(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、Ｃ：０．０４％超０．０８％以下、
Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：１．０％以下
Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下
Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５〜０．０２％以下を含有し、
かつ、鋼板中に固溶するＣおよび固溶Ｎの合計が、５０ｐｐｍ≦固溶Ｃ＋固溶Ｎ≦２００ｐｐｍ、かつ鋼板中の固溶Ｃが５０ｐｐｍ以下かつ、鋼板中の固溶Ｎが５０ｐｐｍ以上の範囲からなり、残部をＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするフランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の高強度溶接缶用薄鋼板において、さらに
Ｎｂ：0.003 〜0.3 ％
Ｔｉ：0.003 〜0.3 ％
Ｂ  ：0.004 〜0.020 ％
Ｃｕ：0.5 ％以下
Ｎｉ：0.5 ％以下
Ｃｒ：0.5 ％以下
Ｍｏ：0.5 ％以下
より選ばれた１種または２種以上の元素を含むことを特徴とするフランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の連続鋳造鋼片を素材とし、巻取り温度を６００℃以下にて熱間圧延して熱延鋼板となし、酸洗、冷間圧延を経たのち、均熱を再結晶温度以上の連続焼鈍工程後、３００〜５５０℃の範囲で１〜５分間の過時効処理を施し、二次冷間圧延を圧下率５％以上２０％以下とすることを特徴とするフランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄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】
鋼製の容器において、天蓋、円筒状の胴、底蓋からなる、いわゆる３ピース缶があるが、その胴部の成形は、薄鋼鈑を円筒状に成形したのち、半田付け、樹脂接着による方法および溶接による方法で行われている。その中で、接合代が少なく素材歩留り向上に有利でかつ製缶速度が速い溶接による方法が近年の主流である。
【０００３】
胴材においては、この溶接による胴成形後、天蓋、底蓋を捲き締めるためのフランジ加工を施すが、この胴材のフランジ部の形成時に溶接部近傍の熱影響部（以下ＨＡＺ部と称す）で、フランジ加工歪みが集中することに起因する局部的なくびれ（以下ネッキングと称す）やネッキングが長じてフランジ割れが生じやすくなる欠点がある。
【０００４】
フランジ割れ、ネッキングを生じる要因として、ＨＡＺ部が原因でフランジ加工時に当該部が局部的にくびれしてネッキング、さらにはフランジ割れとなることが溶接缶製造における最大の問題点である。
【０００５】
近年、省資源および素材コスト低減の観点から缶用素材の板厚は薄くなっており、それに伴って缶体の強度を確保するため鋼板はより高強度化（降伏強度≧４５０Ｍpa）しているが、このような鋼板として、熱延鋼板を冷間圧延後、焼鈍し、調質圧延段階で従来のシングルレデュース鋼鈑よりも高い調質圧延率で再度冷延を行う２回冷延法により製造した鋼板、いわゆるダブルレデュース鋼板（以下、単にＤＲ、ＤＲ鋼板と称す）が用いられるのが主流となっている。
【０００６】
しかしながら、このＤＲ鋼板は、溶接後フランジ加工でフランジ割れを起こす傾向が強い。その原因は、ＤＲによる冷延歪によって高強度を生じていた母材が溶接熱によってＨＡＺ部の冷延歪みが開放され減少し、軟化するといういわゆる歪み取り焼鈍効果等によりＨＡＺ部が局部的に軟化し、高強度な母材および溶接の熱にて高質化した溶接点とに強度差が生ずる。この局部軟化したＨＡＺ部に、フランジ加工による張出し歪みが集中することにより一方的な変形によるくびれが生じ、フランジ割れに至ると考えられる。
【０００７】
