are compatible with high-speed can-making and have a material suitable for processing into lightweight cans. It has been found that it is possible to manufacture an ultra-thin plate for cans having performances suitable for the above.
  • this steel plate is used for optimizing rope components, continuation of hot rolling and heating of the width end, pair cross rolls of the hot rolling upper rolling mill, and rolls on the cross roll of the cold rolling mill.
  • Ni-plating is performed on the surface of the steel strip and diffused by annealing to form an Fe-Ni alloy layer, which results in excellent uniformity of material and plate thickness, and a convex tin layer. This makes it possible to manufacture an ultra-thin and wide can steel plate having excellent high-speed seam weldability.
  • the continuous gun piece is shot in a width corresponding to a plurality of product widths, and is divided into product widths after hot rolling or cooling or after surface treatment, thereby improving the efficiency. Products can also be manufactured.

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Description

明 糸田 書 極薄鋼板およびその製造方法 技 術 分 野
この発明は、 主として、 調質度 T 1〜T 6、 DR 8〜DR 1 0の全ての調質度 が適用できて各種の 2 ピース缶 （SDC: Shallow-Drawn Can, DRDC: Drawn & Redr awn Can, DTRC: Drawn & Thin Redrawn Can, DW1C: Drawing & Wall Ironing Ca n ) や 3ピ一ス¾& (¾ide Seam Soldered Can, Mde seam Welded Can, Thermopl astic Bonded Side Seam Can) の使途に用いて好適であって、 極薄 *広幅にもか かわらず均一な材質と板厚精度を有し， 経済的にも優れた極薄鋼板およびその製 造方法に関する。
本発明法において、 極薄鋼板とは、 表面処理用原板および表面処理鋼板の両方 を含むものとする。 背 景 技 術
缶用鐧板は、 Sn 〔Sn付着量が 2.8 012 上のぶりきぉょび5[1付着量が2.8 g Zm2未満の薄錫目付鋼板 LTS (Lightly Tin Coated Steel) を含む〕 ， i, Cr 等の各種めつきを施した後、 飲料缶、 食缶等に使用される。
上記缶用鐧板の材質は調質度で規定され， 調質度はロックウェル T硬さ （HR30 T)の目標値をもって表わされ、 一回圧延製品では T 1〜T6に、 二回圧延製品で は硬さ （HR30T)の目標値と圧延方向に測定した耐力の目標値で表され， DR 8〜 DR 1 0に区分されている。
ところで、 最近における、 飲料缶の大量消費に伴って， 製缶作業の高速化が進 み， 高速製缶にも適した缶用鐧板が要望されるようになってきた。 このため缶用 鋼板には、 硬度の精度はもちろん、 綱板の寸法精度， 平坦度， 鐧帯の横曲がり等 について、 自動車用綱板などより厳しい管理が必要となってきた。
一方、 3ピース缶や 2ピース缶といった缶体も、 その製缶技術の進歩により、 最近では、 板厚の薄いものを使用した軽量缶化による合理化が大きな傾向となつ てきた。
このように板厚を薄くすると、 当然、 缶強度の低下が避けられなくなる。 そこ でこの補強として、 ネックィン加工、 多段ネックイン加工、 スムース大幅ネック イン加工等による缶形状の変更による缶強度の向上， さらには塗装、 焼き付け後 に深絞り加工、 しごき加工、 ス トレツチ加工、 張り出し加工、 底のドーム加工な どの付与による強化も図られている。
また， 2ピース缶の製法においては， 軽量缶化の他に、 内容量の増大のために 、 缶高さをますます く （すなわち絞り比の増大） する傾向になってきている。 これらの最近の情勢から， 缶用鐧板としては髙強度かつ極薄化を満たし、 しか も製缶加工性. 深絞り加工性にも優れるという， 従来の考え方では相反する特性 を兼備したものが要求されるようになってきている。 そしてまた、 これらの特性 を両立させるうえで、 板厚精度を向上させ、 加工性の変動を抑制することが従来 より一層重要になってきている。
さらに、 最近における、 コイル塗装化やフイルムラ ミネート · コイルの実用化 により、 例えば 3 ピース缶胴板用にはラミネート作業を効率よく行うために， 鑭 帯の長さ方向に連続してフィルムを貼った後， 剪断， ス リ ッ トで缶単位の胴板に 切り出す方法が採用されだした。 この方式では、 缶胴の溶接部が圧延方向になる (缶高さ方向が鋼板の圧延方向になる） ように、 フィルムを貼るが、 鐧帯を巻き 戻しながら， 軟質のフィルムを設定位置に精度良くラミネートするために， 鋼帯 の橫曲がり精度や平坦度への要求はさらに厳しくなつてきた。 というのは、 例え ば、 フィルムが設定位置からわずかでもずれて溶接部に貼られると， 溶接不良を 招き大きな損失を招くことになるからである。
このように、 缶用鋼板としては、 鐧帯の横曲がりや平坦度も、 従来より遙かに 優れ—、いることが要求されるようになってきている。
また、 缶用鋼板から缶に仕上がるまでに， 幅方向端部の数ミ リメートルを除き ， ほとんど全幅を缶とする合理的な製缶法が確立された現状においては， 缶用鐧 板としても全幅にわたり、 材質と板厚が均一であり、 板幅や長さの許容差， 直角 度のずれ， 鐧帯の橫曲がり精度等の寸法精度に優れていることが必要となる。 さ らに、 上述したように、 印刷ずれを防ぐためには、 平坦度に優れた鋼板が必要に なる。 この平坦度を悪くする原板の要因としては材質の不均質が大きく影響する ので， この点でも、 材質が均一な極薄綱板が要求される。
板厚の均一性， 特に板幅方向における板厚の均一性が重要であることは前述し たとおりである。 これについてさらに説明すると、 従来の缶用鋼板は、 板厚の均
—性が十分ではなかったため、 これを缶の製造に用いるとき、 2ピース缶におい ては， 円型ブランクを打ち抜く際、 素材の板厚が薄くなりやすい板幅方向端部の 板厚実績に合せた、 大きなブランク怪に設計して、 必要な缶高さを得るように配 慮していた。 したがって、 板厚が厚くなりやすい板幅中央部は、 不要に缶高さが 高くなり、 歩留りが悪くなるばかりか、 缶体がプレス機から抜け出す際に、 缶体 上部がプレス機に引つかかり、 抜け損じて、 抜け切れないうちに次の缶体が投入 され、 複数個の缶体が、 何回もプレスされるというジャ ミング現象を招き、 生産 性を大きく損なっていた。
また、 3 ピース缶では， フレキサー後に円筒径に巻いても， 偏平になりやすく , 真円度の高い胴円筒にならないとか， 髙強度 ·極薄広幅缶用鋼板を使っても板 厚が部分的に薄し、分, 缶強度が不足するという間題があつた。
また、 鋼帯の幅方向で硬さが均一であることも極めて重要である。 もし、 鐧帯 の幅方向に硬質部と軟質部が混在していると， 同一の圧延条件で圧延を行つた場 合でも， 軟質部の伸びは多く， 硬質部の伸びは小さくなり平坦度が悪くなる。 こ のような， 材質に起因する平坦度不良は， テンションレベラ一等の機械的矯正に より， 外観的には矯正されたように見えたとしても， その後、 缶単位にスリッ ト カツ トして小さなブランクにすると、 再び， 部分的に反りとして現れ、 高速製缶 が難しくなるという新たな問題を生起する。
ところで、 従来の缶用綱板は印刷機や塗装機の製造可能幅の上限が 3フィー ト (約 900mm ) と狭かったために， 古くから狭い幅で製造されてきた。 しかし， 製 缶法の進歩に合わせて， ライ ンを新設するに際しては， 缶用鋼板の製造から缶を 仕上げるまでの総合的な合理化、 高生産性を目的に製造幅が 4フィー ト （約 1220 mm) 以上にまで拡大されるようになってきた。 このため、 缶用素材としては、 生 産性にも優れてし、る広幅鋼帯が要求されるようになった。
以上説明したように、 板厚は ¾量缶化の目的から極薄に， また生産性のうえか ら広幅となり、 総合的には極薄かつ広幅の鋼板が缶用綱板の分野にも新たに必要 になった。
しかし， 従来の技術では， 単に広幅鋼帯を作るのは設備的には可能であつたが , 前述のごとき要求に合理的に対応することが難しく、 例えば， 板厚が設定値よ り薄くなつたり， 材質が外れたり， 寸法精度が劣ったりするという問題があった 。 そして、 とくに鐧帯の幅方向端部や長さ方向端部ではこれらの品質が低下する ため、 鐧板の製造工程で切断、 除去され、 歩止が著しく低下するという問題があ つプ^
従って、 従来の技術では、 綱板の全幅における板厚および材質がともに均一な 極薄広幅鋼帯を製造することは難しく， 合理的に生産できる綱帯寸法は、 連続焼 鈍の通板性の点から、 板厚は 0. 20 ， 板幅は 950mtn程度が限度であった （例えば 、 東洋鐧鈑株式会社著、 株式会社ァグネ発行の「ぶりきとティ ンフリー ·スチー ル」 （改訂 2版） 第 4頁に記載） 。 これ以上の広幅鋼帯を作ったとしても、 実質 的に均一な板厚および材質を、 板幅の 9 5 %£1上にわたって得ることは困難であ つた。
さて、 材質の均一性を阻害している大きな因子としては. 綱成分の偏折と熱間 圧延や焼鈍時の温度の不均一が考えられる。 このうち、 鋼成分の偏析は連続錶造 化により、 焼鈍は連続焼鈍技術の進歩によりほぼ解決されたと言える。 従って， 残っている操業要因上の課題は主に熱間圧延にあると考えられる。
上記熱間圧延において、 従来の 4段圧延機で構成される熱間圧延機を用いると 、 効果的な板クラウンの制御手段がないために， ワーク ールの熱膨張及び磨耗 にともなうロールプロフィールの経時的変化、 また、 圧延材の板厚、 板幅変化に ともなうロール撓み変形の変化により， ロールの組み替え直後から， 次の組み替 えまでの間に約 10ϋ の板クラウンの変動が生じていた。
このクラウン量のコントロールには、 4 殳ヮ一クロールシフ ト， 6段 H C口一 ルなどが使われてきたが， 極薄広幅鋼板においては約 40 /m 以上の板クラゥンの 変動が生じ， 材質の均一性確保の上からも不十分であった。
いずれにしても、 従来の技術では、 板幅方向の端部及び長さ方向の端部は、 缶 用鋼板としての製品に仕上げるまでに、 ト リ ミング作業等で切捨て除去され、 こ れによる歩留り低下が大きな問題であつた。
以上述べたように、 品質に優れた、 極薄かつ広幅の缶用鐧板の出現が、 軽量缶 化による缶体生産コストの低減、 コイルの広幅化による生産性向上といった面か ら強く望まれていた。
しかしながら、 かかる鋼板を、 従来の製造技術で生産すると、 綱板の板厚ゃ材 質 （とくに硬さ） が、 板幅方向で不均一なものとならざるを得ないという問題が あった。 このために、 幅端部のト リ ミングによる歩留り低下はもちろんのこと、 連続焼鈍工程における高速通板性の低下、 横曲がりや平坦度の低下などを招いて いた。 また、 このために、 この鐧板を用いた缶体製造においても、 缶体の形状不 良や強度不良に起因する製品歩留りの低下を招いたり、 フィルムラミネートコィ ルゃコートコィルのなどによる新しい製缶法が効果的に適用できなかった。
そこで本発明の目的は、 従来技術における上記問題点に鑑み， 極薄かつ広幅で あるにもかかわらず、 均一な材質 （とくに硬さ） と均一な板厚を有する缶用極薄 鋼板およびその製造; 5法を提供することにある。
また、 本発明の他の目的は、 軟質の調質度 T 1さらにはこれより硬質の調質度 T 2〜丁 6、 調質度 D R 8〜D R 1 0に調質可能で、 新しい製缶法にも適した、 極薄かつ広幅であるにもかかわらず、 均一な材質 （とくに硬さ） と均一な板厚を 有する缶用極薄鋼板およびその製造方法を提供ずることにある。
また、 本発明の具体的目的は、 板厚： 0. 20mm以下、 板幅： 950 mm以上の極薄広 幅で、 しかも冷間圧延のままの鋼板の両側幅端部 （ただし、 板幅に対する割合が 両側端合計で 5 %以内） を除く範囲で、 板厚の変動量が土 4 %以内かつ硬さ（HR3 0T) の変動量が土 3 £1内という高品質の極薄鐧板およびその製造方法を提供する しとにのる。 発 明 の 開 示
本発明の極薄鐧板は、 平均板厚が 0. 20mm以下、 板幅が 950關 以上の鐧板につい て、 冷間圧延のままの鋼板の板幅の 95%以上の範囲で、 板幅方向における扳厚変 動量が平均板厚の ± 4 %以内であり、 かつ板幅方向における硬さ（HR30T) 変動量 が平均硬さの土 3以内であることを特徴とするものである。
ここで、 綱の成分組成は、
C : 0. l wt%J^下、 Si ： 0. 03wt%J^下、
Mn： 0. 05〜 60wt%、 P ： 0. 02 ％以下、
S ： 0. 02wt%J£T 、 A1 ： 0. 02〜0. 20wt%、
N ： 0. 015 wt%J^下、 0 ： 0. 01wt%iil下、
を含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物からなるものが好ましい。
また、 鐧の成分組成は、
C ： 0. 1 wt%以下、 Si ： 0. 03wt%以下、
Mn： 0. 05〜 60wt%、 P ： 0. 02wt%以下、
S ： 0. 02wt%J^下、 A1 ： 0. 02〜0. 20wt%、
N ： 0. 015 wt%以下、 0 ： 0. (]lwt%^下、
を含み、 かつ
Cu： 0. 001 〜0. 5 wt%、 N i： 0. 0ト 0. 5 wt%、
Cr： 0. 01〜0. 5 wt%、 Mo： 0. 001 〜0. 5 wt%、
Ca： 0. 005wt %以下、 b： 0. 10wt%以下、
Ti ： 0. 20wt%以下及び B ： 0. 005wt %以下
から選ばれるいずれか 1種または 2種以上を含有し、 残部は Feおよび不可避的不 純物からなるものが好ましい。
なお、 C含有量について、 溶接後の加工性向上のためには 0. 004超〜 0. 05wt% とすることが好ましく、 深絞り性向上のためには 0. 004wt%^下の範囲とするこ とが好ましい。
これらの鋼板は、 鋼板の少なくとも片面に表面処理層を有するものも含む。 また、 この表面処理層は、 すずめつきまたはクロムめつきを施したものが好ま しい。
また、 この表面処理層は、 全 Sn量 0. 56〜11. 2 g/m2 のすずめつき層と、 さらに 前記すずめつき層の表面に形成された、 1〜30 mg/m2の金属 Cr、 その上層に形成 された Cr換算で 1〜30 mg/m2のクロム水和酸化物を含む、 クロメート層とするこ とが好ましい。
