(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass%で、
Ｃ：０．０１５〜０．０８％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍn：０．０５〜０．６％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％以下、
Ｎ：０．００６以下、
Ｂ：０．００３〜０．００８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとなし、熱間圧延し、酸洗においてデスケーリングし、冷間圧延して冷延鋼板となし、連続焼鈍において均熱炉板温が再結晶温度以上６６０℃以下、かつ、均熱炉出側から一次冷却開始までの時間が０．９秒以下、かつ一次冷却開始時板温が再結晶温度以上６６０℃以下、かつ一次冷却速度が１００℃／秒以上とした直後急冷を施し、次いで過時効処理炉にて板温：３００〜４５０℃かつ３０秒以上の過時効処理と二次冷却を施し、次いで圧下率：０．５〜３％の調質圧延を行うことを特徴とする軟質遅時効な容器用表面処理鋼板または薄鋼板の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の方法にて製造し、２１０℃で３０分ベーキング後の鋼板ロックウェルＴ硬さ：ＨＲ３０Ｔが４６〜６０であり、かつ圧延方向の降伏点伸び：ＹＰ−Ｅｌ値が８％以下であることを特徴とする軟質遅時効な容器用表面処理鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、連続焼鈍が施される容器用表面処理鋼板または薄鋼板の製造方法、および容器用表面処理鋼板に関する。
【０００２】
具体的には、主にぶりき、ＴＦＳなどの容器用鋼板のうち、２１０℃で３０分ベーキング後の鋼板ロックウェルＴ硬さ：ＨＲ３０Ｔが４６〜６０であり、かつ圧延方向の降伏点伸び：ＹＰ−Ｅｌ値が８％以下であることを特徴とする軟質遅時効な容器用表面処理鋼板または薄鋼板の製造方法、および容器用表面処理鋼板に関する。
【背景技術】
【０００３】
連続焼鈍は３０分前後の短時間に容器用鋼板の焼鈍が行なえる生産性の高い、かつＢＡＦ焼鈍に比べて材質バラツキが小さく、良好な鋼板形状を容易に作れる製造技術である。一方、連続焼鈍は調質度がＴ４以上の硬質鋼板に適用されることが多く、調質度Ｔ３以下の軟質鋼板にはＢＡＦ焼鈍が多用されており、いわゆる調質度による焼鈍法の使い分けが行なわれている実態がある。これは連続焼鈍により調質度Ｔ３以下の容器用表面処理鋼板を製造するには、連続焼鈍のヒートパターンに基づく焼鈍再結晶粒の微細化、固溶Ｃ、固溶Ｎの過飽和な残留という冶金的物性の解消が必要なためである。家電製品や自動車車体などに使われる深絞り成型用鋼板は調質度Ｔ３以下の容器用鋼板に相当する加工性を有しており既に連続焼鈍法による製造技術が開示されている。例えば特開平６−１７２８６９号公報、特開平７−２４２９９５号公報などである。
これらは微量Ｂ添加した深絞り用冷延鋼板の製造技術であって、連続焼鈍を施すために前工程の熱間圧延温度：高温ＦＴまたは高温ＣＴ処理により熱延鋼板物性を改善し深絞り成型性を鋼板に付与している。すなわち現状においては連続焼鈍法の改善によって調質度Ｔ３以下の容器用鋼板を製造できる技術は開示されていないと考えられてきた。
【０００４】
また、連続焼鈍法によって再結晶粒成長、固溶Ｎおよび固溶Ｃの低減に関する新たな製造技術が開示された例もある。例えば特公昭６３−５４０４８号公報や特公昭６３−１０２１３号公報などがそれに当るもので、その要旨はアルミキルド鋼を素材に熱延加熱温度を９５０〜１１００℃、かつ熱間圧延後の捲取り温度を６２０〜７１０℃に限定して固溶Ｎ量を１０ｐｐｍ以下に抑え、その後の連続焼鈍温度を６５０〜７１０℃に高めにとって粒成長を図り、焼鈍後の過時効処理温度を３００〜５００℃に限定することで固溶Ｃ量低減を図り、さらに微量残留した固溶Ｎと固溶Ｃによる時効性劣化を調質圧延条件（ロール径または圧延力）の最適化によって解消できるとしたものである。
