(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量百分率で
Ｃ：0.0010〜0.0020％、
Si：0.04％以下、
Mn：0.1 〜0.5 ％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.005％以下、
Ｎ：0.005 ％以下、
Al：0.01〜0.05％、
Nb：0.010 〜0.012 ％
を含有し、かつＣおよびNbが次式
（Ｃ％−12／93・Nb％）≦0.0005％
の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、均質性および成形加工後の表面外観に優れた極低炭素冷延鋼板。
【請求項２】
質量百分率で
Ｃ：0.0010〜0.0020％、
Si：0.04％以下、
Mn：0.1 〜0.5 ％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.005％以下、
Ｎ：0.005 ％以下、
Al：0.01〜0.05％、
Nb：0.010 〜0.012 ％
を含有し、かつＣおよびNbが次式
（Ｃ％−12／93・Nb％）≦0.0005％
の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、熱間圧延後、 600〜800 ℃の温度で巻取り、ついで圧下率：80％以上の冷間圧延を施したのち、再結晶温度以上、 800℃以下の温度で連続焼鈍を施すことを特徴とする、均質性および成形加工後の表面外観に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、食缶、飲料缶のような缶容器用のぶりき原板および表面処理鋼板用の原板として好適な、均質性および成形加工後の表面外観に優れた極低炭素冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
食缶や飲料缶等の缶容器用鋼板は、缶コストの低減のため、板厚を薄肉化する傾向にある。しかしながら、板厚を薄くすると、それに伴って缶強度が低下するため、従来は、例えば結晶粒径を小さくするなどして硬質化することにより、強度の向上を図っていた。
【０００３】
しかしながら、材質を硬質化させると、冷間圧延や調質圧延の際における加工性および製缶時における深絞り性を劣化させることになる。
また、缶胴部の被加工材は、缶胴に成形後、天蓋を取り付けるためのフランジ加工を行うが、この際いわゆるフランジ割れが発生する場合があった。
このため、上記のような加工性の劣化を招くことのない材料の開発が望まれていた。
【０００４】
上記のような加工性の良好な缶容器用鋼板として、例えば発明者らは、先に、Nb添加極低炭素鋼をベースとする２ピース缶用鋼板を開発し、特開平８−92695号公報において開示した。
この鋼板の開発により、圧延時や製缶時における加工性の劣化を招くことなしに、板厚の薄肉化に伴う缶強度不足を効果的に補償することができるようになった。
【０００５】
しかしながら、このようなNb添加極低炭素鋼材を、工業的規模で実際に製造した場合に、コイル長手方向における材質のバラツキ、具体的にはコイルの先端部および後端部における硬度が中央部よりも高くなるバラツキが、しばしば観察された。
このような硬度の高い部位は、上述したような弊害を招くので切り捨てざるを得ず、その分歩留りの大幅な低下を招く。また、このような鋼材では、素材の降伏点伸びに起因して、製缶後の容器の外観が不良となることもあった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、工業的規模での製造に際してもコイル長手方向における硬度のバラツキがなく、また成形後の表面外観にも優れた缶容器用の極低炭素冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、まず材質バラツキの発生原因について調査したところ、次の知見を得た。
すなわち、図１に示すように、ホットコイルの先端部（LE）および後端部（TE）は、中央部（Middle）に比べて、熱延コイル巻取り後の冷却速度が速いことから、その冷却過程でNbＣが十分には析出・粗大化せず、また固溶Ｃも残存するため、冷延圧延後の焼鈍時に残りのＣが微細なNbＣとして析出する。
この点、ホットコイルの中央部（Middle）は、熱延コイル巻取り後の冷却速度が遅いこともあって、その冷却過程でNbＣが十分に析出・粗大化し、固溶Ｃもほとんど残存しないため、冷延圧延後の焼鈍時に新たに微細なNbＣが析出することはない。
【０００８】