あるいはまた、 この表面処理層は、 金属 Cr30〜15(l mg/m2 のクロムめつき層と 、 Cr換算で 1〜30 mg/m2のクロム水和酸化物を含む、 クロメート)！とすることが 好ましい。
あるいはまた、 この表面処理層は、 N i/ (Fe + N i) の重量比 0. 01〜0. 3 、 厚さ 10〜4000Aの Fe— Ni合金層と、 前記合金層の表面に形成された、 全 Sn量 0. 56〜5. 6 g/m 凸部面積率 10~70%で多数の凸部を表面に有するすずめつき層と、 さら に前記すずめつき層の表面に形成された、 1〜30 tng/m2の金属 Cr、 その上層に形 成された Cr換算で 1〜30 mg/m2のクロム水和酸化物を含む、 クロメート層とする ことが好ましい。 本発明の極薄鋼板の製造方法は、 鑭片、 主として連続銪造錶片を、 粗圧延によ り板輻が 950 mm以上のシートバ一とし、 これを先行するシ一トバ一と突き合わせ 接合し、 かかるシートバーの幅端部をエッジヒータにて昇温し、 次いで少なくと も 3スタンドではペアクロスロール圧延による仕上げ連続圧延を行い、 板幅が 95 0 mm以上、 板厚が 0. 5 〜 2 mm、 クラウンが ± 40 ju m以内の熱延綱帯とし、 この熱 延鋼帯をさらに冷間圧延して、 平均板厚が 0. 20mm以下、 板幅が 950mm 以上の鋼板 とするものである。
また、 上記冷間圧延後に、 さらに連続焼鈍と調質圧延を行うものである。
ここで、 冷曰圧延は、 前段側の 1スタンド以上を、 クロス · シフト圧延するこ とが好ましい。
また、 ぺ了クロス圧延では、 ぺ了クロス角度を 0. 2 。以上にすることが好まし く、 クロス ' シフ ト圧延では片合形ワークロールを用いることが好ましい。 さらに、 本発明の熱延鋼板は、 板厚が 2 mm以下、 板幅が 950 mm以上、 クラウン が ± 40 m以内の鋼板である。
上記熱延綱板は、 極薄鋼板用に供して好適である。
さらに、 本発明の熱延鋼板の製造方法は、 鋼片を、 粗圧延により板幅が 950 mm 以上のシートバーとし、 これを先行するシートバーと突き合わせ接合し、 かかる シ一トバーの幅端部を.エツジヒータにて昇温し、 次いで少なくとも 3スタンドで はペアクロスロール圧延による仕上げ連続圧延を行うことを特徴とするものであ る。 先ず、 本発明において対象とする鐧板サイズは、 平均板厚が 0. 20mm以下、 板幅 が 950mm 以上とする。 その理由は、 既に述べたように、 軽量缶化による缶体生産 コス トの低減および広巾化による生産性向上を狙いとするためである。 また、 鋼 板の全幅にわたり、 板厚の変動量を板輻方向平均板厚の ± 4 %以内、 硬さ（HR30T ) の変動量を板幅方向平均硬さの ± 3以内とするのは、 連続焼鈍等の工程におけ る高速通板性の確保と、 成形品の寸法精度と強度の確保のためには板幅方向のば らっきを上記範囲内に抑える必要があるためである。 ここに、 全幅にわたって所 望の変動量以下にすることが望ましいが、 実用上は全幅の 9 5 %の範囲まで、 所 望の変動量以下が確保されればさしっかえない。
なお、 板幅方向におけるこのような高精度の板厚および硬さ特性を有する上記 サイズの広幅かつ極薄の綱板はこれまでに存在しなかった。
さて、 発明者らは、 上記極薄広幅の鋼板を製造するためには， 何よりも、 形状 精度の良好な極薄の広幅熱延綱帯を製造することが必須であることに想到した。 さらに、 従来の熱間圧延法における仕上圧延機では、 粗圧延後のシートバーを 1 本単位で通板するため， 仕上圧延機の ルへのシートバーの先端の嚙み込みと 尾端の嚙み抜けが毎回繰り返され， シートバーの先行端部と後行端部は、 仕上圧 延機内， および仕上圧延機最終スタンドから巻取機までの間をロールで拘束され ずに走行せざるを得ないので、 十分な形状精度が得られないという事実に着目し た。 すなわち， 従来の技術では、 シートバーの先行端部と後行端部は、 圧延方向 中央部のように一定張力状態で圧延することができないため、 次のような問題が あつた o
(1) 鋼帯形状の乱れが生ずるので， 熱延綱帯の全幅を均一に仕上げることができ ない。
(2) 熱延綱帯の板厚が薄くなると走行が不安定になり， 仕上圧延機最終スタンド を出た後で、 蛇行して巻取機に到達しないトラブルが発生する。 これを防止する ためには， シートバーの先行端部と後行端部の圧延速度を中央部に比べ大幅に低 下させざるを得ず、 熱延鐧帯の圧延方向端部のみならず、 幅方向における温度と 厚みの制御を困難にし、 均一な材質および板厚に仕上げることができない。
(3) 長さ方向および幅方向における板厚および材質の変動が大きくなると、 これ に対応して冷間圧延後の変動も大きくなるので， 切捨てによる大幅な歩留り低下 を招くことになる。
以上のことから， 従来の技術では、 板厚の極薄化には限界があり， 熱延鐧帯と しては、 経済性を無視しても、 高々 1. 8画まであった。
そこで、 2. 0 隱以下といった超極薄の熱延鐧帯を髙生産性で安定して製造でき る技術開発が必要になった。
また、 従来、 極薄広幅の鋼板を連続焼鈍法で製造するのは， 極めて難しかった 。 というのは、 連続焼鈍法において、 綱帯は、 通板されながら加熱， 均熱， 冷却 の温度変化を受け， しかも狭幅， 広幅， 薄物， 厚物といった様々なサイズのもの が、 生産工程予定に従って. 色々な組み合わせで通板されるため， 炉内ロールの 幅方向にそれぞれの通板鐧帯仕様に対応した温度差が生じ， それに起因した通板 トラブルが発生する。 例えば、 炉内ロールの幅方向に温度差が生じると熱膨張差 により変形が生じて， 鋼帯が蛇行したり， 蛇行が矯正しきれないと破断したりす る。 このため、 極端に薄い極薄鐧板ゃ極端に幅の広い) ΐ幅缶用鋼板を製造するに は自ずと限界があった。
なお、 極薄鐧帯を合理的に製造するための高速通板を行うと、 ヒートバック リ ングが生じやすくなる。 このヒートバック リ ングを防止しょうとすると、 蛇行が 発生しやすくなつたり， またその逆の場合もあって， 安定通板が可能な領域は極 めて狭く， このことも極薄で広幅の鐧板を合理的に製造することを困難にしてい た。
この問題を解決するために. 発明者らは、 まず、 熱間圧延時に、 シートバーを 接合して連続圧延を施すこと、 および鐧帯のクラウンを調整することにより安定 高速通板が可能になることを突き止めた。
すなわち， 缶用熱延鐧帯のクラウンは、 従来， 凸型に設定することが常識であ つた。 これに対し、 発明者らは， 極薄で広幅の鋼板を高速通板するためにはヒー トバック リングを防止することが重要であり， そのためには通板する冷延鋼帯の 平坦度を改善する必要があること、 その方法として， 先ず， 熱延鐧帯のクラウン を小さく して， 連続焼鈍炉の通板時のコイルに座屈が発生しやすい幅方向中央部 の平坦度を改善することの重要性に着目した。
検討の結果、 中のび（Center Bucle I SI J TR009-1980)が絶対に生じないように , 冷間圧延後に耳のび（Edge Wave I SI J T 009-1980) 気味に， より正確には、 中 のびも， 耳のびも発生せず良好な平坦度になるように仕上げることにより、 ヒー トバック リ ングゃ破断トラブルを解決した。
この具体的な解決法としては、 熱間圧延仕上げ圧延にクロスロールを使い、 さ らに好ましくは冷間圧延でもクロスロールを使うことが重要であることを見出し また、 発明者らは、 極薄広幅の缶用鋼板を合理的に製造するためには、 上述し たような、 熱間圧延を連続化すること、 熱間圧延あるいはさらに冷間圧延にクロ スロールを使うこと、 さらに熱間粗圧延で得られたシートバーの、 圧延中に低温 になった、 幅端部をエッジヒータ一を用いて昇温することなどにより， 平坦度の 劣化のない， クラウンの小さい鋼帯に仕上げることが有効であることを見出した 次に、 綱の成分組成について、 その限定理由を含めて説明する。
Cのフヱライ ト相中における固溶量は、 Νの約 1 /10〜 1 である。 この 点で、 箱焼鈍法のように， 徐冷却された鋼板の歪み時効は， 主として Ν原子の挙 動によって支配される。 しかし， 連続焼鈍法では冷却速度が極めて大きいため，
Cも十分に析出しきれず多くの固溶 C量が残存し， 歪み時効にも悪影響を及ぼす また Cは、 再結晶温度を支配し、 再結晶粒径の成長を抑制する重要な元素であ る。 箱焼鈍法による場合には、 C量の増加により結晶粒径は小さくなつて硬質化 するが、 連続焼鈍法による場合には、 C量の増加とともに硬質化するという単純 な傾向は見られない。
C量が約 0. 004 wt%J¾下の極微量になると軟質化し、 一方 C量が増加すると約 0. 0 lw t%において最も硬度が高くなるピークが見られ、 C量がさらに増加すると 逆に硬度は低くなり、 C量 0. 02~0. 07wt%の範囲で谷となり、 さらに C量が多く なるとまた硬度が高くなる。 C量が約 0. 004 wt%£l下で軟質になる理由は、 焼鈍 時に Cの溶解温度での溶解量の絶対値が少ないことにより、 Cによる歪時効硬化 が小さくなるためと考えられる。
本発明においては、 特に真空脱ガス処理を施すことなく、 必要な硬度に応じた Cを含む低炭素綱にて、 鐧板を製造することができる。 しかし、 過度の硬質化や 圧延性の劣化を避けて、 連続焼鈍法により合理的に缶用に適した綱板を製造する ためには、 Cは 0. 1 w L%以下にする必要がある。
C量が約 0. D04 wt%a下の極微量になると軟質になるが， そのためには製鐧ェ 程で， 真空脱ガス処理が必要になり， 経済的にはやや不利となる。
そこで、 0. 004 wt%を超えるある程度の C量を含んでいるものが軟質化するに 際して有効であることを利用して、 缶用鋼板の約 8 5 %以上を占める調質度 T 3 以上を連続焼鈍法で経済的、 合理的に製造するために， C量が約 0. 004超〜 0. 05 wt%に調整するすることが好ましい。 この範囲であれば、 溶接による H A Z硬化 量も小さく抑えることができる。 なお、 0. 02wt%以上の範囲であれば軟質で、 か つ真 ¾脱ガス処理も不要であるのでさらに好ましい。
また、 本発明者らは、 ぶりきの硬度に及ぼす固溶 C、 Nおよび結晶粒径との関 係を系統的に調べた結果、 連続焼鈍法でも固溶 C , Nを低減し、 結晶粒径を大き くすると軟質にできることを知見した。 この知見に基づけば、 焼鈍後の固溶 Cを 少なくするためには、 出発材である連続鎢造錶片の Cを低減することが有効であ る。
一般に、 ぶりきをプレス加工により製缶する際に r値を高くすることも重要で ある一方、 △ rを小さくすることも重要である。 発明者らは、 ぶりき原板の Δ Γ をさらに小さくする方法を検討した結果、 結晶粒の核となる炭素を極く微量にし 、 結晶粒径を粗大化することが有効であることを知見した。
以上の知見をもとに、 発明者らはさらに研究を重ねた結果、 極低炭素鋼素材を 連続焼鈍し、 引き続き行う調質圧延の圧下率を変えることによって、 それぞれ Τ 1〜D R 1 0の鋼板にそれぞれ作り分けできることを知見した。
この観点から、 加工性、 とくに深絞り性を重視しつつ、 連続焼鈍法により調質 度 T 1以下の軟質ぶりき原板を製造するためには、 Cを 0. 004 wt%以下にするの が好ましい。
一方， 製缶技術の進歩は目ざましく， 現在では、 引帳試験で測定される伸び率 が 0 %の鋼板を用いて. 飲料缶のような深い缶にプレスができるというレベルに 達している。 さらに， 缶用鐧扳を一層合理的に作るためには， 連続焼鈍を施さな くても缶用として使えるものができれば， 画期的である。
なぜなら、 缶用鐧板の原板は連続焼鈍炉を通板する際の板厚が薄いので. ヒ— トバックルゃクーリングバックルによる通板トラブルが発生しやすく， 通板速度 を小さく制限せざるを得ず、 連続焼鈍法による高強度極薄鋼板の製造は特に不経 済であったからである。
このような焼鈍省略を達成する手段として、 冷延後の硬さを目標硬さ以下に収 めるうえから、 C量を極限まで減らすことが有用であり、 具体的には 0. 002 wt% 以下とするのが好ましい。
S iは、 ぶりきの耐食性を劣化させるほか、 材質を極端に硬質化する元素である ので、 過剰に含有させることは避けるべきである。 とくに、 S i量が 0. 03wt%を超 えると、 硬質化して軟質のぶりき原板を製造することができなくなるので、 0. 03 w t %以下に制限する必要がある。
よって、 製鋼段階で S i量をできるだけ少なくすることが肝要であり、 耐火物中 の S i 02が溶綱中の A 1 こよつて還元されるのを抑制するために、 従来使用されてい るシャモッ ト質耐火物に代えて、 ジルコン質耐火物を用いること等の配慮を必要 とする。
Mnは、 Sによる熱延綱帯の耳割れ発生を防止するために必要な元素である。 S 量が少なければ敢えて Μπを添加する必要はないが、 Sは綱中に不可避的に含有さ れていることから、 Μπの添加が必要である。 Mn量が 0. 05wt%より少ないと耳割れ の発生を防止することができず、 一方、 Μπが 0. 60wt%を超えると結晶粒径が細粒 化し、 固溶強化も加わって硬質化するので、 その添加量は 0. 05〜0. 60wt%の範囲 にする必要がある。
Pは、 材質を硬質化させ、 かつぶりきの耐食性を劣化させる元素であるので、 過剰の含有は好ましくなく、 0. 0 t%Jil下に制限する必要がある。
Sは、 過剰に含有すると， 熱間圧延において高温 r域で固溶していた Sが温度 低下にともない過飽和になり （Fe, Mn) Sとして r粒界に析出し、 これが赤熱脆 性による熱延綱帯の耳割れを引き起こす。 また、 S系介在物となってプレス欠陥 の原因ともなる。 しがって、 S量は 0. 02wt%以下にする必要がある。 特に MnZ S 比が 8よ小さいと上記耳割れゃプレス欠陥が発生しゃすくなるので、 MnZ Sは 8 以上にするのが好ましい。
A1は、 鐧の製造過程において脱酸剤の機能を有し、 清浄度を高くするために必 要な元素である。 しかし、 過剰の添加は経済的に好ましくないばかりか、 再結晶 粒怪の成長を抑制するので、 その含有量は 0. 20 ％以下の範囲にする必要がある 。 一方、 A1量を極度に低下させるとぶりきの清浄度が悪くなる。 また A1には、 軟 質ぶりきを得るうえで有用であり、 面溶 Nを固定しその残存量を減らす役割があ る。 よって A1は 0. 02〜0. 20wt%の範囲内に限定する。
Nは、 鐧の製造過程において空気中 Nが混入し、 鐧中に固溶すると軟質な鋼板 を得ることができない。 したがって， 軟質材を製造する場合には、 製鋼過程で空 気中からの Nの混入を極力抑制して 0. 015wt %以下にする必要がある。 なお、 N は、 硬質材を容易に安価に製造するために、 極めて有効な成分でもあり， そのた めには目標硬さ（HR30T) に応じた N量になるように、 Nガスを精練時に溶鋼に吹 き込むことにより達成できる。 _
〇は、 鋼中の Al, Μπ、 耐火物の Si, フラックスの Ca, Na, F等とで形成された 酸化物として、 プレス加工時の割れ、 あるいは耐食性の劣化の原因をもたらすの で、 できるだけ少な',くする必要がある。 よって、 0量の上限は 0. 01wt%とする。 0の低減のためには、 真空脱ガス処理による脱酸強化、 タンディッシュの堰形状 、 ノズルの形状、 鎳込速度の調整などの方法が有効である。 これらの精鍊過程に おいて、 適量の A1量を添加すると清浄度が改善される。
Cu, N i. Crおよび Moは、 鋼の延性を劣化させることなく， 強度を増加させるこ とができるので， 目標とする鋼板の強度 （硬さ（HR30T) ) 水準に応じて添加する 。 また， これらの元素は鋼板の耐蝕性を向上させる効果も有する。 これらの効果 が発揮されるためには. Cu, Moでは少なくとも 0. 001 t%. N i, Crでは少なくと も 0.