特に、連続焼鈍材は箱焼鈍材に比べてフランジ割れの発生率が高い。しかし、箱焼鈍材は連続焼鈍材に比較して、その製造に長時間の焼鈍を要することや材料特性に不均一が生じやすい等の欠点があるため、生産性および品質向上の観点から、目下、連続焼鈍材への製法転換が種々研究されている。
【０００８】
そして、この連続焼鈍材の難点を克服するフランジ加工性に優れた溶接缶薄鋼板の製造方法に関しては、特開昭６０−２４３２７号公報の発明が提案されている。
【０００９】
特開昭６０−２４３２７号公報の発明は、熱間圧延の仕上温度を８００〜６００℃として、通常の仕上温度よりも低い温度域で仕上圧延を行い、冷延、焼鈍後の結晶粒を大きくして、溶接時のＨＡＺ部軟化の防止、粗大粒化の防止を行い、加えて固溶Ｃ量を少なくすることで軟化の抑制を図りフランジ加工性を向上する方法である。
【００１０】
この発明は、焼鈍後の結晶粒径を大きくし、固溶Ｃを低減することで、溶接熱によるＨＡＺ部再結晶の遅滞、つまり再結晶温度の高温化現象を利用することにより溶接時の軟化抑制を図り、フランジ加工性の向上を図るものである。
【００１１】
ところが、かかる方法では、高強度が必要な現状素材製造において、結晶粒径が大きくなるほど鋼板の所要強度を得るためにＤＲ率を上げて強度を確保せねばならず、鋼板の冷延蓄積歪みが増加して再結晶温度が低温化し、ＨＡＺ部の軟化の進行および母材との強度差が大きくなり、加工歪みのＨＡＺ部への集中を促進させる。さらに粗粒化によって結晶粒界が脆化して、フランジ加工性劣化につながる等、フランジ加工性の改善には不十分な物である。
【００１２】
従来の公知技術には、溶接熱によるＨＡＺ部軟化のみを抑制し、フランジ加工による歪みの集中を緩和するという着想があるが、溶接作業は鋼の融着を生じるほどの高温の溶接熱を利用するものであるからＨＡＺ部の軟化は避けようがなく、ＨＡＺ部の熱変化のみの抑制によってネッキング、割れ防止を図るという考えには根本的な改善策とはなりえない。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明は、箱焼鈍法による溶接缶用薄鋼板と同等またはそれ以上の伸びを持ち、かつ、ＨＡＺ軟化を抑制してフランジ割れが生じない連続焼鈍法による高強度溶接缶用薄鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するにあたり研究を重ねた結果、鋼成分のほか、熱延仕上げ温度、焼鈍条件、過時効処理条件、二次冷間圧延率などを適正化すること、特に固溶Ｃおよび固溶Ｎの量を適正範囲に限定することにより、フランジ加工性が向上することを知見し、本発明を完成するに至った。
【００１５】
本発明の要旨は、下記の通りである。
（１） mass ％で、Ｃ：０．０４％超０．０８％以下、
Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：１．０％以下
Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下
Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５〜０．０２％以下を含有し、
かつ、鋼板中に固溶するＣおよび固溶Ｎの合計が、５０ｐｐｍ≦固溶Ｃ＋固溶Ｎ≦２００ｐｐｍ、かつ鋼板中の固溶Ｃが５０ｐｐｍ以下かつ、鋼板中の固溶Ｎが５０ｐｐｍ以上の範囲からなり、残部をＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするフランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄鋼板。
（２）上記（１）に記載の高強度溶接缶用薄鋼板において、さらに
Ｎｂ：0.003 〜0.3 ％
Ｔｉ：0.003 〜0.3 ％
Ｂ：0.004 〜0.020 ％
Ｃｕ：0.5 ％以下
Ｎｉ：0.5 ％以下
Ｃｒ：0.5 ％以下
Ｍｏ：0.5 ％以下