上述したように、微細なNbＣが析出したコイル先端部および後端部は、再結晶温度が上昇するため、図２に示すように、焼鈍条件によっては先端部および後端部が再結晶せず、いわゆる「生焼け」の状態となり、その結果として、先端部および後端部の方が中央部に比べて硬くなる。
また、焼鈍温度を、コイル先端部および後端部で再結晶が終了する温度以上としても、再結晶終了温度の低いコイルの中央部とコイルの先後端部とでは、粒成長等が大きく異なるため、材質のバラツキが大きくなる。
【０００９】
そこで、次に、発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
(1) 上記のようなコイル先後端部におけるNbＣの微細析出を防止するためには、成分系の厳密な管理が必要で、特にNbについては 0.010〜0.012 mass％という狭い範囲に制限する必要がある。
【００１０】
(2) Nbを上記の狭い範囲に制限した場合には、降伏点伸びが大きくなって、成形加工後の表面外観が劣化する場合があるが、この点については鋼中Ｃ量をNb量との兼ね合いで適切な範囲に制御することによって解決できる。
図３に、１〜２％の調質圧延後、時効処理（210 ℃, 20分）を行った後の降伏点伸び（Y.el）に及ぼす、鋼中のＣおよびNb（Ｃ当量）の影響について調べた結果を示すが、同図に示したとおり、（Ｃ％−12／93・Nb％）を0.0005％以下に制限することによって、加工後の降伏点伸びを格段に軽減することができる。なお、時効処理後の降伏点伸びが１％以下であれば、製缶後の表面外観は全く問題ない。
【００１１】
(3) さらに、製造工程中、特に熱間圧延後の巻取り温度を高めに設定することが、NbＣの微細析出防止に一層効果的である。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１２】
すなわち、この発明は、質量百分率で
Ｃ：0.0010〜0.0020％、
Si：0.04％以下、
Mn：0.1 〜0.5 ％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.005％以下、
Ｎ：0.005 ％以下、
Al：0.01〜0.05％、
Nb：0.010 〜0.012 ％
を含有し、かつＣおよびNbが次式
（Ｃ％−12／93・Nb％）≦0.0005％
の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、均質性および成形加工後の表面外観に優れた極低炭素冷延鋼板である。
【００１３】
また、この発明は、質量百分率で
Ｃ：0.0010〜0.0020％、
Si：0.04％以下、
Mn：0.1 〜0.5 ％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.005％以下、
Ｎ：0.005 ％以下、
Al：0.01〜0.05％、
Nb：0.010 〜0.012 ％
を含有し、かつＣおよびNbが次式
（Ｃ％−12／93・Nb％）≦0.0005％
の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、熱間圧延後、 600〜800 ℃の温度で巻取り、ついで圧下率：80％以上の冷間圧延を施したのち、再結晶温度以上、 800℃以下の温度で連続焼鈍を施すことを特徴とする、均質性および成形加工後の表面外観に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
まず、この発明において鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下に示す化学組成の％表示は全て質量百分率である。
Ｃ：0.0010〜0.0020％
Ｃは、この発明における重要成分の一つである。Ｃ量が増大すると、それに伴って固溶Ｃ量も増大し、前掲図３に示したように降伏点伸びが大きくなり、表面荒れが発生する。この問題を防止するには、固溶Ｃの固定化元素であるNb量を増加させれば良いのであるが、後述するとおり、この発明では、材質のバラツキ防止の観点からNb量を所定の狭い範囲に制限しなければならず、従ってＣ量についても厳密に制御する必要がある。ここに、Ｃ量が0.0020％を超えると上述した降伏点伸びに起因した表面荒れが発生するので、Ｃ量の上限は0.0020％とする。一方、Ｃ量が0.0010％を下回ると結晶粒の粗大化による製品外観への悪影響が懸念されるので、下限は0.0010％に定めた。
【００１５】
Si：0.04％以下
Siは、多量に含有されると鋼が著しく硬質化するだけでなく、表面処理時の酸化量が多くなり、長時間の加熱によってめっき層が剥離する等の問題が生じるため、Siは0.04％以下で含有させるものとした。