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る。 しかし、 0. 5 wt%を超えて超えて添加しても、 効果が飽和し、 コス トの上昇を招くので， 添加量の上限をいずれの元素とも 0. 5 wt%とする。 なお、 これらの元素の効果は単独で添加しても， 複合添加しても、 同様に発揮される。
Ca、 Nbおよび T iは、 いずれも鐧の清浄度の向上に有用な元素である。 ただし、 Caの過剰な添加は不経済となるばかりでなく、 生成される非金属介在物は、 融点 が低下し、 軟質になり、 圧延工程で長く伸びて製缶加工の不良につながるので、 その上限は 0. 005 wt%とする。
なお、 A1キルド鐧に Ca処理を施した場合に生成する反応は、 脱酸反応として，
C a + 0 → C a 0 (1)
3 C a + A 1 2 0 3 -→ 3 C a 0 + 2 A 1 (2)
が考えられるが， Mキルド鋼では一般に溶存酸素より〇t。t a l (酸化物） の方が 極めて多いことから， （2) の脱酸反応が主体である。
ま ， Ca酸化物は溶綱中でもその組成より融体状態となり， 微細な Caの酸化物 も凝集、 合体、 浮上， 分離しやすく、 残存する非金属介在物は 5 m 以下と小さ くなる。 このように粒径の小さい介在物は凝固の早い連続錄造法では均一に分散 する。 従って， 非金属介在物に起因する従来から発生していた欠陥は解消できる Caの使い方としては、 Caを Baなどで希釈することによって、 Caの強い脱酸能を 工業的に発揮させて利用することが有効である。 具体的な [aの添加法としては、 真空脱ガス処理において、 A]キルド溶鋼で十分に脱酸した後、 取鍋の下部からの 不活性ガスで溶鐧を攪拌しながら、 A1— Ca— Baワイヤ—により、 短時間で添加す る方法が経済的に有効である。
は、 上記清浄度向上作用のほかに、 炭化物、 窒化物を形成し、 固溶 C、 固溶 N量の残存量を少なくする機能を有する元素である。 しかし、 過多に添加すると 、 Nb系析出物による結晶粒界のピン止め効果により再結晶温度が上昇して、 連続 焼鈍炉の通板作業性が悪くなり， また細粒になるので、 Nb添加量は 0. 1 wt%以下 の範囲とする。 なお、 添加量の下限はその効果を発揮するに必要な 0. 001 wt%と することが好ましい。
T iは、 上記清浄度向上作用のほかに、 炭化物、 窒化物を形成し、 固溶 C、 固溶 N量の残存量を少なくする機能を有する元素である。 一方、 過多に添加すると、 鋭利で硬質な析出物が発生し、 耐食性を悪くするとともに、 プレス加工時のすり 疵発生の原因にもなる。 従って、 T i添加量は 0. 2 wt%以下とする。 T i添加量の下 限は、 効果を発揮するのに必要な 0. 001 wt%にするのが好ましい。
Bは、 粒界脆化の改善に有効な元素である。 すなわち、 極低炭素綱に炭化物形 成元素を添加して、 固溶 Cを極端に減少させると、 再結晶粒界の強度が弱くなり 、 缶が低温で保管される場合等に、 脆化割れを生じる心配が考えられる。 このよ うな用途においても良好な品質を得るためには、 Bを添加することが有効である
Bの粒界脆化改善作用は次のように説明される。 もし、 固溶 Cが粒界に存在す ると Pの偏折が小さくなり、 粒界強度が大きくなつて、 脆化不良を抑制できる。 し力、し、 固溶 C量が少なくなると粒界に Pが偏折して脆化する。 その際、 Bが存 在すると、 固溶 Cの役目をする、 あるいは B自体が粒界強度を大きくするので脆 化不良を解決できる。
Bはまた、 炭化物や窒化物を形成して、 軟質化に有効な元素であるが、 連続焼 鈍時、 再結晶粒界に偏析し再 晶を遅らせるので、 その添加量は 0. 005 wt%J¾下 とする。 なお、 その B添加量の下限は効果を発揮するのに必要な 0. 0001wt%とす るのが好ましい。
次に、 本発明において、 極薄) i幅の鐧板を製造するためのさらに具体的な方法 について説明する。
本発明において用いる連続銃造鐯片は、 炉溶鋼を必要に応じて真空脱ガス処 理し、 連続鏵造して得る。
次に、 目的とする 0. 20mm以下の極薄広幅の缶用鋼板を製造するためには、 2. 0 mm以下でクラゥン量の少ない極薄の熱延鋼帯を製造する必要がある。 この厚みが 2. 0 隱を超えると、 ？令間圧延で極薄化す 6るための圧下率が大きくなり、 冷間圧延 性が悪くなるとともに、 良好な形状を確保することが難しくなる。 なお、 熱延鐧 帯の板厚の下限は、 260 删厚程度の大断面厚のスラブから圧延する際に、 シート バーの温度低下を防ぎながら、 均一な材質の熱延綱帯を製造できる限界から、 ミ ルパワーを考慮して、 0. 5 啣とする。
上述した 2. 0 關以下の極薄熱延鐧帯を髙生産性を維持して製造するためには、 先ず、 連続圧延化が好ましい。
図 1に、 板厚 0. 130 闘、 板幅 1250mm、 調質度 D R 9 (目標硬さは HR30T で 76) の極薄広幅綱板の板幅方向硬さに及ぼす熱延方法の影響を示す。 図 1に示すよう に， 硬さ（HR30T) が、 従来法では， 熱延綱帯の幅端部より 5™相当位置で目標値 に対して 1 2も低下しているが， 連続圧延法を採用した発明法では端部でもほと んど低下することなく， 均一な硬さを有する極薄広幅鋼板を製造できる。
この結果， 熱延、 冷延、 あるいはさらに表面処理後の耳切り除去も必要がなく なる。 また、 熱延鐧帯の全長にわたり高速かつ一定速で圧延を継続できるので， 生産性が飛躍的に向上する。 さらに、 熱延鋼帯全長わたり一定の張力が付与され るので， 板厚， 形状および材質が均一になり， 歩留りも向上し、 極薄熱延綱帯を 高生産性で製造できるようになる。 なお， 一定の張力下で圧延が行えるので， 強 制冷却が可能になり， 結晶粒径の制御範囲も大きくなる。
上記熱間仕上げ圧延後の巻取温度は、 後述する連続焼鈍省略の場合を除き、 基 本的には、 550 t以上、 好ましくは 600 t以上を確保するのが望ましい。 巻取温 度が 550°c未満になれば、 十分な再結晶が行われず、 熱延板の結晶粒径が小さく なり、 冷間圧延後に連続焼鈍を施しても、 冷延板の結晶粒は熱延板の結晶粒径に 対応して小さく、 T 1等の軟質缶用鋼板を得るのが難しくなるからである。 なお、 連続圧延に際し、 短時間でのシートバー接合が本発明で目指す効果を安 定して得るのには好ましい。
次に、 短時間突き合わせ接合法の例を述べる。 先ず、 シートバー接合のタイ ミ ングを合わせ， 接合装置自体がシートバーのスピードに合わせて移動しながら， 2 0秒以内という短時間でシートバー同士を接合する。 その後， 接合部分を電磁 誘導法により加熱し圧着して， 仕上圧延機にて途切れることなく連続的に圧延し た後， 巻き取り機直前の剪断機で鐧帯を分割して巻き取るという方式である。 一方、 冷間圧延後の板幅中央部のクラウンを小さくするためには， このクラウ ンが熱間圧延鐧帯のクラゥンと相似になるので， 基本的には熱延板の板クラウン を小さくすることが必須であり、 さらに， 冷間圧延においては板厚の厚い前段ス タンドロールでも小さくすることが好ましいことを突き止めた。
また， エッジドロップについては， 圧延荷重による π—ル偏平変形が板端部に 転写されたものであり， その形は圧延荷重分布と対応している。 従って， 改善法 としては基本的には荷重を小さく して偏平変形量を小さくすることになるが， そ の具体策として考えられる方式とその問題点を列挙すると，
(1) ワークロール径が大きくなるほど荷重は増大し， 板幅端部近傍での板厚減少 が顕著になり， エツジド口ップ量が大きくなるので， ワーク 一ル怪を小さくす る。 ロール径を小さくすると板幅端部近傍でのワークロール撓みが急激に変化す ることも手伝ってエッジドロップ量が小さくなる。 しかし， この方式は極薄鋼板 を高速で圧延するのには好ましくない。
(2) 入， 出側の張力を大きくする。 しかし， この方式は圧延中に鋼帯が破断しや すくなる。 特に， 極薄広幅缶用鐧板の製法には適してないことは明らかである。
(3) 圧下率を小さくする。 しかし， この方式では極薄鋼板の圧延に不利になるの は明らかである。 (4) 出側板厚を大きくする。 板厚が大きくなるほど幅方向メタルフローが生じや すくなり， 荷重及び出側板厚の幅方向分布を均一にできるので改善できる。 しか し， この方式では極薄熱延鐧帯を用いる本発明の主旨にそわないのは明らかであ る。
(5) 変形抵抗の小さい素材を使う。 変形抵抗の大小はそのままエッジドロップの 大小になる。 従って， C量を低炭素鋼より極端に減少した極低炭素鋼が有利であ るが、 これはコスト上べストとはいえない。
また、 その他のェッジド口ップの制御法と課題は， 次のように列挙される。
(1) 板幅端部での口—ルプロフィールを変更したテーパー付ヮ—クロールで圧延 する方法があるが， この方式では効果を発揮できる対象幅が特定されるため、 ェ 程生産において異なる板幅鋼帯に対応することが難しい。
(2) 熱間仕上圧延スタンド間ェッジャ一による鋼帯張力下で幅圧下することによ り， 幅端部の板のプロフィールを変更する方法があるが， この方式では設備が複 雑で， 外観欠陥が発生した際の手入れが大変で， 生産性も劣る。
(3) 小径ロールを水平方向に曲げ， 材料の幅方向のメタルフ π—を変える方法が あるが, この方式では生産性が悪かった。
以上のように， あらかじめ板幅端部の板厚を厚く （エッジアップ） しておき， それを水平圧延するいろいろな方式も提案されているが、 極薄広幅の缶用熱延鐧 帯を合理的に生産するまでには到らなかった。
従来から、 クラウンの小さい熱延鐧帯を製造する方法として， 通常圧延機のヮ —クロール間にクロス角を与えると格段の板クラゥン改善効果があることは知ら れていたが， スラスト力が過大であり実用化を妨げていた。
これは、 ワークロールとバック了ップロ一ルを対でクロスさせるペアク1 pスミ ルの採用により、 改善され実用化された。 このミルでは、 ワークロールとバック アップ Π—ル間のスラストカは発生せずに， 圧延材とヮ一クロール間のみのスラ スト力を受ける構造になっている。 このため、 ペアクロスミル（pa i r crossed ro 1 1 system)によれば、 クラウン制御及びェッジド口ップ制御が有効に実行可能と なる。 ペアクロス方式は， ワークロール軸 （W R軸） とバックアップロール軸 （B U R軸） を互いに平行に保持したまま， 上下の π—ル群をクロスさせる方式である 。 ぺ了クロス方式によるクラウン制御の原理は， 上下 W R軸をク uスさせた時に 生ずる ϊ¾ υ—ル間の最小間隙が幅方向で放物線形状で変化し， W Rに凸方向の放 物線形状の口一ルクラゥンを付与したのと等価になる。
すなわち， 通常の方式では、 強圧下を与えても ο—ルがしなつて， 板幅中央部 が膨らむ （凸板クラウン） ので、 クラウンを小さくすることが難しく， 特に極薄 広幅の缶用鋼板を圧延することは困難を窮めた。 これに対し、 ロールをクロスさ せると熱延綱帯の板クラウンを格段に小さくできることが分かつた。
図 2に、 仕上げ圧延でクロス角度を変化させたペアクロスロールを用いた場合 におけるクロス角度と熱延綱帯 （鋼帯厚 1. 6 mm、 鋼帯幅 1300咖） の板クラウン （ 鐧帯幅方向中央部の板厚一鐧帯幅方向端部より 30mm位置の板厚） との関係を示す
0
図 2に示すように， クラウン制御及びェッジド口ップ制御は， この口ール軸の クロス角度を好ましくは 0. 2 °以上、 さらに好ましくは 0. 4 °以上に調整するこ とにより可能になる。 また、 クロス角を大きくするとエッジプ ηフィルはエッジ ド口ップからエツジ了ップに大きく変化するので， ェッジド口ップも格段に改善 できることも分かった。 また， ェッジド口ップの領域は幅端部から 20〜30mniであ るのに対して， エッジアップの領域はエッジド口ップ領域の数倍大きくなり， 板 クラウンの改善に寄与し、 実質的に， 板厚はデッ ドフラッ トあるいは， 凹クラウ ンにまで可能になった。 また， ス ト リ ップ形状はクロス角が過大になると耳のび から中のびへと変化するし， クロス角度を 1. 5 。以下であれば品質には差し支え な 、が， これ以上に大きいと中のび形状による通板作業性が悪くなることも分か つ 7こ o
以上の結果から、 クロス角度を好ましくは 0. 2 °以上、 さらに好ましくは 0. 4 。〜 1. 5 °に制御することによって、 熱延鐧帯のクラゥン量を ± 40 m以内に収 めることができる。 このクラウン量が、 + 40 mを超えて大きな凸クラウンにな ると、 冷間圧延後も凸クラウンになるとともに、 板幅中央部が踹部より大きく延 びるいわゆる 「中伸び」 と称する形状不良になるとともに連続焼鈍の高速通板が 難しくなる。 一方、 一 40 ; mを超える大きな凹クラウンになると、 冷間圧延後も 凹クラウンになるとともに、 上記現象とは逆に幅端部が大きく伸びるいわゆる 「 耳伸び」 と称する形状不良になるとともに、 やはり連続焼鈍の高速通板が難しく なる。 なお、 中伸び、 耳伸びの形状不良は矯正が難しく、 高速製缶用には使えず 、 不良になり、 歩留低下になる。
上述したように、 熱間圧延機をペアクロスロールにしてクラゥンを改善できる が， この方式を有効に活用するためには. 少なくとも 3スタンドに適用する必要 があり 全スタンドに適用しても， なんら差し支えないことを確認した。
さらに、 熱延において、 通常、 必然的に生じる幅端部における温度低下による 、 形状や材質 （組織） の不均質の解消には、 エッジヒーターによる幅端部の加熱 (具体的には幅端部の温度を中央部より 50~ 11Q :高めに設定して加熱） が有効 である。 そして、 上述した圧延方法と組み合わせることにより、 クラウンが ± 40 /i m以内の全幅の 95%以上にわたって均質な厚みと材質の極薄の熱延鐧帯を得る ことができる。 ここに、 板クラウンの制御方法としては、 米国特許 5531089 が有 利に適合しうる。
上記エッジヒーターの役割について説明する。 熱間圧延の環境は、 加熱炉を除 き空気中に晒され， しかも高温であること， 圧延時に生ずる表面スケールを高圧 水スプレーで除去しながら圧延を行わざるを得ないこと， さらには 260mm厚程度 のスラブから、 本発明のように、 2删厚以下まで高圧下量の加工を施すことなど の条件下にあるため、 加工熱， 復熱， 水冷却， 放冷などが混在している。
したがって、 熱間圧延の処理時間が長くなると、 全幅方向、 全長方向における 温度差が大きくなり、 材質が不均一になる。 一方、 連続鎳造技術の進展により錶 片厚みが大きくなり， 要求されるスラブ幅も大きくなつた。 また、 缶用綱板の髙 強度化、 広幅極薄化に伴い、 冷間圧延の負荷を軽減するために、 ますます板厚の 薄い熱延鋼帯が必要となり、 熱間圧延の温度差が大きくなる傾向となってきた。 その結果、 仕上げ圧延終了温度の低下が大きい端部は結晶粒径が中央部に比べ 粗大化するとともに、 深絞り加工に好ましくない集合組織が発達する。 とくに、 粗圧延機前での待ち時間が長い圧延方向後行部の側端部の温度低下が大きく、 仕 上圧延機でも同様に温度低下が大きくなる。
この解決策として、 これまでは、 圧延速度を加速することにより加工熱を大き く して熱補償する等の方策が試みられてきたが、 極薄広幅の缶用綱板の製造にお いては不充分であった。
これに対し、 発明者らは、 熱間圧延工程の中間に相当する仕上圧延機前で均熱 できれば解決できることを確認し、 実用化に到った。
なお、 仕上げ圧延終了温度 （F D T ) は通常の範囲、 すなわち 8601：以上とし 、 巻取温度 （C T) は十分な再結晶を行わさせるために 550T:以上が必要である 。 ただし、 C Tが余りに高いと綱板表面スケール層が厚くなり、 次工程の酸洗に よる脱スケール性が悪くなるので、 その上限は 750 :とするのが好ましい。 次に， 冷間圧延工程において， 一般的に実用されている、 単にフラッ トなヮー ク口—ルを使用すると冷間圧延時に発生したェッジドロップにより， 前述した熱 延綱帯でのクラゥン改善効果が薄れるばかりか， 逆に大きくなる可能性があった 。 このような現象に対して、 一層良好な品質の極薄広幅の缶用鋼板を製造するた めには、 冷間圧延での板クラウン制御も有効であることが分かった。
発明者らによる、 最適な冷間圧延法についての研究結果を図 3に示す。 すなわ ち、 図 3は、 熱間圧延法と冷間圧延法との組み合わせを変えて圧延した極薄広幅 鐧板 （板厚 0. 130 mm, 板幅 1250删） の板幅方向の板厚を熱延綱帯の幅方向に対応 させて測定した結果である。
図 3のように、 熱間圧延の仕上圧延機ではペアクロスロールを， 冷間圧延では クロスシフト機を前段の少なくとも 1スタンドに使うことにより、 板厚を均一に することができる。 ここで、 冷延におけるクロスシフ ト機のワークロールには、 片台形ワークロールを用いるのが好ましい。 なお、 このような冷間圧延方法を複 数スタンドに適用し Γも、 なんら差し支えないことを見出した。
このようにすれば、 熱延鐧帯でエッジドロップを小さく したうえ、 冷間圧延で はェッジド口ップが生じないように、 前段スタンドであらかじめ幅端部の板厚を 厚くすることができ、 その後水平圧延することができる。 上記のごとき、 熱延と冷延とを組み合わせた圧延においても、 単なる片台形ヮ 一ク —ルでは、 異なる板幅にも連続して対応ができない。 この問題は、 ワーク u—ルをバレル方向にシフトすることにより解決ができた。
その結果を図 4に示す。 図 4は、 熱間圧延法 （仕上げ圧延機の全スタンドに、 0. 6 。のべ了クロスロールまたは従来の 0 °を使用） と冷間圧延におけるクロス 角度とが、 冷延鐧帯のクラウン （鐧帯幅方向中央部の板厚一熱延綱帯幅方向端部 より 10難位置相当の 厚） 、 平坦度、 通板性に及ぼす影響を調べた結果である。 図 4に示すように、 クロスロールで仕上げた熱延鐧帯から平坦度を確保した冷 延鐧帯を製造するためには， 冷間圧延機もクロス口一ルを用いることが極めて有 効であることが分かった。
以上説明した各製造条件を採用することにより、 板幅方向における板厚および 材質の分布に優れた各種サイズの極薄広幅の缶用鐧板を合理的に製造することが 可能になった。
なお、 板厚精度の高い熱延鐧帯を製造できても、 冷間圧延後の平坦度が悪いと 連続焼鈍での高速通板が難しくなるばかりか、 缶用鋼板としての品質のうえから 使えなくなる。 従って、 板クラウンの小さい熱延鐧帯を用い、 板厚精度が高く平 坦度にも優れた冷延綱帯を得るためには、 相似断面圧延が基本になるので、 冷間 圧延機のワークロールも板クラウンが小さく仕上がるものが好ましい。 もし、 相 対的に圧下が大きいと、 板幅端部が伸びるし、 圧下が小さいと板幅中央部が伸び たものになる。 すなわち、 図 4に示したように熱間圧延機でクロス ルを使う のであれば、 冷間圧延機もクロス口—ルを使うのが好ましい。
図 5に、 C A L通板速度と鐧帯破断トラブルに及ぼす平坦度の影響を、 鐧帯の 板厚と板幅との関係において調査した結果を示す。 図 5から明らかなように、 板 厚が薄くなるに従って、 また板幅が大きくなるにしたがって、 高速通板時に破断 の発生頻度が大きくなる。 しかし、 平坦度を改善すれば、 破断の危険性は回避で さる。
本発明においては、 基本的には冷間圧延のあと焼鈍および調質圧延を行う。 焼 鈍を連続焼鈍で行う場合には、 過時効処理を行うこ ができ、 その条件は常法に したがって行えばよく、 具体的には 400 〜600 t：、 20〜3分とすればよい。 なお 、 溶接により円筒状にしたのち、 拡缶して変形するような用途では、 極めて厳し ぃ耐時効性が要求される。 このような用途には、 連続焼鈍後コイルを箱焼鈍して もよい。
ただし、 %以下の鑭において、 熱間仕上げ圧延後の再結晶が十分で あれば、 冷間圧延後の焼鈍および調質圧延を省略することが可能である。 ここで 、 熱間仕上げ圧延後の再結晶は、 650 で以上、 好ましくは 700 以上で巻き取り 自己焼鈍させることで実現できるが、 巻き取り後、 550 〜600 に熱延板を再加 熱して焼鈍してもよ t、。 再加熱焼鈍を行う場合、 巻き取り温度に特に制限はない が、 生産性から 550で以上とするのが好ましい。
なお、 冷間圧延後の焼鈍および調質圧延を省略する場合には、 伸びフランジ性 等の加工性の低下を補償するために、 冷間圧延後 200〜40Q :で 1 0秒間以上加 熱保持する熱処理 （回復処理） を施すこともできる。 ここに、 上限を 400 tとす るのは、 再結晶による強度不足を防止するためである。 このような加熱処理は、 めっき処理およびクロメ一ト処理の前に行ってもよいし、 またこれらの処理の後 、 製缶ラインにおける塗装焼付またはラミネ一ト工程と同時に行うことも可能で あな o
ここで、 連続焼鈍で仕上げた低炭素および極低炭素の鐧板 （後述する、 表層に
Fe— N i合金層を有するものも舍む） から、 T 1〜T 6、 D R 8〜D R 1 0の調質 度を得るには、 例えば、 圧下率を数％〜 4 0 %といった範囲で、 適切に選定した 調質圧延を行えばよい。