より選ばれた１種または２種以上の元素を含むことを特徴とするフランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄鋼板。
（３）上記（１）または（２）に記載の連続鋳造鋼片を素材とし、巻取り温度を６００℃以下にて熱間圧延して熱延鋼板となし、酸洗、冷間圧延を経たのち、均熱を再結晶温度以上の連続焼鈍工程後、３００〜５５０℃の範囲で１〜５分間の過時効処理を施し、二次冷間圧延を圧下率５％以上２０％以下とすることを特徴とするフランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄鋼板の製造方法。
【００１６】
本発明に至った技術思想について以下に述べる。
現在使用されている箱焼鈍材は連続焼鈍材よりもフランジ割れが少ない。その点を考慮し、フランジ割れの改善手段について、詳細な検討を行った結果、二点の特徴と解決手段を見出した。
【００１７】
第一に箱焼鈍材のＨＡＺ部軟化が連続焼鈍材よりも小さい点が考えられる。連続焼鈍材でＨＡＺ部の軟化を抑制する手段としては、焼鈍後の固溶Ｃ状態を微細セメンタイトとして析出させておき、それを核としてＤＲでの冷延歪を微細化することにて、溶接熱での再結晶時に、結晶粒径の粗大化を抑制することにて達成される。この結晶粒径の粗大化の抑制にて、ＨＡＺ部軟化の減少が達成されるのである。なお、微細セメンタイトの析出の手段としては、適正な過時効処理にて達成され、結果的に固溶Ｃの減少という形で検出できる。
【００１８】
第二に箱焼鈍材の伸び値が連続焼鈍材よりも大きい点が考えられる。即ち、箱焼鈍材においてもＨＡＺ部軟化はあるが、それがフランジ割れに進展しないのは、溶接部以外の缶端円周部の伸びが大きいため、フランジ加工時に缶円周全域も同時に変形してＨＡＺ部への応力集中が緩和されるためと考えられる。よって、母材の延性を大きくすることにより、ＨＡＺ部への応力集中が緩和されるということである。従って、連続焼鈍材においても母材の伸びを大きくすれば良いことになるが、従来材では伸びの向上と強度上昇は相反する特性であり、必要量の強度を確保するためには、ＤＲ率を上げねばならず、それに伴って伸びが低下してしまうのがこれまでの技術の常識であった。ところが本発明において、固溶Ｎを十分に確保して、時効硬化を利用して強度を確保することにより、ＤＲ率の低減ができ、伸びも低下させずに必要量が確保できる点を知見した。
【００１９】
上記２点、すなわち固溶Ｃの低減および固溶Ｎの残存という２点の技術思想の複合効果により、フランジ成形性の向上が確認され、本発明を完成させるに至ったのである。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明では、優れたフランジ成形性を有する高強度薄鋼鈑における固溶Ｃ低減かつ、固溶Ｎ残留型の連続焼鈍ＤＲ圧延材について検討した。その結果、本発明の好ましい実施形態について説明する。
【００２１】
Ｃ：０．０４％超０．０８％以下
鋼成分として、Ｃ量が過多になると硬質化により延性が著しく低下し、製缶加工性の低下やＤＲ後に所定の伸びを確保できず、また、固溶Ｃ低減の観点からも過度の添加は好ましくない。よってその上限を０．０８％とする。Ｃ量が０．０４％以下では必要強度を確保するためのＤＲ率が増加し、結果的に伸びが低下してフランジ割れの発生率が増加する。
【００２２】
Ａｌ：０．１以下
Ａｌ量が多い場合には焼鈍加熱時にＡｌＮとして析出し、焼鈍板の再結晶粒成長が抑制され、不均一な組織となるほか、強度確保に必要な固溶Ｎ量の減少を招く等の問題を生じるので、Ａｌ量の上限を0.1 ％とした。固溶Ｎの確保という観点からは、0.02〜0.07％とするのが望ましい。
【００２３】
Ｎ：０．００５〜０．０２％以下
Ｎは、固溶強化効果による鋼板強度の増加に必要な元素であり、この効果は、0.005 ％以上の添加によって安定して得られる。なお、Ｎが0.02％を超えて添加されると製品を著しく硬質化し、製缶加工性全般を阻害する。また、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生も引き起こすので、上限を0.02％とする。なお、製造工程全体を考慮した強度確保という観点からすれば、0.005 〜0.012 ％の範囲で含有させるのが好ましい。