【００１６】
Mn：0.1 〜0.5 ％
Mnは、Ｓによる熱間脆性割れを防止するのに有効な元素であり、鋼中Ｓ量に応じて含有させる必要がある。しかしながら、多量に含有させると鋼板が硬質化し、延性の著しい低下を招くので、Mnは 0.1〜0.5 ％の範囲で含有させるものとした。より、好ましくは 0.2〜0.4 ％である。
【００１７】
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、鋼を著しく硬質化させ、製缶時の深絞り性やフランジ加工性を劣化させるだけでなく、耐食性を著しく阻害するので、0.02％以下に制限した。
【００１８】
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、鋼板の延性を減少させ、脆性や耐食性の劣化を招く元素であるので、その混入は極力低減することが好ましいが、0.005％以下で許容される。
【００１９】
Al：0.01〜0.05％
Alは、固溶ＮをAlＮとして析出・固定するのに必要な元素であり、製缶時における深絞り性およびフランジ加工性を良好にするには、少なくとも0.01％以上の含有が必要であるが、過剰に添加するとコストの上昇を招くだけでなく、介在物の増大により製缶時にフランジ加工性が劣化するので、Al量は0.01〜0.05％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｎ：0.005 ％以下
Ｎは、固溶状態で存在すると鋼板を硬質化させ、製缶時における深絞り性およびフランジ加工性を劣化させるので、0.005 ％以下に限定した。
【００２１】
Nb：0.010 〜0.012 ％、（Ｃ％−12／93・Nb％）≦0.0005％
Nbは、この発明において、その含有量を厳密に制御すべき重要な元素である。すなわち、Nbは、缶用鋼板の重要な特性である深絞り性（ｒ値）および特に２ピース缶用素材で重視されるｒ値の面内異方性を改善する有用元素であるが、前述したとおり、冷延後の連続焼鈍においてコイル先後端部にNbＣが微細に析出すると材質のバラツキを生じる。ここに、含有量が 0.010％に満たないと、巻取り時のNbＣの析出が遅くなるためと考えられるが、材質のバラツキが大きくなる。一方 0.012％を超えるとコイル先後端部におけるNbＣの微細析出が懸念されるので、Nbは 0.010〜0.012 ％の範囲に限定した。
また、Nbは、固溶Ｃの固定化にも有効に寄与し、前掲図３に示したように、両者が次式、（Ｃ％−12／93・Nb％）≦0.0005％の関係を満足する範囲に制御することによって、固溶Ｃに起因した降伏点伸びの発生ひいては成形加工後の表面外観の劣化を効果的に防止することができる。
【００２２】
なお、固溶Ｃの固定元素としては、上記したNbの他、Tiなども考えられるが、Tiを添加した場合、比較的大きな介在物が形成され、製缶時におけるフランジ割れの発生が懸念されるので、この発明ではTiを含有させることはない。
【００２３】
次に、この発明に従う製造方法について説明する。
スラブ加熱温度：1150〜1300℃
スラブ加熱温度が、1150℃に満たないと、熱間圧延において十分に高い仕上げ温度を確保することが難しく、一方1300℃を超えると、最終的に鋼板の表面性状が劣化するので、スラブ加熱温度は1150〜1300℃程度とすることが好ましい。
【００２４】
熱間圧延時の仕上げ温度（FDT)：880 ℃以上
熱間圧延時における仕上げ温度が、880 ℃に満たないと、熱間圧延性が劣化することがあるので、仕上げ温度は 880℃以上とすることが好ましい。より好ましくは 930℃以上である。
【００２５】
巻取り温度：600 〜800 ℃
巻取り温度が低すぎると、熱延板の形状が劣化し、次工程の酸洗、冷間圧延に支障をきたすだけでなく、熱延コイル先後端部の冷却速度が速くなって固溶Ｃが残存する結果、冷延圧延後の焼鈍時に微細なNbＣが析出し、特にコイル先後端部において材質のバラツキが生じる。
そこで、この発明では、できるだけ高い温度すなわち 600℃以上の温度で巻取るものとした。しかしながら  巻取り温度が 800℃を超えると、熱延コイル中にカーバイドが凝集した組織が形成され、これが鋼板の耐食性に悪影響を与えるだけでなく、鋼板表面に生じるスケール厚の増大に伴い、酸洗工程で十分なスケール除去が困難となるので、巻取り温度の上限は 800℃とした。
【００２６】
冷間圧延時の圧下率：80％以上