【０００５】
すなわち、軟質連続焼鈍鋼板に関する冶金的な課題はすでに開示された複数の製造技術によって解消されているはずであるが、いまだ連続焼鈍法がＢＡＦ焼鈍法に置き換わった事実はない。本発明者は完成されたはずの新たな連続焼鈍技術がなぜＢＡＦ焼鈍に置き換わらないかを再考し、ひとつの大きな課題が残されたままであることに気づいた。すなわち連続焼鈍ラインの処理速度が誕生以来営々として高速化されてきたことによって、その負の側面として製造可能なサイズに制約が生まれている点である。高速化は連続焼鈍ラインのＢＡＦ焼鈍に対する優位性を高めるものであり、生産性および生産効率の向上は新たな連続焼鈍ライン建設時につねに要求されたものである。
【０００６】
一方、このような高速高効率生産ラインは長大な炉を必要とするためライン規模が大になるほど炉内での鋼板張力制御が困難になることも自明であった。この張力制御の不都合は、張力低下による炉内蛇行や冷却時の冷却しぼり（クーリングバックル）、あるいは高温の加熱、均熱時の加熱絞り（ヒートバックル）などに現れる。この不具合の解消に当たって炉内ブライドルロールの設置やハースロールのプロフィル改善などが必要に応じて行なわれており蛇行は改善した。一方、高温を必要とする軟質連続焼鈍鋼板の製造では依然としてヒートバックルやクーリングバックル発生懸念があり高速長大な連続焼鈍ラインの弱点となっている。すなわち均熱温度を上げるほどヒートバックルが生じやすくなり、さらに高温焼鈍、高速通板ほど強い冷却となってクーリングバックル発生を助長し、加えて鋼板サイズの薄手、幅広化の進展もあって、安定した炉内環境を維持することは難しくなっているのである。これが軟質な連続焼鈍材の生産サイズを制約し、さらにはＢＡＦ焼鈍法をなくせない現状を作っていると本発明者は考えた。
【特許文献１】特開平６−１７２８６９号公報
【特許文献２】特開平７−２４２９９５号公報
【特許文献３】特公昭６３−５４０４８号公報
【特許文献４】特公昭６３−１０２１３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記のように軟質遅時効な容器用表面処理鋼板の製造に常套的に用いられる高温焼鈍を低温焼鈍に見直すことによって鋼板の高温強度アップを図り、薄手、広幅材の炉内絞りを回避し、かつ低温焼鈍であってもロックウェルＴ硬さ：ＨＲ３０Ｔが４６〜６０の軟質な容器用表面処理鋼板または薄鋼板が製造できる新たな連続焼鈍操業技術を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は上記の課題を解決するために創案されたものであって、図１、表１に示す連続焼鈍の処理条件において、加熱、均熱、一次急冷、過時効処理、二次急冷からなる工程のなかで均熱炉の板温度および均熱炉出側から一次急冷までの時間に着目し開発されたものである。
【０００９】
【表１】
0004630221.tif 000002
一般に均熱炉の板温度が低温であるほど炉内絞りが出難いとの経験則が知られている。本発明者は低炭素アルミキルド鋼板の連続焼鈍炉内における軟化挙動を確認し、この経験則を定量化する目的で表２に示す成分の熱間圧延材を条取りし試験片とし、高温強度調査を行なった。
【００１０】
【表２】
0004630221.tif 000003