以上 i兑明した方法により、 幅方向の板厚分布および硬さ分布に優れた、 所望の 調質度に調整した冷延鑭帯が製造できる。 この冷延綱帯の表面に Sn， Cr, N i等の めっきを施し、 必要によりクロメート処理を行うことにより、 耐銪性、 耐食性に 優れた極薄広幅の表面処理鋼板を製造することができる。 すずめつきの場合、 必 要に応じ、 めっき後、 ク Dメート処理前に、 リフロー処理を行ってもよい。 なお 、 凸状のすずめつき鋼板を製造する場合には、 めっき前に、 N i / (Fe + N i) の重 量比 0. 01〜0. 3 、 厚さ 10〜40ϋΟ Αの Pe— N i合金層を予め形成しておく必要がある 以下、 これらの表面処理について説明する。
発明者らは、 高速シーム溶接缶用 L T Sの溶接性について検討を行つた結果， 溶接直前の残存金属錫量が溶接性を顕著に向上させることも見出した。
すなわち， 金属錫は柔らかく， 低融点 （232 t ) 金属であることから、 溶接電 極との接触部および鋼板同士の接触部において、 溶接加圧力により容易に変形あ るいはさらに溶融して接触面積を広げて. 溶接電流の局部集中により生ずる 「散 り」 を ¾生せず， 強固な溶接ナゲッ トを形成しやすくなる。 この結果、 適正溶接 電流範囲が大きくなる。
このような効果を得るには， 溶接直前に残存している金属鍚量としては 0. 05 (g Ai2)以上が好ましいことを見出した。 さらに調査を重ねた結果、 凸部の面積百分 率を 10〜70%にすることが好ましいことが分かった。
なお、 従来のぶりき原板に、 高価なすずの量を少なく してめつきを行うと、 リ フロー処理、 塗装 ·印刷の焼き付けなど、 溶接までの熱処理により金属すずが地 鉄側から Fe - Sn 合金化して金属すずが激減してしまい、 溶接性の低下のほか、 金 属すずの光沢を活かしたいわゆるメタリック調印刷に仕上げることができないと いう弊害を招いていた。 このように、 金属すず層を凸状 （島状） に形成するためには、 すずめつき用の 鋼板として、 表面に溶融すずの濡れに対する不活性化処理としての N i拡散処理し た鐧板を用いることが有効であることを知見した。 すなわち、 綱板の少なくとも 片面に、 付着量 0. 02〜0. 5 g /m2の N iめっきを行い、 拡散処理焼鈍を施すことに よって、 ノ（Fe + N i ) の重量比が 0. 01〜0. 3 、 厚さが 10〜4000 Aの Fe— N i合金 層を形成するものである。
この N i拡散処理鐧板を用いた、 凸状のすずめつき層の形成は、 拡散処理後の母 板表面に、 平坦な電気すずめつきを施し、 次いでリフ□一処理を行い、 すずを凝 • 集、 凝固させることにより達成できる。 さらに， 電気すずめつきを施した後、 フ ラックス （ZriCl 2JH4 Cl 等の水溶液） を表面に塗布した後、 リフロー処理を行う ことは、 より効果的に凸状を形成できることが分かった。
凸状のすずめつき層のすず分布の E P M A分析による S E M像（1000 倍） 代表 例を図 6に示す。 図 6における白色部が凸部に相当し、 黒色部が平坦な Pe -- Sn合 金層の凹部に相当する。 図 6の （a ) は細かい凸部よりなる場合の例であり、 （ b ) は比較的大きい凸部よりなる場合の例である。 このような凸部の大きさの制 御は、 リフロー処理工程の通電 π—ル間の電圧、 通電時間、 溶融後水冷するまで の冷却速度およびすずめつき量などによつて可能である。
なお， 電気すずめつきを施した後， フラックス （ZnC l 2, NH 4Cl 等の水溶液） を 表面に塗布した後， リフロー処理を行うことにより. 一層効果的に凸状の金属す ず層を形成できる。
23广
上記 N i拡散処理を最も効果的に行なうためには、 めっき設備を連続焼鈍ライ ンの前に設け、 焼鈍ライ ンの出側に調質圧延設備を設けるのがよい。 このように 、 N iめっき、 焼鈍、 調質圧延を 1つのライ ンとしてつなぎ、 一挙にめつき用の母 板まで仕上げることによって、 連続化による大幅なコストダウンが可能となる。 また、 連続化により めっき—焼鈍→調質圧延の工程を、 時間をおく ことなく 連続処理することができ、 Pe酸化物等の形成を防止することができ、 溶接性ゃ耐 食性の向上効果が一層大きくなる。
なお、 本発明法における連続焼鈍法は、 箱焼鈍法と比べ、 不純物の表面濃化も 少なく、 耐銪性、 耐食性の点で有利となる。 また、 この方法は熱延鐧帯の連続焼 鈍ライ ンによる再加熱再結晶処理と兼用して適用することも可能である。
表面処理として、 通常のすずめつきを行った後、 その上層にクロメート処理を 行う場合には、 すずめつき層は 0. 56〜11. 2 g/m2 の金属 Sn量よりなり、 クロメ一 ト層は Cr換算で 1 ~30 mg/m2のクロム水和酸化物および 1 〜30 mg/m2の金属 Crを 含むものとする。
そし 理由は、 すず量が 0. 56 g/m2 未満では、 リフロー処理あるいは塗装、 印刷 後の焼き付け等により Pe— Sn合金化が進み溶接直前での残存金属 Sn量が少なくな りすぎるからである。 一方、 11. 2 g/m2 を超えると、 溶接直前での残存金属 Sn量 が多くなりすぎて電気抵抗加熱シーム溶接で、 発熱が Snの溶解に消費され、 Fe溶 解が十分に進まず接合強度が十分に得られず、 溶接速度を落とさざるを得なくな り不経済となるからである。 また、 Snは髙価で有限な資源でもあるからである。 また、 クロメート層中のク τコム水和酸化物が Cr換算で 1 mg/m 2に満たないとシ ートコートの塗装密着力、 印刷密着力が小さく、 あるいはフィルム接着力が十分 に大きくならなない。 一方、 3(] mg/m 2を超えると、 通電性が悪くなり、 溶接性が 低下するからである。
さらに、 金属 Crが 1 mg/m 2に満たないと、 塗膜、 印刷膜、 フィルム膜との密着 性が低下するほか、 耐食性、 耐鲭性も低下する。 一方、 30 mg/m 2を超えると、 金 属 の超硬質性に起因して、 製缶加工時に金属 Cr膜にクラックが入り、 密着性を かえって悪くするからである。
表面処理として、 クロメート処理を行う場合には 30〜150 mg/m2 の金属 Crを形 成させた後、 その上層にク αム水和酸化物層を Cr換算で 1 〜30 mg/m2を形成して 仕上げる。
その理由は、 クロムめつき層中の金属 Cr量が 30 g/m 2 未満では、 Crの被覆性が 不十分となり、 食缶としての耐食性、 耐銪性が不十分となる。 一方、 150 g/m2 を超えると、 製缶加工性が劣化するからである。 また、 クロム水和酸化物が Cr換 算で 1 mg/m 2に満たないと、 塗膜、 印刷膜、 フィルム接着力が十分に大きくなら ない。 一方、 30 mg/m 2を超えると、 製缶加工性が劣化するからである。
表面処理として、 前記 Fe— N i合金層の表面に、 すずめつきを施し、 リフロー処 理 （通常、 230 〜28Q tに昇温後 1秒以内に 50〜80 t:の水槽に投入） により、 凸 部面積率 10〜70%で多数の凸部を表面に有するすずめつき層となした後、 クロメ ート処理を行うこともできる。
この場合には、 すずめつき層を 0. 56〜5. 6 g/m2 の金属 Sn量とし、 クロメート 層を Cr換算で 1 〜30 mg/m 2のク口ム水和酸化物および 1 〜30 mg/m 2の金属 Crを含 むものとする。
その理由は、 Sn量が 0. 56 g/m2 未満では、 リ フ口—処理あるいは塗装、 印刷後 の焼き付け等により Fe— Sn合金化が進み溶接直前での残存金属 Sn量が少なくなり すぎるからである。 一方、 5.6 g/m2 を超えると、 金属 Sn量が多すぎるために、 リ フ ϋ一処理を施しても、 島状すずの形成ができず、 平坦あるいは単なる凸凹形 状になることと経済的有意性が失われるからである。 また、 クロメート層の組成 限定理由は、 上記通常のすずめつきを施す場合と同様である。
なお、 リ フ —処理で得られる凸状のすずめつきの凸部面積率 10〜70%とした のは、 10%未満では溶接時の接触面積を広げる効果が不十分であり， 溶接性向上 の効果が得られなく， 70%超えでは凸状にする経済的有意性が失われるからであ る。
また、 Pe— Ni合金層の Ni/(Fe + Ni) の重量比を 0.01〜0.3 、 厚さを 10〜4000 Aとするのは、 NiZ(Fe + Ni) の重量比が 0.01未満では、 耐食性、 耐銪性の改善 効果が現れない。 また、 上限の 0.3 を超えると、 リフロー処理後の Pe— Sn— Ni合 金層が疎になり、 被覆率が小さくなつて、 耐食性、 耐銪性を悪くするからである 。 また、 厚さが 10A未満では、 耐食性、 耐銪性の改善効果が小さく、 また 4000A を超えると、 硬く脆い Fe— Ni合金にクラックが入り、 耐食性、 耐鲭性を悪くする からである。
図面の簡単な説明
図 1は、 冷延綱帯の硬さ GIR30T)分布に及ぼす熱間仕上圧延法の影響を示す図 ooる。
図 2は、 熱延鐧帯のクラゥンに及ぼす熱間仕上圧延機のワーク□—ルのクロス 角度の影響を示す図である。
図 3は、 冷延鐧帯の板厚分布に及ぼす熱間圧延法と冷間圧延法の影響を示す図 である。
図 4は、 冷延鐧帯のクラウンと平坦度に及ぼす、 ペアクロス熱間仕上圧延およ びクロスシフト冷間圧延の影響を示す図である。
図 5は、 連続焼鈍の高速通板性に及ぼす、 冷延鐧帯の板厚および平坦度の影響 を示す図である。
図 6は、 島状すずの S E M像を表す金属組織の顕微鏡写真である。
発明を実施 る最良の形態
実施例 1
表 1に示す成分組成の鐧を 270 t底吹き転炉により溶製し、 連続錶造機で鎳込 んで錶片を得た。
これらの錶片を粗圧延し、 得られたシートバーを先行するシートバーと接合す るとともに幅端部をェッジヒータ一で加熱し、 引き続きク αス角度を変化させた ペアクロスロールを， 前 3スタンドまたは全 7スタンドに使った熱間仕上圧延機 でそれぞれ連続圧延.し、 幅が 950〜1300ΐ ΐで極薄の熱延鐧帯とし、 巻き取った。 その後， 酸洗して脱スケールを行い、 次いで、 No.1スタンドのワークロールを片 台形ワークロールを用いたクロスシフト機とした 6スタンドタンデム連続冷間圧 延機にて圧延し、 極薄冷延鐧帯を得た。
また、 比較のために， 従来の錶片単位で仕上げ熱間圧延 （単一圧延） を行うと ともに， ペアクロス機を使わず、 片合形ワークロールのクロスシフト機も使わな い冷間圧延を行った。
以上の各製造条件を表 2および表 3に示す。
なお、 一部の冷延鐧帯には、 Niめっきを行い、 他の冷延鐧帯と同様に連続焼鈍 (Niめっき材は Ni拡散処理に相当） を行った。 拡散処理焼鈍条件は 660〜690 で 、 10秒とした。 続いて、 調質圧延の圧下率を調整して種々の調質度の鐧板を製造 し 0
表 1
綱成分 （w t %)
C Si Mn P S Al N 0 Ca Cu Ni Cr Mo
1 0.050 0.02 0.14 0.018 0.013 0.054 0.0091 0.0037 0.001 0.002 0.01 0.01 0.001
2 0.072 0.02 0.18 0.012 0.017 0.032 0.0032 0.0021 0.001 0.001 0.02 0.01 0.001
3 0.090 0.02 0.16 0.016 0.014 0.053
Figure imgf000031_0001
0.0040 0.001 0.001 0.01 0.03 0.001
4 0.033 0.03 0.38 0.012 0.006 0.044 0.0019 0.0025 0.003 0.010 0.03 0.13 0.010
5 0.050 0.03 0.15 0.006 0.019 0.056 0.0120 0.0100 0.002 0.210 0.27 0.24 0.210
6 0.078 0.03 0.08 0.012 0.014 0.158 0.0030 0.0032 0.001 0.420 0.38 0.39 0.420
7 0.060 0.04 0.65 0.016 0.015 0.082 0.0196 0.0011 0.007 0.680 0.72 0.71 0.630
8 0.080 0.04 0.70 0.016 0.015 0.084
Figure imgf000031_0002
0.0021 0.004 0.544 0.64 0.58 0.520
9 0.012 0.04 0.73 0.022 0.011 0.114 0.0065 0.0008 0.002 0.410 0.37 0.53 0.510 0 0.070 0.03 0.65 0.027 0.009 0.108 0.0112 0.0005 0.008 0.520 0.59 0.56 0.520 1 0.090 0.03 0.70 0.024 0.005 0.107 0.0073 0.0009 0.004 0.007 0.07 0.04 0.003
12 0.011 0.03 0.64 0.024 0.005 0.215 0.0169 0.0041 0.006 0.006 0.05 0.05 0.006 表 2
Figure imgf000032_0002
表 3
Figure imgf000032_0001
なお、 使用した N iめっき浴および焼鈍条件は下記の通りである。
Niめっき浴
組成：
硫酸二ッケル 2 5 0 g/ 1
塩化ニッケル 4 5 g / 1
ホウ酸 30 g/1
浴温度 . 65
電流密度 5 A/dm:
焼鈍条件
雰囲気： NHXガス雰囲気 （1 0%H2 +90%N2 )
このような処理を施した鋼板から供試材を採取し， 幅方向の硬さ （HR30T)分布 および板厚（ mm )分布を測定した。
さらに、 Ni拡散処理を施した供試材については、 Niめっき量、 表層における Ni / (Ni+Fe) の比を下記の方法に従って測定した。
♦ Niめっき量：蛍光 X線を用いて測定
- i/ (Ni + Fe) 比： GDSを用いて重量比で深さ方向に測定
これらの測定結果を、 表 4〜 6に示す。
板厚分布（《 ) ぶりき原板の硬さ（HR30T) 分布
No 摘 要 熱延 iWU 冷延網帯 綑質度 平均 熱延镧畨の先行端位 Β 熱延綱帯の中央部位 Β 熱延綱帯の後行端位 Β 中央 SB 幅端 中央部 熱延網帯 平均板厚 硬さ 幅中央 変勅量 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量 より 幅端より の土 4% rani位置 位置 ≤± 3 mm位置 位置 ≤± 3 mm位置 位置 ≤± 3
25ram 10«un位置 領域 (¾) 領 (¾) ■
1 発明例 1.8 1.79 0.180 0.179 96 T 4 61 60 61 99 60 61 • ί) 9 59 61 98
2 1.6 1.58 0.160 0.158 97 T5 65 64 65 98 64 65 99 63 65 98
3 1.4 1.37 0.130 0.128 98 T6 70 70 70 99 70 70 99 70 70 98
4
Figure imgf000034_0001
1.0 0.98 0.100 0.100 98 DR 8 73 72 73 98 72 73 99 7 1 73 98
5 発明例 0.8 0.81 0.080 0.081 99 DR 9 76 74 76 98 75 76 98 74 76 98
6 発明例 0.6 0.62 0.060 0.062 99 DR10 80 79 80 99 79 80 99 79 80 99
7 比較例 2.2 2.10 0.180 0.161 84 T5 65 56 63 84 60 66 85 53 62 82
8 比校例 2.2 2.09 0.160 0.150 83 T6 70 60 68 81 63 70 83 59 67 78
9 比較例 2.2 2.07 0.130 0.121 81 DR 8 73 63 73 78 66 75 79 62 71 77
10 比糊 2.1 1.90 0.100 0.088 79 DR10 80 69 82 84 72 80 86 67 81 81
11 比較例 2.1 1.91 0.080 0.061 82 DR10 80 71 80 73 75 84 79 70 80 71
12 比較例 2.1 1.87 0.060 0.042 83 DR10 80 75 84 71 78 85 78 72 82 70
表 5
OOOOOO
Figure imgf000035_0001
表 6 製缶性 塗装 as板の耐蝕性、 高速溶接性 総 合 評 価
No 摘 要 3ビ-ス缶 2ビ-ス缶 □Π 種 耐 ϋ性 高速
フ)トティング ftilの 溶接性 性 傷付性 評価 腐食状態
1 発明例 〇 〇 ぶりき 均 一 〇 〇 2 発明例 〇 ぶりき 均 一 〇 〇 3 発明例 〇 〇 薄錫めつき 均 一 〇 〇 4 発明例 〇 〇 薄饑めっき 均 一 〇 〇 5 発明例 〇 〇 薄接めつき 均 一 〇 〇 6 発明例 〇 〇 T F S 均 一 〇 〇
7 比較例 X X ぶりき X やや不均一 〇 X
8 比較例 X X ぶりき Δ やや不均一 o X
9 比校例 X X 薄錫めつき Δ やや不均一 X X
10 比校例 X X 薄錫めつき 〇 やや不均一 X X
11 比校例 X X 薄錫めつき 〇 均 一 〇 X
12 比較例 X X T F S X 不 均 一 X X 実施例 2
表 Ίに示す成分組成の鋼を実施例 1と同様にして冷延綱板を製造した。 この綱 板の表面に、 めっき、 場合によってリフ口一処理の後、 クロメート処理を行い、 表面処理鋼板を製造,した。
以上の各製造条件を表 8および表 9に示す。 なお、 No. 2の鋼においては、 連 続焼鈍に際し、 500 t：、 30秒の過時効処理を施した。
表面処理条件は、 次のとおりである。
N 1拡散処理を施さな 、通常のすずめつきは、 ハロゲンタイプの電気すずめつ き工程にて、 すずめつきあるいは薄すずめつきを行い， リフロー処理， クロメ一 ト処理を連続して行い、 ぶりきに仕上げた。
ティ ンフ リ一綱板 （TF S) は、 電気めつきライ ンで， 先ず Cr03： 180 g/1, H2S04 ： 0.8 g/1のクロメート液で金属クロム量を 30〜120 mg/m2 のめつきを施 した後， 引き続き Cr03： 60g/】， H2SD4 ： 0.2 g/1のクロメート液でクロム水和 酸化物 （クロム換算量で 1〜3ϋ mg/m2) のめつきを行って仕上げた。
また、 Ni拡散処理を施したものには、 ハロゲンタイプの電気すずめつき工程に てすずめつき後， リフ口—処理. クロメート処理を連続して行い、 ぶりきに仕上 げた。
また、 使用した Snめっき浴およびリフローおよびクロノ—ト処理条件は下記の とおりである。
• Snめっき浴
組成：
塩化第 1スズ 7 5 gZ 1
弗化ナト リウム 2 5 1
弗化水素力 リウム 5 0 g/ 1
塩化ナト リウム 4 5 g/ 1
Sn2+ 36 g/ 1
Sn" 1 e/ 1
pH 2. 7 浴温度 65 _
電流密度 4 8 A/dm2
• リフ —条件 通電加熱 （2 8 0 :)
' クロメート液 無水クロム酸 1 5 g/】
硫酸 G.13g/ l
4 0 :, 1 0 A/dm2 陰極電解処理
上述した方法により、 Ni拡散処理を施しためっき前鐧板については、 Niめっき 量、 表層における NiZ (Ni+Fe) の比を下記の方法に従って測定した。
• Niめっき量：蛍光 X線を用いて測定
• NiZ (Ni + Fe) 比： GDSを用いて重量比で深さ方向に測定
上記方法により製造した冷延綱帯については、 平坦度および連続焼鈍における 通板性を調査した。
めっきおよびクロメート処理を施して、 得られた表面処理鋼板から供試材を採 取し， 幅方向の硬さ （HR30T)分布および板厚（ mm )分布を測定した。
また、 製缶性を次の方法により調査した。 3ピースについては、 缶胴に相当す る曲げ加工を施して耐フルーティングテストを行った。 フルーティングテストの 評価は缶胴の成形に相当するように曲げ加工を施し、 胴体に発生した折れが商品 として見るに耐えない程度のもの及び設計通りの真円度が得られず偏平になった もの （X印で表示） とそうでないもの （〇印で表示） に区分して評価した。 一方 、 2ピースについては、 缶壁の傷つき性を評価し、 肉眼観察で傷が確認されない もの （〇印で表示） と傷が確認され耐食性が悪くなると予想されるもの （X印で 表示） に区分して評価した。
また、 得られた表面処理鋼板について、 防錶性、 耐食性、 Tピール試験による 塗料密着性、 および高速溶接性を下記の方法に従って試験した。
•糸状銪性
試料の表面に変性エポキシエステル塗料 （東洋イ ンキ （株） F— 6 5 DF— 1 0 2 (改 1 ) ) を 60mgZdtn2 塗布後、 160 x 10分の条件で焼付した後、 対角線 に Xのスクラッチを入れた。 これを、 乾湿サイクル試験機を用い、 温度 25 ：、 相 対湿度 50%の乾燥状態と、 温度 50t：、 相対湿度 98%の湿潤状態とを 30分ごとに繰 返す条件下に試料を暴露した。 2か月後に糸状銪の発生を観察し、 錡の程度によ り下記 5段階に分け評価した。
®：糸状腐食なし