【００２４】
固溶Ｃは内部摩擦法、固溶Ｎは、鋼中の全Ｎ量から、析出Ｎ（臭素エステルによる溶解法で測定）を差し引いて求める。固溶Ｃ＋固溶Ｎの値が、５０ｐｐｍ以上ないと十分な固溶強化量および時効硬化量を確保できず、製缶後の缶体強度が不足する危険性がある。一方、２００ｐｐｍを超えて含有すると時効が進行した際に伸びが低下し、良好なフランジ加工性が得られない。したがって、固溶Ｃおよび固溶Ｎの合計が、５０ｐｐｍ≦固溶Ｃ＋固溶Ｎ≦２００ｐｐｍの範囲で含有させる。なお、ＨＡＺ軟化防止の観点より固溶Ｃは５０ｐｐｍ以下であることが好ましく、その場合、時効硬化性確保の観点より固溶Ｎが５０ｐｐｍ以上であることが好ましい。
【００２５】
Si：０．０２％以下
Siは、その量が０．０２％を超えると、表面処理性の低下、耐食性の劣化等の問題を引き起こすので、上限を０．０２％とする。なお、特に優れた耐食性が必要な場合には０．０３％以下とするのが好ましい。
【００２６】
Mn：１．０％以下
Mnは、結晶粒を微細化するほか、Ｓによる熱間割れを防止する上で有効な元素であり、含有するＳ量に応じて添加するのが望ましい。過度の添加は、耐食性を悪化させ、鋼板の硬質化による冷間圧延性を悪化させるので、その上限を１．０％とする。なお、より良好な耐蝕性と成形性を必要とする場合には０．３％以下の範囲で添加するのが望ましい。
【００２７】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、鋼を硬質化させ、フランジ加工性やネック加工性を悪化させると同時に、耐食性をも悪化させる有害な元素であるため、その上限を０．０４％とする。なお、これらの特性が特に重要視される場合には、０．０2 ％以下とするのが好ましい。
【００２８】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、鋼中に介在物として存在し、延性を減少、耐食性の劣化をもたらす元素であるので、その上限を０．０５％とする。なお、特に良好な加工性が要求される用途においては０．００５％以下とすることが望ましい。
【００２９】
Nb：０．００３〜０．３％
Nbは、鋼組織を微細化し、伸びフランジ成形性などを改善するとともに、肌荒れの防止にも有効な元素である。このような効果が発揮されるのは、０．００３％以上の添加が必要であるが、０．３％を超えて添加すると、必要以上に硬質化する。従って、Nb添加量は０．００３〜０．３％とするが、材質上さらに好ましいのは０．０１％以下の範囲である。
【００３０】
Ti：０．００３〜０．３％
Tiも、Nbとほぼ同様に、組織微細化の効果を有する。この効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であるが、０．３％を超えて添加すると表面欠陥の発生が顕著となる。したがって、Tiは０．００３〜０．３％、好ましくは０．０２％以下の範囲で添加できる。
【００３１】
Ｂ：０．０００４〜０．０２０％
Ｂは、組織の微細化と時効性の調整制御に有効な元素であるがＮと結合し析出物となる。このような効果は０．０００４％以上の添加で発揮されるが、０．０２０％を超えて添加するとＮの効果を減少させるとともに鋼鈑の面内異方性が増加して好ましくない。したがって、Ｂは０．０００４〜０．０２０％の範囲で添加できる。
【００３２】
Cu：０．５％以下、Ni：０．５％以下、Cr：０．５％以下、Mo：０．５％以下
これらの元素は、いずれも鋼板強度を高める作用を有し、必要に応じて添加する。しかし、０．５％を超えて添加した場合には、冷間圧延性を悪化させ、かつ、鋼鈑を必要以上に硬質化し、製缶加工性を悪化させるので、０．５％以下の範囲で添加できる。
【００３３】
Ｖ：０．３％以下、Ｚr ：０．５％以下、Ｃa ：０．０１％以下