試験機は島津製作所製のインストロン型引張試験機で、試験片を円筒型電気炉で囲み冶具とともに再結晶温度域の６００℃から高温焼鈍に相当する７５０℃まで加熱した。加熱温度は試験片平行部の3箇所に取付けた熱電対により約±５℃に制御し、目標温度で２０分保定後、引張速度（歪み速度）５００ｍｍ／分で荷重を加えた。試験装置の主要部を図２に示し、測定した応力歪み曲線から連続焼鈍ライン通板時に鋼板が受ける歪みと同程度と考えられる０．５％歪み耐力を高温強度として求めた。その結果を図３に示す。この図より均熱温度６６０℃以下であれば鋼板強度は高めに維持されており、その強度は再結晶温度から６６０℃までほぼ同等であり、ヒートバックルへの抵抗性および冷却時の強度変化も少ないことからクーリングバックルに対する抵抗性もあることが推察される。すなわち低炭素アルミキルド鋼板において均熱温度６６０℃以下で焼鈍すれば連続焼鈍時の通板安定性は確保できるとの知見が得られた。
【００１１】
一方、このように均熱温度が低温になると平衡的に固溶されるＣ量が少なくなり、一次冷却後の過時効処理において粒内炭化物を析出させる駆動力を弱めて固溶Ｃ減少が進まなくなる恐れがあった。本発明者は過時効処理に先立つ一次冷却開始の最適条件：板温、冷却開始までの時間について表３に示す冷延鋼板を供試材に検討した。連続焼鈍条件は均熱板温：６９０〜７００℃、均熱出から一次冷却開始までの時間を1秒未満と1秒以上とし、一次冷却開始板温：５００〜７００℃、一次冷却速度：１００〜１２０℃／秒、一次冷却終了板温：３９０〜４０５℃、過時効処理板温：３９０〜４１０℃、過時効処理時間：６０秒以上として二次冷却し常温の焼鈍鋼板を得た。一次冷却後の過時効処理において粒内炭化物を析出させる駆動力の強さは焼鈍後の鋼板に残る固溶Ｃ量で判断することにし、その測定を逆さ吊りねじり振り子型内部摩擦測定装置によって行った。内部摩擦係数ピーク値は固溶Ｃ量に比例するので固溶量の絶対値を比例係数から定量することができる。
【００１２】
【表３】
0004630221.tif 000004
なお供試鋼板は微量Ｂが添加されており固溶Ｎは熱延時にほぼ析出していると考えられたため測定値は全て固溶Ｃ量として整理した。その結果を図４に示す。板温６９０〜７００℃の高温焼鈍であっても均熱出から一次冷却開始までの時間が１秒以上経過すると一次冷却開始温度が下がり、焼鈍後鋼板の固溶Ｃ残留量は多くなる。これは均熱処理時に溶解しマトリックス中に過飽和となった固溶Ｃが一次冷却までの待ち時間に析出、減少した結果、過時効処理での炭化物析出に働く駆動力を減じた結果と考えられる。また一次冷却開始温度が６２０℃以上あれば過時効処理による炭化物析出が効率よく進められる知見も得られた。これは均熱板温が６２０℃の低温であっても固溶Ｃが低減できる可能性を示すものと考えられる。
【００１３】
すなわち、均熱板温を６２０℃以上として一次急冷までの時間を１秒未満に短縮（以後、直後急冷と略す）し、一次冷却開始板温が６２０℃以上に維持できれば低温焼鈍であっても高温焼鈍なみに固溶Ｃ量低減が可能になるとの知見が本発明によって見出された。前述の実験に続き表６、表７、表８に示す６２０〜６６０℃低温焼鈍実験により得られた結果として、均熱炉出側から一次急冷開始までの時間が０．９秒以下であればほぼ均熱板温を維持したまま直後急冷となって一次冷却後に粒内炭化物の生成に起因すると考えられる過時効処理での固溶Ｃ析出が十分に行なわれることを確認した。
【００１４】
加えて鋼板に微量のＢを添加した低炭素アルミキルド鋼を素材とすることで熱延での処理温度が広く選択でき、かつ軽度の調質圧延率によってロックウェルＴ硬さ（ＨＲ３０Ｔ）：４６〜６０の広い範囲で容器用表面処理鋼板が遅時効特性を有して製造できることも見出された。Ｂ添加の主たる目的は熱間圧延（熱延）中にＢＮ析出物を作ることにあり、これによって固溶Ｎを効果的に固定することが可能である。しかも熱延でのＢＮ析出によって低温焼鈍であってもフェライト粒が成長しやすくなるため軟質化と遅時効化が進む利点もある。一方、Ｂ添加は固溶Ｃの固定には無力なため固溶Ｃによる調質圧延後の歪み時効抑制には過時効処理が必須である。前述の直後急冷の適用により低温焼鈍でも粒内炭化物が生成されるため過時効処理効率が落ちることなしに固溶Ｃ低減を進められる。