〇：僅かな糸状腐食
Δ：中位の糸状腐食
X ：やや激しい糸状腐食
* ：激しい糸状腐食
•耐食性
3
試料の表面に変性エポキシエステル塗 6料 （東洋イ ンキ （株） F— 6 5 D F— 1 0 2 (改 1 ) ) を 60mg/dm2 塗布後、 160 x 10分の条件で焼付した。 これを用 いて 90 のトマトジュース 70mlをホッ トパックした。
このホッ トバックを 55 :で 10日間経過した後、 取り出して、 腐食状態を観察し 、 下記の基準で耐食性を評価した。
Figure imgf000038_0001
•高速溶接性
塗装した表面処理鋼板を、 線径が約 1. 5 画 øの銅ワイヤ—型電気抵抗加熱シー ム溶接機 （商用機） でワイヤー速度 65m/分， 溶接圧力 40kg， 周波数 600Hz で溶 接した。
このとき、 散り （スプラッシュ） の発生しない上限電流値とピール溶接強度 （ 溶接部の一端に切り込みを入れ溶接部を缶胴から引き剝がすピールテストにより 溶接部の全長が引きちぎれるものが強度が十分と判定） が得られる下限電流値の 差を適正溶接電流範囲として評価し， 5 A以上あれば高速溶接の工程化が可能と 判定した。 さらに， フランジ拡缶成形で溶接部の近傍から割れない， いわゆる H A Z (heat affected zone)割れが発生しないことを確認して最終判定とした。 •塗料密着性
2枚の試料の表面に、 それぞれ変性エポキシエステル塗料 （東洋イ ンキ （株） F- 6 5 DF- 1 0 2 (改 1 ) ) を 60mgZdm2 塗布後、 16Q t: x 10分の条件で焼 付した後、 塗装面同士を厚さ 40 /mのナイ ロン 1 2フイルムを挟んで加圧して接 着し、 引張試験片を作成した。
この試験片について、 引張試験機を用いて Tピール試験に供し接着強度を測定 し、 塗料密着性の指標とした。
なお、 凸状すずめつき鋼板については、 凸状すず分布を E PM Aのすず分析の S EM像 （1000倍） において凸状になっている部分と平坦部に分け， 凸部の部分 の面積率を画像処理 で測定した。
これらの測定結果を、 表 10〜12に示す。
表 7 m 成 分 (wt%)
C Si Mn P S Al N 〇 Ca Cu Ni Cr Mo
1 0.051 0.01 0.13 0.010 0.014 0.053 0.0032 0.0037 0.001 0.002 0.02 0.02 0.001
2 0.074 0.02 0.18 0.018 0.012 0.032 0.0019 0.0027 0.001 0.001 0.02 0.01 0.001
3 0.092 0.01 0.11 0.012 0.011 0.058 0.0021 0.0018 0.001 0.001 0.01 0.03 0.001
4 0.038 0.03 0.35 0.011 0.006 0.033 0.0032 0.0022 0.002 0.010 0.03 0.13 0.010
5 0.051 0.02 0.15 0.006 0.014 0.110 0.0106 0.0021 0.003 0.210 0.27 0.24 0.210
6 0.076 0.03 0.26 0.008 0.017 0.142 0.0091 0.001 0.420 0.38 0.39 0.420
7 0.063 0.04 0.68 0.018 0.014 0.082 0.0187 0.0012 0.008 0.650 0.76 0.72 0.611
8 0. n; 0.05 0.77 0.016 0.015 0.084 0.0097 0.0021 0.006 0.544 0.65 0.58 0.520
9 0.013 0.04 0.73 0.022 0.012 0.114 0.002 0.421 0.37 0.63 0.520
10 0.070 0.03 0.48 0.029 0.009 0.108 0.0118 0.0005 0.008 0.520 0.59 0.56 0.520
11 0.090 0.03 0.70 0.024 0.005 0.108 0.0078 0.0009 0.005 0.008 0.07 0.03 0.004
12 0.012 0.03 0.64 0.026 0.004 0.215 0.0123 0.0041 0.006 0.007 0.05 0.05 0.006 表 8
Figure imgf000040_0001
表 9 連 8!呤間圧延条件 速铳焼鈍/ N 1拡 «:処理 调質圧延 摘 要 片台形ヮ-ク C-H 入側 出側 板幅 N i 堍鈍 Ni/(Ni+Fe) Fe+Ni 出側 圧下率
•クロスシフト據 板厚 板厚 圧下率 めっき 温度 合金 IB 板厚 クロス角度 の厚み
C) ( mm ) ( 嘟 ) {%) ( nun ) (g/DlJ) ( ) 重量比 (A) ( mm ) (%) 発明例 0.2 1.8 0.182 89.9 1300 6 7 0 0.180 1 発明例 0.4 1.6 0.162 88.4 1200 6 8 0 0.160 1 発明例 0.6 1.4 0.133 90.5 1200 0.0 7 6 9 0 0.3 0 1000 0.130 2 発明例 0.8 1.0 0.125 87.5 1100 0.0 7 6 6 0 0.0 5 1000 0.100 2 0 発明例 0.8 0.8 0.107 86.6 1100 0.0 7 6 7 0 0.2 6 1000 0.080 2 5 発明例 0.8 0.6 0.086 85.7 990 6 8 0 0.060 3 0 比較例 使用せず 2.2 0.182 91.7 1100 680 0.180 1 比較例 使用せず 2.2 0.162 92.6 1100 6 6 0 0.160 1 比铰例 使用せず 2.2 0.133 94.0 1100 6 7 0 0.130 2 比校例 使用せず 2.1 0.125 94.0 1100 680 0.100 2 0 比校例 使用せず 2.1 0.107 94.9 1100 6 80 0.080 2 5 比校例 使用せず 2.1 0.086 95.9 1100 6 9 0 0.060 30 板厚分布 （ m m ) 表面処理網帯の硬さ分布 (IIR30T)
No 摘 要 熱延鑭帯 表面処理綱帯 調質度 平均 熱延鐦帯の先行端位置 熱延綱帯の中央部位置 熟延鋼帯の後行端位置 中央部 輻端 中央部 熱延網帯 平均板厚 硬さ 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変麵 より 幅端より の ± 4% 隱位 H 位 β ≤± 3 mm位置 位置 ≤± 3 睡 la置 位置 ≤± 3
25画 lOara位 B 領域 ） 領域 (X) 領域 (%) 領域
1 発明例 1.8 1.78 0.180 0.1 79 96 T4 61 59 6 t 98 60 61 99 58 61 99
2 発明例 1.6 1.57 0.1 60 0.1 58 97 T5 65 64 65 98 64 65 99 63 65 98
3 1.4 1.38 0.1 30 0.128 98 T6 70 69 70 98 70 70 99 69 70 98
4 1.0 0.97 0.1 00 0.100 99 DR 8 73 72 73 98 72 73 99 7 1 73 98
5 発明例 0.8 0.81 0.080 0.081 99 DR 9 76 74 76 99 75 76 98 74 76 98
6 発明例 0.6 0.62 0.060 0.062 99 DR10 80 79 80 99 79 80 99 78 80 98
7 比較例 2.2 2.1 1 0.180 0.162 84 T5 65 56 63 85 58 66 87 56 62 81
8 比較例 2.2 2.08 0.1 60 0.1 5 1 83 T6 70 59 68 80 61 70 80 59 67 78
9 比較例 2.2 2.06 0.1 30 0.123 81 DR 8 73 63 73 78 66 75 79 60 7 1 75
10 比較例 2.1 1.91 0.100 0.088 79 DR10 80 68 82 83 75 80 84 67 81 81
11 比翻 2.1 1.90 0.080 0.063 82 DR10 80 76 80 73 76 84 79 74 80 70
12 比較例 2.1 1.86 0.060 0.0 1 83 DR10 80 67 84 70 76 85 76 66 82 72
表 1 1 冷延綱帯の平坦度 連続焼鈍通板性 表面処理鑭帯の撗曲がりと 定盤に置いて測定 フィ ラミの接着位匿精度
No 摘 要 ( mm )
通板速度と状況 tHtaj/-'1 ^羊^ r
耳のび 中のび ( mpni ) 1 m 111 =1ナ- I，nの
高さ 髙さ ( mm )
1 発明例 n U U 1200 0
2 発明例 0 0 1200 0
3 発明例 0 0 1150 0 フィ が精度良く貼られて， 4 発明例 0 0 1000 0 溶接缶が髙生産できた c
0 0 0 %υ 0
6 発明例 0 0 880 0
7 比棚 2 5 400 0. 2
8 比棚 1 4' 350 0. 5
9 比校例 3 2 330 0. 8 溶接缶 ·溶接部にフィ ムがあり，
10 比較例 5 3 300一都破断 0. 8 溶接ができなかった
11 比校例 6 2 300一部破断 1
12 比較例 8 1 300—部破断 1
Figure imgf000043_0001
実施例 3 .
表 13に示す成分組成の鑭を 270 t底吹き転炉により溶製し、 連続錶造機で銃込 んで銹片を得た。
これらの錶片を粗圧延し、 得られたシ—トバーを先行するシートバーと接合す るとともに幅端部をェッジヒータ一で加熱し、 引き続きクロス角度を変化させた ペアクロス口一ルを， 前 3スタンドまたは全 7スタンドに使つた熱間仕上圧延機 でそれぞれ連続圧延し、 幅が 950〜1300mmで極薄の熱延鐧帯とし、 巻き取った。 その後、 酸洗して脱スケールを行い、 次いで、 No. 1スタンドのワークロールを片 合形ワークロールを用いたクロスシフト機とした 6スタンドタンデム連続冷間圧 延機にて圧延し、 極薄冷延鐧帯を得た。
また、 比較のため ， 従来の錶片単位で仕上げ熱間圧延 （単一圧延） を行うと ともに， ぺ了ク αス機を使わず、 片台形ワークロールのクロスシフト機も使わな い冷間圧延を行った。
なお、 一部の冷延鐧帯には、 N iめっきを行い、 他の冷延鋼帯と同様に連続焼鈍 (N iめっき材は Ni拡散処理に相当） を行った。 拡散処理焼鈍の熱サイクルは 700 〜720 t：、 10秒とした。 続いて、 調質圧延の圧下率を調整して種々の調質度の鐧 板を製造した。
以上の各製造条件を表 13および表 14に示す。 なお、 使用した N iめっき浴および 焼鈍は実施例 1と同様の条件とした。
このような処理を施した綱板から供試材を採取し. 幅方向の硬さ （HR30T)分布 および板厚（ mm )分布を測定した。 また、 r値 （ランクフォード値） 、 およびそ の異方性△ rも測定した。
さらに、 N i拡散処理を施した供試材については、 N iめっき量、 表層における N i / (N i + Fe) の比を実施例 1と同様にして測定した。
これらの測定結果を、 表 15〜18に示す。 熱 圧 延 条 件
綱 成 分 (w t%)
No 摘 要 仕上圧延機
圧延方式 シ-トパ- FDT CT 板 厚 板 幅 クラウ
I，ジ t-タ ベアク aス使 ペアク!！ス ン 用スタン 角度
C S i Mn P S hi N 0 ( · ) ( (t) ( ram ) ( 画 ) "m)
1 発明例 c o o 連統圧延 使用 1, 2.3 0.2 8 5 0 5 6 0 1.8 1300 + 3 6 2 発明例 連続圧延 使用 1, 2,3 0.4 8 6 0 6 0 0 1.6 1200 + 2·2 3 発明例 連続圧延 使用 1.2.3 0.8 8 9 0 6 5 0 1.4 1200 + 5 4 発明例 連続圧延 使用 全スタン f 1.0 9 1 0 7 0 0 1.0 1100 一 1 2 5 発明例 連続圧延 使用 全スタン F 1.2 9 1 0 7 3 0 0.8 1100 一 2 0 6 発明例 連铳圧延 使用 全スタント' 1.2 9 0 0 6 5 0 0.6 980 一 3 1 cn> ：*
明例 o
7 発 0.016 0.015 速続圧延 使用 0.6 8 9 0 6 5 0 0.8 1100 一 0 8 発明例 0.015 0.016 連続圧延 使用 0.6 8 9 0 6 5 0 1.0 1100 + 4 9 発明例 0.012 0.011 連铳圧延 使用 0.8 8 9 0 6 5 0 1.0 1100 一 5 10 発明例 0.017 0.009 連続圧延 使用 0.8 8 9 0 6 5 0 1.0 1100 一 0 11 発明例 0.004 0.005 速続圧延 使用 0.8 9 2 0 6 5 0 2.0 1100 一 0
12 比較例 0.009 0.03 0.45 0.024 0.022 0.065 0.0074 0.0058 単一圧延 使用せず 1.2.3 0.1 9 3 0 6 5 0 2.2 1100 + 5 5
13 比校例 0.O1O 0.03 0.72 0.008 0.022 0.065 0.0187 0.0058 単一圧延 使用せず 1,2 0. 1 9 3 0 6 5 0 2.2 1100 + 5 8
14 比校例 0.010 0.03 0.72 0.008 0.022 0.065 0.0187 0.0058 単一圧延 使用せず 使用せず 9 3 0 6 5 0 2.2 1100 + 6 0
15 比較例 0.010 0.03 0.72 0.008 0.022 0.065 0.0187 0.0058 単一圧延 使用せず 使用せず 9 3 0 6 5 0 2.2 1100 + 72
16 比■ 0.067 0.06 0.85 0.014 0.005 0.215 0.0169 0.0141 単一圧延 使用せず 使用せず 93 0 6 5 0 2.2 1100 + 75
17 比校例 0.067 0.06 0.85 0.014 0.005 0.215 0.0169 0.0141 単一圧延 使用せず 使用せず 9 3 0 6 5 0 2.2 1100 + 9 6
Figure imgf000046_0001
«：
板厚分布（闘 ) ぶりき原板の硬さ分布 lR30T)
No 摘 要 熱延綱帯 冷延綱帯 I1R度 平均 熱延網帯の先行端位匿 熱延綱帯の中央部位匿 熱延镧帯の後行端位置 中央部 中央部 熱延鋼帯 平均板厚 硬さ 幅端 5 輻中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量
25mm 幅端より の土 4% 位匿 位！1 ≤± 3 讓位匿 位！1 ≤± 3 mm位置 位置 ≤± 3
10隱位置 領域 (?(） 領域 (¾〉 領域 ( ) 領域 (%)
1 発 1.8 1.78 0.18 0.179 97 Τ 3 57 57 57 99 57 57 99 57 57 99
2 発明例 1.6 1.58 0.16 0.157 98 Τ4 61 59 61 99 60 61 99 58 61 98
3 発明例 1.4 1.37 0.13 0.128 98 Τ 5 65 64 65 99 64 65 99 63 65 98
4 発明例 1.0 1.00 0.10 0.098 99 DR 8 73 71 73 98 72 73 98 71 73 98
5 発明例 0.8 0.81 0.08 0.080 99 DR Q 7 R 74 76 98 75 76 98 75 76 98
6 発明例 0.6 0.62 0.06 0.061 99 DR10 80 79 80 99 79 80 99 78 80 99
7 0.8 0.78 0.13 0.131 98 Τ4 61 59 61 99 60 61 99 58 61 98
8 発明例 1.0 0.97 0.13 0.130 98 Τ4 61 59 61 99 59 61 99 58 61 98
9 発明例 1.0 1.00 0.13 0.131 99 Τ4 61 60 61 99 60 61 99 59 61 99
10 発明例 1.0 1.00 0.13 0.131 99 Τ4 61 60 61 99 61 61 99 59 61 98
11 発明例 2.0 1.97 0.20 0.197 98 Τ4 57 57 57 99 57 57 99 57 57 99
12 比 2.2 2.10 0.18 0.168 86 Τ5 65 50 63 79 51 64 84 49 62 78
13 比校例 2.2 2.1 1 0.16 0.145 84 DR 8 73 55 71 71 62 71 75 54 70 67
14 比翻 2.2 2.13 0.14 0.128 82 DR 8 73 54 72 78 61 72 80 54 70 75
15 比較例 2.2 2.12 0.13 0.1 19 81 DR 8 73 56 72 70 62 71 74 55 71 65
16 比翻 2.2 2.12 0.08 0.060 76 DR10 80 72 81 61 76 85 65 64 80 56
17 比翻 2.2 2.13 0.06 0.042 74 DR10 80 74 82 53 78 86 61 68 81 50
冷延綱帯の平坦度 連続焼鈍の通板性 ぶりき鑭帯の横曲がりと 定盤に Sいて測定 フイルムラミの接着位 精度
摘 要 (. mm )
通板速度と状況 馍曲がり 接着位置精度 耳のび 中のび 1 m当たりの
cr ( mpm ) 曲力、'り (
発明例 0 0 1200 0
発明例 0 ■0 1100 0
明例 0 0 0 フ Λムが精度良く貼られて， 発明例 0 0 1000 0 溶接缶が高生産できた 発明例 0 0 950 0
発明例 n u u 850 0
発明例 0 0 1000 0
発明例 0 0 1000 0 フィ が精度良く貼られて， 発明例 0 0 1000 0 溶接缶か 生産できた 発明例 0 0 1000 0
発明例 0 0 1000 0
比較例 1 4 450 0. 2
比較例 1 3 400 0. 4
比校例 4 2 300 0. 5 溶接缶 ·溶接部にフィ があ 比較例 4 3 300 一 ffi破断 0. 9 り、 溶接ができなかった 比較例 6 1 300 一部破断 1
比較例 7 1 300 —部破断 1
表 17
Figure imgf000049_0001
表 18 塗装鋼板の耐蝕性、 高速溶接性 総合
No 摘 要 種 耐蝕性 高速溶接性 評価 評価 腐食状態
1 発明例 ぶりき 〇 均 一 〇 〇
2 発明例 薄錫めつき 〇 均 一 〇 〇
3 発明例 纏めつき 〇 均 一 〇 〇
4 発明例 薄錫めつき 〇 均 一 〇 〇
5 発明例 ぶりき 〇 均 一 〇 〇
6 発明例 ぶりき 〇 均 一 〇 〇
7 発明例 ぶりき 〇 均 一 〇 〇
8 発明例 ぶりき 〇 均 一 〇 〇
9 発明例 薄錫めつき 〇 均 一 〇 〇
10 発明例 T F S 〇 均 一 〇 〇
11 発明例 T F S 〇 均 一 〇 〇
12 比較例 ぶりき X やや不均一 〇 X
13 比較例 薄錫めつき Δ やや不均一 X X
14 比棚 薄親めつき △ やや不均一 X X
15 比 J 薄錫めつき 〇 やや不均一 X X
16 比較例 薄錫めつき 〇 均 一 〇 X
17 比校例 T F S X 不 均 一 X X 実施例 4
表 19に示す成分の綱を用いて、 実施例 3 と同様にして冷延鐧板を製造した。 こ の鋼板の表面に、 めっき、 場合によってリフロー処理の後、 クロメート処理を行 い、 表面処理鋼板を製造した。
これらの各製造条件を表 19および表 20に示す。 なお、 N i拡散処理におけるめつ き浴および焼鈍の各条件、 各種の表面処理条件は実施例 2の条件と同様とした。 以上の方法で製造した表面処理鋼板から供試材を採取し， 幅方向の硬さ （HR30 T)分布および板厚（ mm )分布を測定した。 また、 r値 （ランクフォード値） 、 お よびその異方性 Δ rも測定した。
また、 N i拡散処理材の表層における NiZ (Ni + Fe) 、 冷延鐧帯の平坦度および 連続焼鈍における通 性、 表面処理鐧板における硬さ （HR30T)分布、 板厚（ mm ) 分布、 製缶性、 防鯖性、 耐食性、 Tピール試験による塗料密着性および高速溶接 性などの各試験条件はすべて実施例 2の条件と同様とした。
これらの測定結果を、 表 21〜24に示す。
Figure imgf000051_0001
^間圧延条件 連続堍鈍/ N i拡散処理 調質圧延
No 摘 要 片台形ヮ-クロ -ル 冷間 板幅 Ni/(Ni+Fe) 圧下率
'ク スシフト 機 圧下率
クロス角度
） ( mm ) ( mm ) ( ■ ) (g/m2) ） 重量比 、 mm )
0.2 1.8 1300 710 1 0.4 1.6 1200 720 0.19 1000 5 発発発発発発発発発 h i t i h発突 t
校¾絞絞一 0.6 1.4 1200 720 0.30 1000 10 伊例伊伊例伊伊伊 S 0.8 1.0 1100 710 0.05 1000 20 0.8 0.8 1100 715 0.26 1000 25 8 0.6 980 720 0.09 1000 30 ほ 0.