冷間圧延時における圧下率が、80％に満たないと、十分な深絞り性が得られないので、圧下率の下限を80％とした。なお、この発明のように極低炭素鋼を素材とした鋼板で、その面内異方性を小さくするためには、圧下率は85〜95％とすることが好ましい。
【００２７】
焼鈍温度：再結晶温度以上、 800℃以下
連続焼鈍時の焼鈍温度は、少なくとも再結晶温度以上とする必要がある。
通常、Nbを添加した鋼を素材とすると、前述したように、コイル長手方向端部で再結晶終了温度が極端に高くなる傾向にあるが、この発明では、極めて厳密に成分を調整しているので、コイル長手方向での再結晶終了温度差が小さく、コイル全長にわたって再結晶温度以上の焼鈍温度を確保し易い。
しかしながら、再結晶温度があまりに高くなると、連続焼鈍時にヒートバックルや板破断等の欠陥を生じる危険性が増大するだけでなく、表面濃化の増大などによって表面処理性の劣化を招くので、その上限は 800℃とした。より好ましくは 780℃以下である。
【００２８】
調質圧延の圧下率：0.5 〜10.0％
焼鈍後には、形状調整等の目的で 0.5〜3.0 ％程度の調質圧延を施すことが好ましい。また、この種鋼板は、各用途に応じた調質度を、圧下率を制御することによって得ることができるが、圧下率が10.0％を超えると鋼板が著しく硬質化し、十分の製缶加工性およびフランジ加工性が得られなくなるので、調質圧延における圧下率は 0.5〜10.0％程度とすることが好ましい。
【００２９】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、1200℃に加熱後、表２に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍および調質圧延を施して製品とした。
かくして得られた極低炭素鋼板のコイル先端部（先端から５ｍの位置）、コイル中央部およびコイル後端部（後端から５ｍの位置）の板幅中央部から試験片を採取し、組織観察、機械的性質（硬さ（HR30T)、ｒ値、Δｒおよび材質のバラツキ）および表面外観について調べた結果を表３に示す。
【００３０】
なお、ここで、材質のバラツキとは、コイル先端部、中央部、後端部で調査した値の最大値と最小値の差を意味し、表３に硬さのバラツキを示した。
また、採取した試験片の板厚断面の組織観察は、光学顕微鏡によって行い、再結晶が終了しているかどうかを判定した。
さらに、ｒ値、Δｒは、次式により定義される平均ｒ値およびｒ値の面内異方性である。
ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４
Δｒ＝（ｒL −２ｒD ＋ｒC ）／２
ただし、ｒL , ｒD , ｒC はそれぞれ、鋼板の圧延方向（ｒL ）、圧延方向に対して45°方向（ｒD ）、圧延方向に対して90°方向（ｒC ）のｒ値（ランクフォード値）を表す。
また、製缶後の表面外観不良は降伏点伸び（Y.el）に起因するので、Y.elで評価するものとし、時効処理後、この値が１％以下であれば、缶とした時の表面外観は良好といえる。降伏点伸びに関しては、JIS 5 号の引張り試験片に加工後、時効処理（210 ℃, 20分）を行った後に引張り試験を行って評価した。評価結果は、板幅中央部で代表して表３に示す。
【００３１】
【表１】
0004380010.tif 000002
【００３２】
【表２】
0004380010.tif 000003
【００３３】
【表３】
0004380010.tif 000004
【００３４】
表３から明らかなように、この発明に従い得られたものはいずれも、機械的諸特性に優れるだけでなく、硬さ（HR30T)のバラツキが１以下小さく、また表面外観も良好であった。
さらに、試験片すべてについて、再結晶が終了していることが確認された。
【００３５】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、缶容器用鋼板としての諸特性に優れるのはいうまでもなく、鋼板長手方向にわたる各特性のバラツキが極めて小さく、しかも表面外観にも優れた極低炭素冷延鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  ホットコイルの冷却速度を、先端部（LE）、中央部（Middle）および後端部（TE）で比較して示した図である。
【図２】  微細なNbＣが析出したコイル先後端部における「生焼け」の発生状況の説明図である。
【図３】  鋼中のＣおよびNb（Ｃ当量）が降伏点伸び（Y.el）に及ぼす影響を示したグラフである。
【図１】
0004380010.tif 000005
【図２】
0004380010.tif 000006
【図３】
0004380010.tif 000007