【００１５】
本発明はこのような新たな実験知見を組合せることによって得られたものであって、その要旨は以下の通りである。
（１）mass%で、
Ｃ：０．０１５〜０．０８％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍn：０．０５〜０．６％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％以下、
Ｎ：０．００６以下、
Ｂ：０．００３〜０．００８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとなし、熱間圧延し、酸洗においてデスケーリングし、冷間圧延して冷延鋼板となし、連続焼鈍において均熱炉板温が再結晶温度以上６６０℃以下、かつ、均熱炉出側から一次冷却開始までの時間が０．９秒以下、かつ一次冷却開始時板温が再結晶温度以上６６０℃以下、かつ一次冷却速度が１００℃／秒以上とした直後急冷を施し、次いで過時効処理炉にて板温：３００〜４５０℃かつ３０秒以上の過時効処理と二次冷却を施し、次いで圧下率：０．５〜３％の調質圧延を行うことを特徴とする軟質遅時効な容器用表面処理鋼板または薄鋼板の製造方法。
（２）（１）に記載の方法にて製造し、２１０℃で３０分ベーキング後の鋼板ロックウェルＴ硬さ：ＨＲ３０Ｔが４６〜６０であり、かつ圧延方向の降伏点伸び：ＹＰ−Ｅｌ値が８％以下であることを特徴とする軟質遅時効な容器用表面処理鋼板。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の製造方法を適用した低炭素アルミキルド鋼板は固溶Ｃ、固溶Ｎによる歪み時効が小さく、メルト時効のあるぶりき、あるいはフィルムを高温で密着するプレコート鋼板のような加熱処理後に缶体成型される用途においても現行の高温連続焼鈍材同等に遅時効性があり、軟質特性によって美麗な缶体製造が可能であり、かつ板厚０．２０ｍｍ以下、板幅９００ｍｍ以上の薄手幅広鋼板であっても連続焼鈍炉内でヒートバックル、クーリングバックルを発生することなく安定した生産性を提供できるなど、産業上有用な優れた効果を奏する技術である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
下記に本発明に関する個々の製造因子について詳細説明する。
【００１８】
本発明の鋼板は転炉、電気炉など通常の溶解炉で溶製された溶鋼から連続鋳造をへてスラブとなしたものを使用する。スラブの熱間圧延は鋳造後すぐに施すＤＲ熱延、あるいは一旦冷却して熱延加熱炉で再加熱した後にＣＣＲ熱延のどちらを選択しても可であり様式は問わない。スラブの成分はmass%においてＣ：０．０１５〜０．０８％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍn：０．０５〜０．６％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０．００３〜０．００８％を含有し、残部は不可避的不純物およびＦｅから構成されたものであって、特に微量Ｂ添加は本発明の重要な成分要素である。スラブ成分を限定した理由を以下に詳述する。Ｃは低いほど軟質化する傾向にあるが、特異的に０．０１５％未満の量で連続焼鈍後に固溶Ｃが残存しやすくなりマトリックスを硬質化するため下限を０．０１５％とする。一方、その量が多いほど連続焼鈍を施した場合にマトリックスの強度増加と結晶粒の微細化が進むため過剰な含有を避けなければならず上限を０．０８％とした。Ｓｉもマトリックスの強度増加と結晶粒の微細化の原因となるほか、鋼板表面に濃化してメッキ性を害するので過剰な含有を避けなければならず上限を０．０５％とした。Ｍｎは不可避的に混入するＳが誘発する熱間圧延時の割れを防止するために０．０５％以上含有させなければならない。