be fcc fee、、
月月月月 m m
7 0.せせせせせせ4 0.8 0.144 1100 720 0.130 8 0.4 1.0 0.144 1100 710 0.130 9 0.4 1.0 0.144 1100 710 0.130 10 0.4 入板 1.0 0.144 1100 720 0.130 11 0.4 2.0 0.205 1100 720 0.200
12 2.2 板 ο ο ο ο 0 ο ο出.184 1100 710 0.180 2 13 2.2 0.厚 1 ¾ 16ο7 82248378 254 1100 0.7 710 0.2 1000 0.160 10 14 2.2 0.156 1100 720 0.140 10 15 2.2 0.144 8888 888 888872 25933 99945523 11 1100 6 720 0.2 4000 0.130 10 16 2.2 0.114 955626 657 ο 6689955 1100 0.04 720 0.2 3000 0.080 30 17 2.2 0.U4 1100 720 0.060 30 め N o o o o o
つ o o o o 1
き 88977
焼温
鈍度
合の £ ί>
厚 ^金 A
層み .—
o o o板 o o o出
n 1 o 6 8638 o o o o o o s it：
板厚分布 y 表面処理網帯の硬さ分布 (HR301)
No 摘 要 熱延鑭帯 表面処理網帯 綑質度 平均 熱延網帯の先行 ¾位匿 熱延綱帯の中央部位置 熱延鑭帯の後行端位置 中央部 幅端 中央部 熱延綱帯 平均板厚 硬さ 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量
25mm 幅端より の ±4% 位置 位置 ≤± 3 mm位置 位置 ≤± 3 mm位置 位置 ≤± 3 ΐΠιηπν (^著 領 id W 領 9 領成（X)
1 発明例 11.80 1 7 1 0 n 1 7 ¾ 1 7 0 1 5 7 q q 0 ς 71 □ q 0 u 7 f
2 発明例 1 fi υ 1 i 0
ί. ο 1 u Π 1 7 q Q T A R 11 u u Q u u fi 1 Q Q ς Q R 1 Q 発明例 1 41 o 1 o n q o i fi 0 R q fi ά o υ fi o 発明例 1.0 1.01 0.10 0.098 99 1 Q 71 73 98 72 73 98 71 73 98
5 発明例 0.8 0.81 0.08 0.080 99 Π R Q 7 fi 75 76 98 75 76 98 75 76 98
6 発明例 0.6 0.62 0.06 0.058 99 DR10 80 78 80 99 79 80 99 79 80 99
7 0.8 0.79 0.13 0.130 98 T4 61 60 61 99 60 61 99 59 61 99
8 発明例 1.0 0.98 0.13 0.131 98 T4 61 59 61 99 59 61 99 58 61 98
9 発明例 1.0 1.00 0.13 0.13 2 9 9 T4 61 6 0 6 1 9 9 6 0 61 9 9 6 0 61 9 9
10 発明例 1.0 1.01 0.13 0.131 99 T4 61 60 61 99 61 61 99 59 61 98
11 発明例 2.0 1.97 0.20 0.197 98 T3 57 57 57 99 57 57 99 57 57 99
12 比較例 2.2 2.1 1 0.18 0.167 84 T5 65 51 63 78 50 62 84 48 62 76
13 比翻 2.2 2.10 0.16 0.143 83 DR 8 73 54 71 70 61 70 75 53 70 67
14 比較例 2.2 2.12 0. 14 0.12 7 80 DR 8 7 3 5 5 7 2 7 8 6 3 7 2 8 0 54 7 0 7 3
15 比翻 2.2 2.13 0.13 0.118 81 DR 8 73 55 72 69 62 71 74 54 71 65
16 比較例 2.2 2.12 0.08 0.061 77 DR10 80 72 81 61 77 85 68 70 80 54
17 比較例 2.2 2.15 0.06 0.042 74 DR10 80 73 82 52 79 86 64 69 81 51
表 22
Figure imgf000054_0001
表 23 表面処理親板の材»
No 摘 要 r植 Δ r¾ 蠲質度 3ビース 2ビース缶 フ it-テ ング性 Sliの傷付性
1 発明例 1.9 -0.03 T3 〇 〇
2 発明例 1.8 一 0.1 1 T4 〇 O
3 発明例 1.7 一 0.1 5 T5 〇 〇
4 発明例 1.5 -0.26 DR8 〇 〇
5 発明例 1.2 -0.35 DR 9 〇 〇
6 発明例 1.1 -0.40 DR 1 0 〇 〇
7 発明例 1.5 -0.1 0 T5 〇 〇
8 発明例 1.6 -0.1 2 T5 〇 〇
9 発明伊 1 1.5 -0.18 T5 〇 o
10 発明例 1.5 -0.1 6 T5 〇 〇
11 発明例 1.8 一 0.1 2 T3 〇 〇
12 比較例 1.0 -0.68 T3 X X
13 比較例 0.7 一 0.66 T5 X X
14 比校例 1.2 -0.78 T5 X X
15 比校例 1.1 -0.64 T5 X X
16 比餃例 0.8 -0.82 DR 10 X X
17 比較例 1.1 -0.65 DR 1 0 X X ist めっき付着量 塗装鋼板の耐食性 合
No p A匿组専
摘 要 ロロ †里 ¾J里 き 岛鱼 I 姐踢/の ≤έ し r fri食性 向 ¾ T丄 一 / 評 価
/のδ£仔 面視伞 有
棚
(g/mJ) (g/»') (g/m2) (mg/m2) (mg/ra2) (kg/1 Omm)
1 発明例 ふりさ 0
0.4U .1U I o 〇 均 一 J 〇
2 発明 め さ U， Db U.44 U.丄_1 4 1 ί リ 〇 均 一 , o 0 〇 O 発明例 の 1 1
？さ U. υ. 丄 3 . 〇 均 一 リ y
Λ め - 1. 1 1. 4 A { 1 1 〇 均 一 り Λ 0 発明例 ふりさ . i, \ to 一 L. π a 0 ぶりき 5.60 5.00 4.60 6 5 〇 〇 均 一 〇 2.0 o
7 発明例 ぶりき 2.80 2.42 1.92 1 3 〇 〇 均 一 〇 1.9 〇
8 発明例 ぶりき 5.60 5.21 4.65 1 5 ο 〇 均 一 〇 1.7 〇
9 発明例 ぶりき 1.12 0.68 0.18 1 4 〇 〇 均 一 〇 1.9 〇
10 発明例 ティンフリ- 32 5 〇 〇 均 一 〇 2.6 〇
11 発明例 ティンフリ- 1 14 19 〇 o 均 一 〇 2.9 〇
12 比較例 ぶりき 2.80 2.30 1.60 0 3 X X やや不均一 〇 0.9
13 比校例 薄錫め- )さ 0.56 0.06 0.01 0 19 7 X Δ やや不均一 1.5
14 比麵 薄錫め 'さ 1.12 0.42 0.02 0 1 5 10 X Δ やや不均一 1.3
15 比較例 薄錫め -さ 1.68 1.03 0.16 0 12 8 X 〇 やや不均一 1.4
16 比較例 薄錫め - )さ 2.80 2.00 1.12 0 8 7 X 〇 均 一 〇 1.5
17 比較例 ティンフリ- 2 1 2 〇 X 不均一 2.1
実施例 5
表 25に示す成分組成の綱を 270 t底吹き転炉により溶製し、 連続錶造機を用い て錶片を得た。
これらの錶片を粗圧延し、 得られたシートバ一を先行するシートバーと接合す るとともに幅端部をエッジヒーターで加熱し、 引き続き、 種々のクロス角度を有 するぺ了クロスロールを全 3スタンドまたは全スタンドに使った熱閒仕上げ圧延 機により， 板幅が 950〜1300mniの極薄鋼板に連続圧延し， 巻き取った後， 酸洗に より脱スケールした。
次いで、 種々の条件で冷間圧延、 連続焼鈍および調質圧延を行った。 ここに、 No. 1スタンドのヮ一クロ一ルを片台形ワーク口ールによるクロスシフト機になし た 6スタンドタンデム連続冷間圧延機にて極薄板厚に圧延した。
また、 比較例として， 錶片単位での熱間仕上げ圧延 （単一圧延） 、 シートバー の巻き戻し逆転処理、 ヱッジヒ一ターによる端部加熱、 ぺ了クロス圧延機の採用 などの熱間圧延条件、 熱延鐧帯板厚、 冷間圧延機の片台形ク□ス角度などの冷間 圧延条件のいずれかが本発明範囲を外れる実験も行った。
なお、 一部の冷延綱帯には、 めっきを行い、 他の冷延鐧帯と同様に連続焼鈍 (Niめっき材は Ni拡散処理に相当） を行った。 拡散処理焼鈍の熱サイクルは 730 〜760 ：、 10秒とした。 続いて、 調質圧延の圧下率を調整して種々の調質度の鐧 板を製造した。
以上の各製造条件を表 26および表 27にまとめて示す。 なお、 使用した Niめっき 浴および焼鈍は実施例 1と同様の条件とした。
Figure imgf000057_0001
表 26
6
Figure imgf000058_0001
冷間压延条件 連続焼鈍/ Ν i拡散処理 調質圧延
No 摘 要 片台形ヮ-ク a-Λ 冷間 板幅 Ni/(Ni+Fe) 圧下率
•クロスシフト 機 圧下率
クロス角度
C) ( mm ) ( m ) {%) ( 麵 (g/m2) ） 重量比 ( 咖 )
1 0.2 2.0 1300 780 2 2 0.6 1.8 1300 750 10 3 発発発発発発発発発発発発ヒ tヒヒヒヒ 0.6 1.6 1200 0.07 75ϋ 0.19 1000' 15 較較較較
4 較較較 ¾較 1校 0 0- Hxx n a m -一】j一J*
伊伊伊伊伊伊伊伊伊伊伊伊伊伊伊 0.8 1.4 1200 0.08 750 0.30 1000 20 5 0.8 l.O 1100 0.07 740 0.05 1000 30 6 0.8 0.8 1100 0.08 740 0.26 1000 35 7 fee be few 0.8 0.6 980 0.07 750 0.09 1000 40 8 0.せせせせせ4 0.8 1100 760 10 9 0.4 l.O 1100 760 10 10 0.4 l.O 1100 750 15 11 0.4 入板 l.O 1100 750 15 12 0.4 l.O 1100 730 15
13 2.2 o板ooooo o o o o o o o o ooooooo o出- 90.9 1100 750 0.180 10 14 2.2 o o 2 2 n 1- 1 - - , - 111 - .. - 1 - , . I 11 I 1155 o 897 642 o 008642044554 91.5 1100 0.6 750 0.2 1000 0.160 15
3 o 630833303384 33 o 4 4441
15 2.2 92.9 1100 760 0.140 10 16 2.2 ο 9 88888 δ 8888ο δο ο ϋ ο832543 88 9885444.5 1100 0.6 760 0.2 4000 0.130 10 17 2.2 95.60677774 893473 4 1100 0.05 730 0.2 3000 0.080 15 18 2.2 96.8 1100 730 0.060 15
19 発明例 0.8 1.4 0.163 1300 750 0.130 20 20 発明例 0.8 1.4 0.163 1300 750 0.130 20 め
21 0.8 2.2 92.6 1300 つ 740 0.130 20
22 0.8 1.4 89.8 1300 740 0.100 30 23 0.8 1.4 91.2 1300 焼温 760 0.080 35 24 0.8 1.4 92.9 1300 7度鈍 60 0.060 40
合 £の ί- 金厚 A.