これらの元素は、ほぼ類似の材質改善作用を有し、必要に応じて添加する。しかし、ＶとＺr は０．３％、Ｃａは０．０１％を超えて添加してもその効果が飽和する。
【００３４】
本発明の製造方法では、重量％で、Ｃ：０．０４％超０．０８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５〜０．０２％以下を含有する連続鋳造鋼片を素材とし、これを１０５０℃以上に加熱して、巻取り温度を６００℃以下にて熱間圧延して熱延鋼板となし、酸洗、冷間圧延を経たのち、均熱を再結晶温度以上の連続焼鈍工程後、過時効処理を施すものである。この鋼成分、加熱温度、連続焼鈍法の条件により鋼板中に必要量の固溶Ｃおよび固溶Ｎを残留させることが可能となる。そして、伸び率５％以上２０％以下の二回冷延（ＤＲ）仕上を施すことにより所定の鋼鈑を得るものである。
【００３５】
ここで言う過時効処理とは、主に固溶Ｃの低減を目的とし、一般の焼鈍処理に比較して、低温、長時間での熱処理を言う。過時効処理は連続焼鈍に続けて行う場合は３００〜５５０℃で１〜５分間の均熱処理を行う。３００℃未満では固溶Ｃが安定的に低減できず、５５０℃を超えると結晶粒が粗大化する。また、１分未満では固溶Ｃが低減できず、５分を超える処理を行うには炉長の長大化を招く。なお、連続焼鈍に続けて行う過時効処理においては、再加熱過時効処理と呼ばれる焼鈍の冷却終了温度を約２５０℃とし、再度上記過時効処理温度まで再加熱する処理方法を用いてもよい。
【００３６】
また、過時効処理は箱焼鈍で実施しても良い。温度と効果は連続焼鈍同様であるが、時間は２〜１０時間での熱処理を行う。この場合、２時間未満では固溶Ｃが安定的に低減できず、１０時間を超える処理は経済的に得策でない。
【００３７】
二次冷間圧延の目的は、加工強化により素材の強度増加をはかり、また板厚を減少させて表面粗度等を調整するためである。二次冷間圧延の圧下率が２０％を超える加工を行うと必要以上の高強度化にて、製缶加工性を低下させると共に、延性が悪化し、本発明の目的であるフランジ加工性が確保できない。したがって、二次冷間圧延の圧下率は２０％以下、好ましくは１５％以下であり、さらにプレス成形性が要求されるような用途では１０％以下にするのが望ましい。なお、圧下率の下限は必要強度確保の点および表面粗度管理などから決定されるが、５％以上を付与することが望ましい。
【００３８】
【実施例】
以下に本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
表１に示す成分及び製造条件で０．１８ｍｍの板厚の溶接缶用鋼板を製造した。そして、得られた鋼板の特性及びフランジ加工性を表１に示した。
フランジ加工性の評価は、上記鋼鈑を５５mmφの円筒形に成形、溶接した後、フランジ部外径７０mmφにフランジ加工を施し、溶接部近傍の割れの発生有無を評価した。
表１中のＮｏ．１〜Ｎｏ．７は本発明の例であり、固溶Ｃと固溶Ｎの範囲が適正量に保たれ、強度も確保できている。
なお、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１２は比較例であり、固溶Ｃと固溶Ｎの範囲が適正量を逸脱している場合や、強度も不備なものがある。
【００３９】
即ち、表１から明らかなようにＮｏ．１〜Ｎｏ．７の本発明の鋼板は、フランジ割れが発生せず良好なフランジ加工性を有していることを示しており、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１０の本発明の範囲を逸脱したものはフランジ割れが発生している。
【００４０】
【表１】
0004276388.tif 000002
【００４１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明では固溶Ｃ、固溶Ｎ量を適正量に制御することによりＨＡＺ部軟化を抑制すると共に、母材の伸びを十分に確保することにより、高強度溶接缶用薄鋼鈑において、優れたフランジ加工性を得られるようになったことは、省資源、省エネルギーに大きく寄与するところであり、その経済的効果は非常に大きい。