【００１９】
一方、過剰な含有は硬質化の原因となるので上限を０．６％とした。Ｐは結晶粒を細粒化し鋼板強度を上げる元素であり、かつ粒界に偏析して耐食性を劣化させるので上限を０．０４％とした。ＳはＭｎのところで述べたように熱間圧延時の割れ起因となるので上限を０．０２％として、その量はＭｎ量下限より少なくすることで全てのＳがＭｎＳになる量バランスに抑える。ｓｏｌ．Ａｌは後述するＢ量との関係においてその量は少ないほど本発明の目的にかなうものである。即ち製鋼において脱酸剤として溶鋼に添加されスラグとして除かれる量に初期添加量を制限することが極めて望ましく、従ってｓｏｌ．Ａｌの下限は設けない。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．０４％超になると熱延コイルの窒化物析出に偏りや析出物量減が生じて強度、延性などのばらつきが大きくなるため上限を０．０４％とした。ＮはＡｌと窒化物を形成して材質ばらつきを起こす原因となるほか、過剰に添加すると固溶Ｎの形でＮ時効を生じるので上限を０．００６％とする。Ｂは本発明の重要なポイントのひとつであってＡｌ同様に窒化物を作る元素である。一方、その作用はＡｌ量およびＮ量に大きく影響されるためｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％以下かつＮ：０．００６％以下の条件で使用しなければ本発明の遅時効効果が期待できないものである。
【００２０】
以下にＢの有用性を引き出す条件につきその詳細を述べる。
（１）Ｂの活用による窒化物形成に、鋼中のｓｏｌ．Ａｌは有害である。図５はそれを示      したもので、供試材は表４にあるＢ／Nで０．８〜１．０のＢを微量添加した低炭      素アルミキルド鋼をつかい、熱間圧延において加熱温度：１１８０〜１２５０℃、      仕上温度：８７０〜８９５℃、捲取温度：６００〜６８０℃で圧延し、酸洗、冷延      後、連続焼鈍において均熱板温：６５０〜７００℃で再結晶焼鈍した鋼板の知見で      ある。Ａｌが０．０４％以上添加された鋼板の場合、窒化物中に占めるＢＮの比率      が減少しＢＮが析出し難くなって窒化物全体の析出量も減少している状況にある。      
【００２１】
これはＡｌが多くなると固溶Ｎが残り、Ｎ時効が生じやすくなることを示している      。すなわち効果的な固溶Ｎ析出にはＡｌとＢの併用は有害であってＢ単独による窒      化物生成が極めて望ましいことを示したものである。
【００２２】
【表４】
0004630221.tif 000005
（２）Ｂの活用による窒化物形成にはＮ低減（０．００６％以下）が望ましい。表５に示      すＮ添加量の異なる２つの供試材を均熱板温：６６０℃で連続焼鈍を施し、低炭素      アルミキルド鋼の降伏強度に及ぼすＢ添加量効果を調査した結果を図６に示す。化      学量論的に全ＮをＢＮとする組成比であるＢ／Ｎ＝０．８が最も強度を低下させて      おり、Ｂ添加されていないか、Ｂ添加が少ない場合、つまりＢＮの化学量論的組成      比０．８未満の場合には不完全なＮ固定によると推察される強度増加が認められ、      一方、Ｂ／Ｎ：０．８超になると過剰なＢによると推察される強度増加がある。こ      の材質変化はＮ量との相互作用で生じていると考えられ、Ｎが多い場合には顕著だ      が少ないと材質変化はゆるやかになる傾向が認められた。特にＮ：０．００６％以      下になるとＢ／Ｎ＝０．８のみにあった軟化点がＢ／Ｎ：０．５〜２．０に広がり      軟化範囲となって存在するようになる。この軟化範囲は固溶Ｎが少なく歪み時効を      弱める範囲でもある。この軟化範囲の発見はＮ量を低く抑え難い現状の冷延鋼板製      造技術にとって極めて有用な知見である。