騸 }み i
oo板 ooooooooo出o
nu J 111i111 u 11111 086308633333 oooooooooooo このような処理を施した鋼板から供試材を採取し， 幅方向の硬さ （HR30T)分布 および板厚（ )分布を測定した。 また、 r値 （ラ ンクフォード値） 、 およびそ の異方性 Δ rも測定した。
さらに、 拡散処理を施した供試材については、 めっき量、 表層における / (Ni + Fe) の比を実施例 1と同様にして測定した。
これらの測定結果を、 表 28〜31に示す。
Figure imgf000061_0001
冷延鐧帯の平坦度 fiiidiでの；甬板 1* ぶりき鑭帯の撗曲がり 定盤に置いて測定 とフィ ラミの接着位置椅度 摘 要 ( mm ) •UU1ZX 1Αί
潢曲がり 接着位置 耳のび 中のび 精度 *) 高さ 高さ ( mom ) ( mm/m )
発明例 0 0 I 200 0 〇 発明例 0 0- 1 100 0 〇 発明例 0 0 1000 0 〇 発明例 0 0 1 n u ς n u 0 〇 発明例 0 0 1 n υ n u n u 0 〇 発明例 0 0 950 0 〇 発明例 n U n s q n υ
発明例 0 0 1 n u n u n u 0 〇 発明例 0 0 1000 0 〇 発明例 n n u 1000 U U 発明例 0 0 1 n u n u n 0 〇 発明例 0 0 1000 0 〇 比較例 1 4 4 4 J ς n U 0.3 X 比校例 1 3 4 n n X 比較例 4 2 300 0.7 X 比較例 4 3 300 一部破断 1 X 比权例 6 1 300 一部破断 1 X 比棚 7 1 300 一部破断 1 X 発明例 0 0 800 0.1 〇 発明例 0 0 800 0.1 〇 比較例 4 2 450 1.2 X 比較例 4 4 400 1.6 X 比較例 7 4 300 —纖断 1.5 X 比校例 5 7 300 一部破断 1.2 X
〇 ： フィ が精度良く貼られて， 溶接缶が缶が高生産できた
X ： ¾接缶 ·溶接 SBにフィ) があり， 溶接できなかった
Figure imgf000063_0001
塗装鋼板の耐蝕性、 髙速溶接性
Wn u 摘 要 耐蝕性 髙速溶接性 Sip jn
品 種
¥恤 貧状 SS
1 発明例 ぶりき 〇 均一 〇 u
2 発明例 ぶりき 〇 均一 〇 〇
3 発明例 薄錫め 〇 均一 〇 〇
A 発明例 薄錫めつさ 〇 均一 〇
発明例 -梦^ f ^め J 3 〇 均一 〇
u 発明例 ぶりき D Ηη― 〇
7 ぶりき 〇 均一 〇
8 発明例 ぶり 〇 均一
9 発明例 ぶりき 一 〇 〇
10 発明例 薄錫めつさ 〇 均一 〇 〇
11 発明例 T F S 〇 均一 リ D
12 発明例 T F S 〇 均一 〇 〇
13 比校例 ぶりき X やや不均 〇
14 比校例 薄錫めゥさ 厶 やや不均 X
15 比較例 薄錫めつさ 厶 やや不均 χ
16 比 薄錫めつさ 〇 やや不均 X X
17 比 】 薄錫めつさ 〇 均一 〇 X
18 比較例 T F S X 不均 X X
19 発明例 ぶりき 〇 均一 〇 Δ
20 明例 薄錤めつさ - 〇 均— 〇 Δ
21 比校例 薄親めつさ , 厶 やや不均 X X
22 比■ 薄錫めつさ ' 厶 やや不均 X X
23 比較例 薄錫めゥさ 〇 均一 〇 X
24 比較例 T F S X 不均 X X
実施例 6
表' 32に示す成分の綱を用いて、 実施例 5と同様にして冷延鋼板を製造した。 こ の鐧板の表面に、 めっき、 場合によってリフロー処理の後、 クロメー ト処理を行 し、、 表面処理鋼板を製造した。
これらの各製造条件を表 33および表 34にまとめて示す。 なお、 使用した Niめつ き浴および焼鈍の各条件、 各種の表面処理条件は実施例 1の条件と同様とした。 以上の方法で製造した表面処理鋼板から供試材を採取し、 幅方向の硬さ（HR30T ) 分布および板厚（ 隱 ）分布を測定した。 また、 r値 （ランクフォード値） 、 お よびその異方性△ rも測定した。
また、 Ni拡散処理材の表層における NiZ (Ni +Fe) 、 冷延鐧帯の平坦度および 連続焼鈍における通板性、 表面処理鋼板における硬さ（HR30T) 分布、 板厚（ mm ) 分布、 製缶性、 防鲭性、 耐食性、 Tピール試験による塗料密着性および高速溶接 性などの各試験条件は、 すべて実施例 2の条件と同様とした。
これらの測定結果を、 表 34〜表 38に示す。
網 組 成 (wt%)
No
c S i M n p s A i N O C u N i C r Mo C a N b T i B
1 n 0 12 0.013 0.015 0.055 0.0028 0.0035 0.02 0.01 0.03 0.001 0.0001 0.003 0.0001 0.0001 c 0 π 001 0.12 0.013 0.015 0.055 0.0028 0.0035 0.02 0.01 0.03 0.001 0.0001 0.003 0.0001 0.0001
3 0, 003 0.01 0: 12 0:013 0.015 n nn?R 0.0035 0.02 0.01 0.03 0.001 0.0001 0.003 0.0001 0.0001
4 0.003 0.O1 0.12 0.013 0.015 0.0035 0.02 0.01 0.03 0.001 0.0001 0.003 0.0001 c.
U. Uuu Π Π1 n 1 l?o n nn U. U JJ 00035 0.02 o.oi 0.03 0.001 0.0001 0.003 0.0001 0.0001 a
u u. uuo n ni Π 19 n nn UJJ U. UU 0 00035 0.02 0.01 0.03 0.001 0.0001 0.003 0.0001 0.0001
7 U. UU U. Ul n U. 1? U. U JJ Π ΠΠジ只 0.0035 0.02 0.01 0.03 0.001 0.0001 0.003 0.0001 0.0001 o 0
U. UUu n U. Π n Q U1U 0.183 0.0097 0.0021 0.41 0.03 0.02 0.006 0.0008 0.081 0.0003 0.0032
Q u. u fl nnfi 0.156 0.0081 0.0018 0.02 0.46 0.06 0.007 0.0030 0.042 0.0008
10 0.003 0.01 0.28 0.015 0.013 n 11 in u 0.0008 0:03 0.03 0.44 0.005 0.0011 0.001 0.0720 0.0014
11 0.004 0.02 0.35 0.018 0.007 U. UUJU 0.0006 0.03 0.03 0.02 0.041 0.0013 0.001 0.0301 0.0003
110 'l 0005 0.006 0.0010 0.06 0.06 0.01 0.001 0.0012 0.001 0.0082 0.0005
I 01? 0.009 0.023 u. UU i 0.0050 0.53 0.01 0. 3 0.042 0.0061 0.008 0.2200 0.0066
14 Ω 7? 0.009 0.023 0.061 0.0099 0.0050 0.32 0.53 0.43 0.042 0.0061 0.008 0.2200 0.0066
1
1 n 7? 0.009 0.023 0.061 0.0099 0.0050 0.30 0.42 0.63 0.042 0.0061 0.008 0.2200
16 0.005 0.03 0.72 0.009 o" 023 0.061 0.0099 0.0050 0.31 0.44 0.53 0.612 0.0061 0.008 0.2200
0173 n no Π
U. Ulic U. U. Π
17 0.007 0.02 0.75 0.026 0.009 0.221 0. DO U. n Ui1 nU υ. loo 0.0015 0.0006
18 0.007 0.02 0.75 0.022 0.009 0.221 0.0173 0.0132 0.03 0.52 0.58 0.010 0.0001 0.133 0.0015 0.0006
19 0.002 0.02 0.14 0.012 0.016 0.050 0.0028 0.0037 0.01 0.01 0.02 0.001 0.0001 0.022 0.0001 0.0001
20 0.002 0.02 0.14 0.012 0.016 0.050 0.0028 0.0037 0.01 0.01 0.02 0.001 0.0001 0.022 0.0001 0.0001
21 0.002 0.03 0.18 0.014 0.011 0.063 0.0025 0.0030 0.01 0.01 0.02 0.001 0.0001 0.021 0.0001 0.0001
22 0.002 0.03 0. IS 0.014 0.011 0.063 0.0025 0.0030 0.01 0.01 0.02 0.001 0.0001 0.021 0.0001 0.0001
23 a 002 0.03 0.18 0.014 0.011 0.063 0.0025 0.0030 0.01 0.01 0.02 0.001 0.0001 0.021 0.0001 0.0001
24 0.002 0.03 0.18 0.014 0.011 0.063 0.0025 0.0030 0.01 0.01 0.02 0.001 0.0001 0.021 0.0001 0.0001
表 33 熱間圧延条件
圧延方式 巻き戻し シ-トバ- 仕上圧延機 FD丁 CT 熟延綱板形状
No 摘 要 逆転処理 エ'ジヒ-タ
ペアク Πス ペアク Πス 板 厚 板 幅 クラウン 使用 角度
スタント' ( ' ) (t) (r) ( mm ) ( mm ) (^m)
1 発明例 速続圧延 使用 使用 • 1, 2.3 0.2 870 550 2.0 1300 32
2 発明例 連铳圧延 使用 使用 1, 2.3 0.4 880 560 1.8 1300 + 24
3 発明例 速続圧延 使用 使用 '' 1, 2.3 0.6 9 1 0 620 1.6 1200 + 1 2
4 速続圧延 使用 使用 1, 2,3 0.8 940 650 1.4 1200 + 6
5 発明例 速続圧延 使用 使用 全スタント' 1.0 950 7 i 0 1.0 1100 + 1 例 使 使用 全スタン F 1.2 9 fi 0 700 0.8 1100 2
7 発明例 使用 4 "2 / 11.0
L * ς n 650 U. D QQn 一 ς
8 発明例 連続圧延 使用 使用 1, 2,3 0.6 930 640 0.8 1100 一 8
9 発明例 舰圧延 使用 使用 1, 2,3 0.6 940 650 1.0 1100 一 15 in 発明例 速 S¾圧延 俾甲 1 9 n
L* U.0 930 660 1 u uu 一 1 υ
11 発明例 連続圧延 使用 使用 1.2,3 0.8 930 650 1.0 1100 -21
12 発明例 ¾ί¾圧延 使用 1, 2,3 0.8 920 640 1.0 1100 -30
13 比較例 単一圧延 使用せず 使用せず 1, 2,3 0.1 930 655 2.2 1100 + 56
14 比較例 単一腿 使用せず 使用廿ず 1, 2 0.1 920 660 2.2 1100 + 66
15 比較例 単一圧延 使用せず 使用せず 麵す 930 650 2.2 1100 + 68
16 比較例 単一圧延 使用せず 使用せず 940 655 2.2 1100 + 72
17 比較例 単一圧延 使用せず 使用せず 使用《 930 650 2.2 1100 ÷ 76
18 比較例 単一圧延 使用せず 使用せず 使用せす 950 630 2.2 1100 + 90
19 発明例 連続圧延 使用せず 使用 全スタント' 1.2 9 1 0 600 1.4 1300 一 5
20 発明例 連続圧延 使用 全スタンド 1.2 900 620 1.4 1300 一 7
21 比較例 連続圧延 m 使用 全スタント' 1.2 920 600 2.2 1300 - 9
22 比較例 単一圧延 使用 使用 全スタント' 1.2 900 640 1.4 1300 一 12
23 比較例 連続圧延 使用 使用 使用せす 使用せず 940 605 1.4 1300 + 82
24 比較例 連続圧延 使用せず 全スタント' 1.2 900 650 1.4 1300 - 15
Figure imgf000068_0001
板厚分布（ 表面処理網帯の硬さ分布 (HR30T>
No 摘 要 熱延 ¾a帯 表面処理湖帯 調質度 平均 熱延钿帯の先行端位置 熱延網帯の中央部位 B 熱延镧帯の後行端位置 中央部 幅端 中央部 熱延網帯 平均板厚 硬さ 幅雄 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変隨 より 幅端より の ±4% mm位置 位置 ≤± 3 mm位置 位置 ≤± 3 mra位 ifi 位置 ≤±3
25顯 10讓位置 領穩 領域 領域 00 M(%)
1 発明例 2.0 1.98 0.20 0.198 98 T 1 49 48 49 98 49 49 99 47 49 99
2 発明例 1.8 1.78 0.18 0.178 98 '" T 3 57 56 57 99 56 57 98 5 o 1 9
3 1.6 1.59 0.16 0.157 99 T4 61 61 61 99 61 61 99 60 61 99
4 発明例 1.4 1.37 0.13 0.127 99 1 64 65 98 65 65 99 63 65 98
5 発明例 1.0 1.00 0.10 0.098 99 DR 8 73 73 73 99 73 73 99 72 73 99
6 発明例 0.8 0.82 0.08 0.079 98 DR 9 76 75 76 98 76 76 99 74 76 98
7 0.6 0.62 0.06 0.059 98 DR10 80 80 80 99 80 80 99 80 80 99
8 発明例 0.8 0.78 0.13 0.131 99 T3 57 56 57 99 56 57 99 55 57 98
9 発明例 1.0 0.97 0.13 0.130 99 T3 57 56 57 99 57 57 99 55 57 98
10 1 (Ί n 1 98 T4 61 60 61 99 60 61 99 60 61 99
11 発明例 1.0 1.02 0.13 0.132 99 T 4 61 60 61 98 61 61 99 60 61 98
12 1.0 1.03 0.13 0.133 99 T4 6】 59 61 98 59 61 99 58 61 98
13 比較例 2.2 2.1 1 0.18 0.167 80 Τ 4 61 51 60 83 51 61 85 47 59 81
14 比校例 2.2 2.12 0.16 0.146 78 Τ5 65 52 64 79 53 65 82 50 63 80
15 比較例 2.2 2.1 0.14 0.129 76 Τ4 61 47 58 78 50 59 78 45 58 77
16 比較例 2.2 2.12 0.13 0.1 19 77 Τ5 65 58 6 76 I 1 7 1 1
17 比校例 2.2 2.13 0.08 0.064 74 Τ5 65 58 68 78 59 69 81 57 67 80
1
丄 比較例 2.2 2.1 0.06 0.042 70 1 54 69 73 56 71 78 54 68 79
19 発明例 1.4 1.37 0.13 0.128 95 Τ5 65 62 64 95 62 65 96 62 63 95
20 発明例 1.4 1.36 0.13 0.128 95 Τ5 65 62 65 96 62 65 96 62 63 95
21 比翻 2.2 2.15 0.13 0.1 18 74 Τ5 65 53 64 83 55 65 88 50 63 83
22 比讓 1.4 1.28 0.14 0.128 78 DR 8 73 59 70 72 60 71 72 58 70 71
23 比■ 1.4 1.27 0.12 0.108 76 DR 9 76 70 78 70 7 I 79 67 68 78 69
24 比較例 1.4 1.26 0.10 0.084 70 DR10 80 66 82 64 67 83 66 65 82 65
X
Figure imgf000070_0001
フィ) カ 度良く貼られて， 溶接缶が高生産できた 溶接缶'溶接部にフィ があり， 溶接できなかった
表面処理綱板の材質
摘 要 r値 △ r値 3ピ-ス缶 2ビ-ス缶 フル-ティング性 缶壁の傷付性s it
発明例 9 1
1.9 -0.0 1 〇 〇 発明例 1.9 -0.1 1 〇 〇
1.7· -0.14 〇 〇
1.6 -0.2 1 O 〇 発明例 1.2 -0.34 〇 〇 発明例 1.1 -0.40 〇 〇 発明例 1 7 _ η Π Q D o 発明例 1.5 —0.04 o 〇
1.5 一 0.1 〇 〇 発明例 1.7 -n 1 1 n n 発明例 1.4 -0.1 6 〇 〇 比校例 1.0 -0.5 1 X X 比較例 0.7 -0.52 X X 比校例 1.2 -0.78 X X 比校例 1.1 -0.61 X X 比較例 0.8 -0.82 X X 比較例 1.1 -0.66 X X 発明例 1.8 -0.14 〇 〇 発明例 1.7 -0.1 1 〇 〇 比較例 1.1 -0.65 X X 比較例 1.6 一 0.18 〇 〇 比較例 1.5 -0.1 9 〇 〇 比校例 1.6 一 0.20 〇 〇
めっき付着量 塗装網板の耐食性 τビ一ノレ
ii る no im 要 AS组 空堍き後 島伏錫の Sfe/¾ J里 β 耐食性 培著強
ロロ †里 の残存 面 a率 ェ
金属錫蠆 評 ffi ほ食状態
Vg (g/m2) (%) (ma
1 cnU 丄 i Un, 5, 60 〇 均 一 ο o
Ηη
、 AO o. n U 3.20 - ~ u δ n 一 η 2.2 o 博 の さ U. DO Π A 0.11 5 1 U 〇 均 一 ? Q
c q
4 発明 博親の - ■>さ 1. U. π U. ώϋ 上 0 〇 均 一
5 発明例 め 1.68 1.68 1.06 37 10 1 0 ◎ 〇 均 一 〇 2.6 〇
6 発明例 ぶりき 2.80 2.31 1.91 68 8 7 ® 〇 均 一 〇 2.5 〇 I さ Du uu 4.50 26 u 〇 均 一
o on A
0 ふりさ oU L. oL 1.82 u 〇 均 一 Γ) , o
9 発明例 ぶり 3. oU 0.1U 4.53 U リ U ί¾ 一 c
1. Ό
10 発明例 親め )さ 1. io
\L U. bo 0.16 n
U 0 リ 〇 均 一 Q
t
11 発明 Τ フリー 〇 均 一 9
12 発明例 ティンフリ- 一 一 104 15 © 〇 均 一 〇 2.6 〇
13 比較例 ぶりさ 1.60 U 4 X やや不均 Π