【００２３】
【表５】
0004630221.tif 000006
Ｂ量上限はこの知見に基づき０．００３％（＝Ｂ／Ｎ：０．５）から０．０１２％（＝Ｂ／Ｎ：２．０）まで選択できるがＢ添加は合金コストアップを伴うので工業生産的な運用にはＢ／Ｎ：０．５〜１．３の範囲、即ち０．００３〜０．００８％が好ましい。一方、Ｂ下限はＢ／Ｎ：０．５によって定められるがその量が０．００３％未満になると効果が消失するので０．００３％を下限とした。
＜熱延鋼板の熱延条件＞
ＡｌＮの析出を抑制しＢＮ析出による全Ｎの固定を熱延の操業条件の狙いとする。熱延加熱温度はＭｎＳ析出物を微細多量に分散させ、かつ熱延仕上げ出口温度をＡｒ３変態点以上に維持できることが望ましいので１１００℃より高めとする。仕上げ出口温度がＡｒ３点以上においてはＢＮ析出がＡｌＮ析出に優先し、かつ高温での析出となって熱延板固溶Ｎはほとんどが窒化物として析出するためである。捲取り温度は５００〜７２０℃の範囲を選択できる。５００〜６５０℃の低温捲取りでは熱延コイルの温度バラツキが小さいことで均一材質を得やすいが、その温度が５００℃未満になると捲取り後の自己焼鈍効果が不十分となって冷間圧延性を阻害するため下限を５００℃とする。一方、高温の６５０超〜７２０℃捲取りではスキャベンジング効果によって焼鈍時の均一な粒成長が期待できる利点はあるが、加工性に有害なオーステナイト粒の生じさせないためには上限温度を７２０℃にする必要がある。さらに高温捲取りの弊害とされる材質バラツキはＢ添加により解消される。これは温度管理が厳密な熱間圧延時、即ちＡｒ３変態点以上の温度域でほとんどの固溶ＮがＢＮとして析出してしまうため、その後の捲取り工程で仮に温度バラツキがあってもＢＮ、ＡｌＮの析出がなく、材質バラツキが生じないことによる。５００〜７２０℃の低温〜高温捲取りで鋼板材質の均質性を維持できることはＢ添加鋼の有用な冶金効果である。
＜冷間圧延条件＞
連続焼鈍で再結晶後に均質整粒組織が安定して得られる圧延率を適用する。圧延率は低いほど再結晶組織を構成する結晶粒を粗大かつ混粒にする。従って８５％以上で、かつ冷間圧延機能力上限に相当する９５％以下を適用することが望ましい。
＜連続焼鈍条件＞
安定した炉内通板性を確保するには低温焼鈍が望ましいがコイル全体を再結晶させる温度以上で焼鈍しなければならない。微量Ｂ添加の低炭素アルミキルド鋼を冷延率８５％以上で冷間圧延した場合の再結晶温度は６２０℃であった。したがって焼鈍温度、特に均熱炉出側の鋼板温度は６２０℃以上でなければならない。一方、連続焼鈍温度が高くなるほど鋼板の高温強度が低下し薄手、幅広サイズほど炉内絞りが発生しやすくなる。したがって薄手、幅広な鋼板サイズを安定して通板する温度上限は６２０℃に近いほど望ましいが連続焼鈍操業上の加減速や鋼板サイズ構成などにより鋼板温度バラツキが最大４０℃変化すると見込まれるため均熱炉出側の鋼板温度上限を６６０℃と定めた。
【００２４】