14 親め U. DO U. Ub 0.01 0 D △ やや不均 χ ，
A やや不 i^i χ Π v
15 比敉例 め )さ 1. \L υ. ώ 0.02 0 Q
16 親め さ 1. bo 1. Uo 0.16 0 l υ u 〇 やや不均 χ
U. D v
Q
17 比校例 親め-さ L. oU L. UU o 〇 均 一 丄. u
18 比讓 ティンフリ- 20 1 Δ X 不 均 X 2.1 X
19 発明例 ぶりき 2.80 2.30 1.60 1 6 〇 〇 均 一 〇 2.2 Δ
20 発明例 ぶりき 0.56 0.06 0.01 18 6 〇 〇 均 一 〇 2.6 Δ
21 比校例 薄錫め ?さ 1.12 0.42 0.02 0 15 9 X Δ やや不均 X 1.2 X
22 比較例 薄錫め - 1.68 1.03 0.16 0 10 10 X Δ やや不均 X 0.7 X
23 比較例 薄錫め- 2.80 2.00 1.12 0 8 3 Δ 〇 均 一 〇 0.6 X
24 比較例 ティンフリー 20 1 〇 X 不 均 X 2.3 X
実施例 Ί
表 39に示す成分組成の綱を 270 t底吹き転炉により溶製し、 連続錶造機で錶込 んで錶片を得た。
これらの鍩片を粗圧延し、 得られたシートバーを先行するシートバ一と接合す るとともに幅端部をエッジヒーターで加熱し、 引き続き、 クロス角度の異なるぺ ァクロスロールを前 3スタンドまたは全スタンドに使った熱間仕上圧延機により ， 板幅が 950〜1300mmの極薄表面処理鐧板に連続圧延し， 巻き取り熱延鐧帯の状 態で自己焼鈍あるいは連続焼鈍ライ ンを通して再加熱焼鈍した。 なお、 自己焼鈍 後、 または再加熱焼鈍前に酸洗により脱スケールした。
次に種々の条件で^間圧延、 回復熱処理を行った。 ここに、 No. 1スタンドのヮ —クロ一ルを片合形ワークロールによるクロスシフ ト機になした 6スタンドタン デム連続冷間圧延機にて極薄板厚に圧延した。
また、 比較例として， 錶片単位で熱間仕上げ圧延を行うとともに， ペアクロス 機を使わないで圧延、 また片合形ワークロールのク Dスシフト機も使わない冷間 圧延も行った。
続いて、 回復熱処理を施したのち、 調質圧延の圧下率を調整して種々の調質度 の冷延鐧板とした。
以上の各製造条件を表 39および表 40にまとめて示す。
このような処理を施した綱板から供試材を採取し、 幅方向の硬さ（HR30T) 分布 および板厚（ mm )分布を測定した。
さらに、 N i拡散処理を施した供試材については、 N iめっき量、 表層における Ni / (Ni +Fe) の比を実施例 1と同様にして測定した。
これらの測定結果を、 表 41〜表 43に示す。 V3卜 c o卜&J、
Figure imgf000074_0001
熱 M圧延条件 Rfl圧延条件
;上圧延機 片台形 入脷 出 i l 冷 Hi) 扳幅
は M安 圧延方式 シ -M - FDT CT 再加熱 扳 厚 板 幅 クラ リ-クロ- H 板厚 板厚 圧下率
，ジ t -タ ゥン クリスシフト
ベアクロス クロス角度 クロス角 (翻 ) ( mm ) (%) ( mm ) 使用スタン F に） (r) ） •C sec ( m ) ( m ) ( Mm) ） r sec
1 発明例 連枝圧延 使 ■ 1.2.3 0.2 860 620 580 xlO 0.65 + 30 0.2 0.65 1200 "4C0 lO
2 発明 W 速続圧延 使用 1,2.3 0.4 880 660 0.8 1 + 22 0.6 0.8 1 130(3 350 xlO' 3 発明 W 連続圧延 使用 1.2.3 0.6 900 720 1.30 + 1 0 0.6 1.30 1200 350 xlO 4 発画 ¾ 圧延 使用 1.2.3 0.8 930 650 0.50 + 2 0.8 0.50 1200 400 xlO 5 発明例 a続圧延 使用 全ス，ン F 1.0 950 7 ϋ 0 0.50 一 5 0.8 0.50 1000 棚 xlO 6 発明例 連 ½圧延 使用 全スタン F 1.2 950 730 0.60 一 1 5 0.8 0.60 1000 実施せず
7 比校例 単一圧延 使用せず 使用せず 930 650 1.80 1100 + 70 従来法 1.80 0.100 94.4 1200
8 比較例 単一圧延 使用せず 使用せず 930 650 1.80 1100 + 82 従来法 1.80 0.060 96.7 1000
5
板厚分布（ nun ) ぶりき原板の硬さ（HR30T) 分布
No 摘 要 熱延鋼帯 冷延鑲帯 i fi.st. J 熱 Jiffl帯の先行端位 S 熱延 ί»帯の中央部位置 熟延鋼帯の後行端位 中央部 幅端 中央部 熱延鋼帯 平均扳厚 硬さ 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量 より 幅端より の ± 4% 0MI位置 位 S ≤± 3 mn位置 位匿 ≤± 3 mm位 位 g 3
25mm 10nm位 以内領域 領域 ) ) 領域《) 領域 (5
1 発明例 0.6, 5 0:6 2 0.1 3 0.1 28 9 7 DR8 73 7 1 7 3 97 7 1 73 97 7 0 7 3 ' 9 7 '
2 発明例 0.8 1 0.7 9 0.1 3 0.1 27 9 7 DR 9 7 6 74 76 98 75 7 6 99 7 3 7 6 97
3 発明例 1.30 1.27 0.1 3 0.1 28 98 DR10 80 78 80 98 7 9 8 ϋ 99 7 7 8 0 98
4 発明例 0.50 0.4 7 0.1 0 0.0 97 98 DR 8 73 7 0 7 3 98 7 2 7 3 99 7 0 7 3 98
5 発明例 0.50 0.4 8 0.08 0.079 99 DR 9 7 6 7 5 7 6 99 7 6 7 6 99 7 4 7 6 98
6 発明例 0.60 0.5 7 0.0 6 0.0 57 9 9 DR10 80 79 80 99 80 80 99 7 8 8 0 98
7 比校例 1.80 1.7 0 0.1 0 0.089 54 DR 9 76 63 7 6 6 1 6 1 76 65 6 0 7 6 58
8 比較例 1.80 1.7 3 0.06 0.048 63 DR10 80 7 3 85 58 7 3 85 62 7 1 84 53
表 42
Figure imgf000077_0001
表 43 ぶりき原板の材質 塗装綱板の耐蝕性、 高速溶接性
No 摘 要 讕質度 3ビース缶 2ビース缶 ロロ 種 耐蝕性 S5速 評 価
フ 1 ティング性 缶壁の傷付性 溶接性
評価 腐食状態
1 発明例 DR 8 〇 〇 ぶりき 〇 均一 〇 2 発明例 DR 9 〇 〇 ぶりき 〇 均一 〇 3 発明例 DR10 〇 〇 m めつき 〇 均一 〇 4 発明例 DR8 〇 〇 薄錫めつき 〇 均一 OOOOOO 〇 5 発明例 DR 9 〇 〇 薄錫めつき 〇 均一 〇 6 発明例 DR10 〇 〇 TFS 〇 均一 〇
7 比校例 DR 8 X X ぶりき X 不均一 〇 X 8 比較例 DR10 X X ぶりき X 不均一 〇 X
実施例 8
表 44に示す成分の鐧を用いて、 実施例 7 と同様にして冷延鐧板を製造した。 こ の鋼板の表面にめっきし、 クロメート処理を行い、 表面処理鋼板を製造した。 以上の各製造条件を表 44および表 45にまとめて示す。
このような方法で製造した、 冷延鐧帯および表面処理鋼板から供試材を採取し 、 調査試験を行った ここに、 冷延綱帯の平坦度および連続焼鈍における通板性 、 表面処理綱板における硬さ （HR30T)分布、 板厚（ mm )分布、 製缶性、 防銪性、 耐食性、 Tピール試験による塗料密着性および高速溶接性などの各試験条件は、 すべて実施例 2の条件と同様とした。
これらの測定結果を、 表 46〜表 48に示 7す 6。
表 44
鋼 成 分 (wt%)
No
C S i Mn P S M N 0
1 0.0013 0.01 0.11 0.007 0.010 0.036 0.0021 0.0032
2 0.0013 0.01 0.11 0.007 0.010 0.036 0.0021 0.0032
3 0.0013 0.01 0.11 0.007 0.010 0.036 0.0021 0.0032
4 0.02 0.35 0.009 0.014 0.045 0.0032 0.0042
5 0.0010 0.02 0.25 0.010 0.012 0.080 0.0051 0.0016
6 0.0010 0.02 0.20 0.010 0.012 0.080 0.0051 0.0015
7 0.0031 0.04 0.36 0.016 0.016 0.192 0.0091 0.0015
8 0.0038 0.04 0.45 0.018 0.015 0.180 0.0096 0.0014
、、、、、
熱 Rfl圧延条件 呤間圧延条件
仕上圧延機 片台形 入側 出側 冷間 板幅
No 摘 要 圧延方式 シ -トパ- FDT CT 再加熱 板 厚 板 幅 クラ ヮ -クロ- A 板厚 板厚 圧下率
I，ジ t-タ ゥン ク Πスシフト
5¾jj Ζϋ ™ ペアク 0ス m角度 クロス角 ( ffllB ) ( mm ) (%) ( mm )
使用スタン f に） ） (X) t xsec ( «' ) ( 01DI ) ( ^m) (· ) t: xsec
1 速铰圧延 1.2.3 870 680 590 x5 ' 9.65 1250 + 35 0.2 0.65 350 xlO 2 ¾铳圧延 1.2.3 880 660 0.81 1200 + 26 0.6 0.81 400 xlO 3 速铳圧延 1.2.3 920 720 1.30 1200 + 8 0.6 1.30 350 lO 4 連铙圧延 1, 2.3 930 650 0.50 1200 + 1 0.8 0.50 350 xlO 5 ϋ铳圧延 全スタン f 960 720 0.50 1100 一 6 0.8 0.50 400 lO 6 連铳圧延 全スタン f 950 730 0.60 1100 一 1 6 0.8 0.60 実施せず
7 比校例 単一圧延 使用せず 使用せず 930 650 1.80 1100 + 75 従来法 1.80 0.100 94.4 1200
8 単一圧延 使用せず 使用せず 930 670 1.80 1100 + 87 従来法 1.80 0.060 96.7 1100
一― 板厚分布（ mm ) 表面処理锇帯の硬さ分布 (HR30T)
No 摘 要 熱延網帯 表面処理綱帯 绸買度 平均 熱延獮帯の先行端位置 熱延網帯の中央部位暖 熱延網帯の後行端位 中央部 幅端 中央部 熱延網帯 平均板厚 硬さ 幅端 5 幅中央 変勅量 幅端 5 幅中央 変動量 幅端 5 幅中央 変動量 より 幅端より の土 4% mm位匿 位匿 ≤±3 mm位匿 位匿 ≤± 3 Ml位置 位匱 ≤± 3
25mm 10嶋位置 以内領域 領關 ) 領域 (¾) 領域 (X)
1 発明例 0.65 0.63 0.13 0.129 98 DR 8 73 - 72 73 98 72 73 98 71 73 98
2 発明例 0.81 0.79 0.13 0.127 97 DR 9 76 73 76 97 75 76 98 73 76 97
3 発明例 1.30 1.27 0.13 0.126 98 DR10 80 78 80 98 79 80 99 77 80 98
4 発明例 0.50 0.48 0.10 0.099 99 DR8 73 71 73 99 72 73 99 70 73 98
5 発明例 0.50 0.47 0.08 0.077 98 DR 9 76 75 76 99 76 76 99 75 76 98
6 0.60 0.57 0.06 0.057 99 DR10 80 79 80 99 80 80 99 78 80 98
7 比校例 1.80 1.69 0.10 0.087 52 DR 9 76 61 76 61 63 76 65 61 76 59
8 比較例 1.80 1.70 0.06 0.048 60 DR10 80 72 85 59 73 85 62 71 84 53
冷延鐧帯の平坦度 表面処理鋼帯の横曲がりと
定盤に置いて測定 フイルムラミの接着位置精度
摘 要 ( 麵 )
憒曲がり
耳のび 中のび 1 m当たりの 接着位 g精度 高さ 高さ 曲がり〈 mm )
発明例 0 0 0
発明例 0 0 0
発明例 0 0 0 フィ が精度良く貼られて. 発明例 0 0 0 溶接缶が高生産できた 発明例 0 0 0
発明例 0 0 0
比較例 5 8 2 溶接缶♦溶接部にフィ) があり. 比較例 7 8 1. 2 溶接ができなかった
表面処理鋼板の材黄 めっき付着量 塗装鋼板の耐蝕性 Tピール 総 合 試験はる
No 摘 要 調質度 3ピ-ス缶 2ピ-ス缶 種 全親量 金属錫量. 金属 Cr量 酸化 Cr量 糸状锗 ft蝕性 高速 接着強度 評 tt フ) 1-ティング性 缶壁の 溶接性
傷付性 (g/ra2) (g/Π)2) (mg/m2) (mg/m3) 評 価 腐食状態 (kg/10麵)
1 発明例 D 8 〇 〇 ぶりき 11.20 10.7 4 7 〇 〇 均一 〇 2.5 〇
2 発明例 DR 9 〇 〇 ぶりき 2.80■ 2.31 3 8 〇 〇 均一 〇 2.2 〇
3 発明例 DR10 〇 〇 薄錫めつき 0.56 0.41 1 8 6 O 〇 均一 〇 2.9 〇
4 発明例 DR 8 〇 〇 薄錫めつき 1.12 0.62 15 9 〇 〇 均一 0 2.8 〇
5 発明例 DR 9 〇 〇 薄錫めつき 1.68 1.68 10 1 0 〇 〇 均一 〇 2.6 〇
6 発明例 DR10 〇 〇 テインフリ- 32 7 〇 〇 均一 〇 2.6 〇
7 比校例 DR 8 X X ぶりき 2.80 2.32 0 4 X X 不均一 〇 1.8 X
8 比校例 DR10 X X ぶりき 5.60 5.10 0 3 X X 不均一 o 1.6 X
上記実施例】 8 ら、 本 明によれば、 板厚および硬さが板幅方向に均質な 極薄広幅の缶用鋼板を製造できることが確認された。 しかも、 各種 2 ピース缶法 、 3 ピース缶法において高速製缶に対応できて、 軽量缶への加工に適切な材質を 有しており、 フイ ルムラミネートして用いるコィルのような新製缶法にも適した 性能を有する缶用極薄鐧板が製造可能であることがわかった。
そしてこの鐧板は、 綱成分の適正化、 熱間圧延の連続化および幅端部の加熱、 熱間化上圧延機のペアクロスロール、 冷間圧延機のク口スロールで圧延などの採 用により、 板幅方向に均質な極薄広幅の鋼板を無理なく製造できることが明らか であ 。 産業上の利用の可能性
以上説明したように、 本発明によれば、 熱間圧延においては、 シートバー接合 による連続化， ペアクロスロールによるクラウンの平坦化およびエッジヒータに よる熱延鐧帯端部の昇温を施し， さらに場合によっては冷間圧延において、 片合 形ヮ—クロールによるクロスシフト圧延などを行うことにより、 材質とくに硬さ の均一性および板厚の均一性に優れた極薄広幅の缶用鋼板を合理的に製造できる ようになった。
また、 さらに冷間圧延後、 鐧帯の表面に N iめっきを行ない、 焼鈍で拡散させる ことにより、 Fe— N i合金層を形成すると、 材質および板厚の均一性に優れ、 凸状 すず層を有し高速シーム溶接性に優れる極薄広幅の缶用綱板を製造することがで さる。
なお、 本発明方法によれば、 連続銃造鎳片を製品幅複数分に相当する幅で銃込 み、 熱延後または冷 後または表面処理後に、 製品幅に分割することにより、 効 率よく製品を製造す ことも可能になる。

Claims

(1) 平均板厚が 0. 20mm以下、 板幅が 950mm 以上の鋼板について、 冷間圧延のまま の鐧板の板幅の 95% 上の範囲で、 板幅方向における板厚変動量が平均板厚の ± 4 %以内で り: かつ板幅方向における硬さ（HR30T) 変動量が平均硬さの土
ミ
3以内であることを特徴とする極薄鋼板。
(2) 綱の成分組成が、
の
C ： 0. 1 ％以下、 Si： 0. 03wt%以下、
Mn： 0. 05〜0. 60wt%、 P： 0. 02wt%^下、
囲
S ： 0. 02wt%以下、 A1： 0. 02〜 20wt%、
N ： 0. 015 wt%以下、 〇： 0. 01wt%J^下、
を含有し、 残部は Peおよび不可避的不純物からなる、 請求項 1に記載の極薄鐧 板。
(3) 鐧の成分組成が、
C ： 0. 1 wt%以下、 S i ： 0. 03wt%J ^下、
Mn： 0. 05〜0. 60wt%, P ： 0. 02wt%£l下、
S ： 0. 02wt%^下、 A1 ： 0. 02〜0. 20wt%、
N ： 0. 015 wt%以下、 〇 ： 0. 01wt%J ^下、
を含み、 かつ
Cu： 0. 001〜0. 5 wt%、 i： 0. 01〜0· 5 wt%、
Cr： 0. 01〜0. 5 wt%、 Mo： 0. 001〜0. 5 wt%、
Ca： 0. 005wt 下、 Nb： 0. 10wt%£l下、
T i ： 0. 20wt%J¾下及び B： 0. 005wt %以下
から選ばれるいずれか 1種または 2種以上を舍有し、残部は Peおよび不可避的 不純物からなる、 請求項 1に記載の極薄鋼板。
(4) 鋼板の少なくとも片面に表面処理層を有することを特徴とする、 請求項 1〜 3のいずれか' 1項に記載の極薄鐧板。
(5) 表面処理層が、 すずめつきまたはクロムめつきを施したものである、 請求項 に記載の極薄鋼板。
(6) 鋼片を、 粗圧延により板幅が 950 剛以上のシートバ—とし、 これを先行する シートバーと突き合わせ接合し、 かかるシートバ一の幅端部をエッジヒータに て昇温し、 次いで少なくとも 3スタンドではペアクロスロール圧延による仕上 げ連続圧延を行い、 板幅が 950 rMi£l上、 板厚が 0. 5 〜 2 、 クラウンが土 40 m以内の熱延鐧帯とし、 この熱延鐧帯をさらに冷間圧延して、 平均板厚が 0. 20 隱以下、 板幅が 950咖 以上の鐧板とすることを特徴とする、 極薄鋼板の製造方 法。
(7) 上記冷間圧延後に、 さらに連続焼鈍と調質圧延を行う、 請求項 6に記載の製 造方法。
(8) 冷間圧延は、 前段側の 1スタンド以上を、 クロス · シフト圧延することを特 徴とする、 請求項 6または 7に記載の極薄鋼板の製造方法。
(9) 板厚が 2 mm以下、 板幅が 950 mm以上、 クラウンが ± 40// m以内であることを 特徴とする、 熱延鋼板。
(10)板厚が 2 mm以下、 板幅が 950 mm以上、 クラウンが ± 40 u m以内であることを 特徵とする、 極薄鋼板用熱延綱板。
(11)鐧片を、 粗圧延により板幅が 950 mm以上のシートバーとし、 これを先行する シートバーと突き合わせ接合し、 かかるシートバーの幅端部をエツジヒータに て昇温し、 次いで少なくとも 3スタンドではべ了ク ス ール圧延による仕上 げ連続圧延を行うことを特徴とする、 熱延鋼板の製造方法。
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