なお本発明方法における均熱時間は特に規定する必要はないが１０秒〜５分間程度である。軟質、遅時効な特性を鋼板に与えるには過時効処理によって固溶Ｃを低減することが重要である。これには均熱炉出側から一次冷却開始までの時間を極力短くすることが望ましく、６６０℃以下の低温焼鈍ではこの時間を０．９秒以下とすることで均熱炉出側の固溶Ｃ過飽和状態を損なうことなく一次冷却処理に入れる。１００℃／秒以上の冷却速度で過時効処理温度まで直後急冷を施し３００〜４５０℃の鋼板板温で３０秒以上過時効処理した鋼板の時効性は高温焼鈍処理材に劣らない特性を有している。直後急冷するのは再結晶粒内に炭化物を多数析出させて固溶Ｃ低減を図るためだけでなく、付帯効果として再結晶粒内の炭化物が調質圧延時に転位発生源となって遅時効化を進めることも意図している。過時効処理温度が低温になると固溶Ｃの析出に長時間を要するようになるので下限を３００℃とする。一方、その温度が高温になると平衡的に固溶されるＣ量が多いので上限を４５０℃とする。この過時効温度域の保定時間は３０秒以上あることが望ましい。これらの本発明に関する低温焼鈍条件は、そのサイズが板厚０．２０ｍｍ以下かつ板幅９００ｍｍ以上であるときに最も効果が発揮される。
＜調質圧延条件＞
調質圧延は乾式調質圧延を０．５〜３％施すことで２１０℃で３０分ベーキング後のロックウェルＴ硬さ（ＨＲ３０Ｔ）：４６〜６０を鋼板に付与することができる。本発明において歪み時効性はストレッチャーストレインを発生させるため有害である。したがって固溶Ｎ、固溶Ｃは調圧で導入された転位に固着させて無害化することが望ましい。この時効抑制効果は圧下率が０．５％未満では無力となるので下限を０．５％とする。一方、乾式調圧、いわゆるスキンパス圧延の圧下率は２スタンドタンデム方式では３％以上とれない制約があるためこれを上限とする。前述の過時効処理条件と調質圧延を併用することで製缶加工時に施される最も過酷な塗装焼付け条件である２１０℃で３０分ベーキング後の鋼板ＹＰ−Ｅｌ値は８％以下にすることができる。
＜鋼板の表面処理条件＞
表面処理の代表的鋼板は錫めっき鋼板であるが安価なＴＦＳ鋼板などにも本発明の鋼板は適用可能である。さらにはＴＦＳ鋼板にプラスチックフィルムを１８０〜２８０℃で圧着したポリエチレンテレフタレート、ポリブチレンテレフタレートなどのポリエステル樹脂を主成分とした単層もしくは複層のフィルムを用いた鋼板にも適用することができる。好ましくはプラスチックの厚みを５〜５０μｍとし、鋼板との接着にエポキシ樹脂などの接着剤を使用してもよい。
【実施例】
【００２５】
表６に示す成分の鋼スラブを表７に示す熱間圧延および連続焼鈍条件により表面処理原板となし、特に連続焼鈍ラインにおいて炉内絞り状況を確認し、その後、表面処理鋼板を製造した。次いで容器用表面処理鋼板として最も厳しいと考えられる塗装焼き付け条件である２１０℃で３０分のベーキング処理を鋼板に施し、その時効後硬さ（ＨＲ３０Ｔ）および時効後ＹＰ−Ｅｌ値を調査して表８に記載した。この結果から明らかなように本発明によると低温焼鈍６２０〜６６０℃において従来高温焼鈍材相当の硬さおよびＹＰ−Ｅl値が得られており、かつ炉内通板が容易となるなど、本発明の効果が確認された。
【００２６】
【表６】
0004630221.tif 000007
【００２７】
【表７】
0004630221.tif 000008
【００２８】
【表８】
0004630221.tif 000009
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】本発明における連続焼鈍の処理条件を例示する図である。
【図２】本発明の実施例に用いた試験装置の主要部を示す図である。
【図３】本発明の鋼板の０．５％歪み耐力を高温強度として求めた結果を示す図である。
【図４】本発明の鋼板の固溶Ｃ量の測定結果を示す図である。
【図５】本発明におけるＢの活用による窒化物形成と鋼中のｓｏｌ．Ａｌとの関係を示す図である。
【図６】本発明の低炭素アルミキルド鋼板の降伏強度に及ぼすＢ添加量効果を調査した結果を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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