JP6627745B2 - Steel plate for can and method for producing the same - Google Patents
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Description
本発明は、食品や飲料品などの容器材料として用いられる缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。詳しくは、高速製缶でもロールフォーム加工時に成形しやすく、溶接後の缶胴加工する際に溶接近傍の割れが生じにくい、ロールフォーム加工性および溶接性に優れた缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a steel plate for cans used as a container material for foods and beverages, and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to a steel sheet for a can which is easy to form even in high-speed can-making at the time of roll-form processing, hardly causes cracks in the vicinity of the weld when the can body is processed after welding, has excellent roll-form workability and weldability, and a method for producing the same. Things.
近年、製缶技術が進むと共に、製缶ラインの高速化が進められている。製缶ラインの高速化は生産性、経済性の観点から重要である。一方、製缶ラインの高速化、すなわち、製缶速度の上昇に伴って、ロールフォーム加工時に、成形不良、製品の表面損傷などの製缶不良率が増えている。これらを解決するためには、製缶技術の向上はもちろん、製缶材料の軟質化が重要な手段となっている。 In recent years, with the advance of can making technology, the speed of can making lines has been increased. Speeding up the can-making line is important from the viewpoint of productivity and economy. On the other hand, with an increase in the speed of the can-making line, that is, an increase in the speed of the can-making process, the ratio of defective cans such as defective molding and surface damage of products during roll foam processing is increasing. In order to solve these problems, not only improvement in can-making technology but also softening of can-making materials has become an important means.
鋼板の軟質化に関する技術として、特許文献１には、質量％で、C：0.0015〜0.0050％、Mn：0.1〜0.8％、Al：0.01〜0.10％、N：0.0015〜0.0070％、Nb:4×C〜20×C（原子比では、0.52×C〜2.58×C）、B：0.15×N〜0.75×N（原子比では、0.20×N〜0.97×N）を含有し、冷間圧延条件として圧延率を70〜90％の範囲とし、連続焼鈍条件として均熱時間ｔを20〜90秒、均熱温度Ｔを700〜780℃とし、かつ、前記均熱時間ｔ（秒）、均熱温度Ｔ（℃）、鋼成分（質量％）の関係が770≦t/3＋T−14.8 ×loge(Nb)−32×B/N≦840 を満たし、圧延率：0.5〜5％ の調質圧延を行なって調質度T2〜T3.5の範囲とする軟質缶用鋼板の製造方法の技術が開示されている。 As a technique relating to softening of a steel sheet, Patent Document 1 discloses, in mass%, C: 0.0015 to 0.0050%, Mn: 0.1 to 0.8%, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.0015 to 0.0070%, Nb: 4 × C ~ 20 x C (at an atomic ratio, 0.52 x C-2.58 x C), B: 0.15 x N-0.75 x N (at an atomic ratio, 0.20 x N-0.97 x N), as cold rolling conditions The rolling reduction is in the range of 70 to 90%, the soaking time t is 20 to 90 seconds, the soaking temperature T is 700 to 780 ° C., and the soaking time t (sec) is the soaking temperature. The relationship between T (° C) and steel composition (mass%) satisfies 770 ≦ t / 3 + T-14.8 × log e (Nb) −32 × B / N ≦ 840, and the rolling reduction: 0.5 to 5% A technique of a method for manufacturing a steel sheet for soft cans having a tempering degree ranging from T2 to T3.5 is disclosed.
特許文献２には、重量％で、N：0.0040〜0.0300％、Al：0.005〜0.080％を含有し、ＪＩＳ５号試験片による引張試験における0.2％耐力：430ＭＰａ以下、全伸び：15〜40％の鋼板であって、内部摩擦によるＱ-1 が0.0010以上である板厚0.4ｍｍ以下の缶強度、缶成形性に優れる容器用極薄軟質鋼板およびその製造方法の技術が開示されている。 Patent Document 2 contains, by weight%, N: 0.0040 to 0.0300%, Al: 0.005 to 0.080%, 0.2% proof stress in a tensile test using a JIS No. 5 test piece: 430 MPa or less, and total elongation: 15 to 40%. An ultrathin soft steel sheet for a container, which is a steel sheet having a can thickness of 0.4 mm or less and Q- 1 due to internal friction of 0.0010 or more and excellent in moldability of a can, and a technique of a manufacturing method thereof are disclosed.
また、特許文献３には、C：0.02〜0.1％、Mn：0.30％以下、sol.Al:0.07〜0.15％、N：0.0040〜0.01％で残部がFeおよび不可避的成分よりなる鋼をA3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延したものを600℃以下で巻取り、次いで通常の冷間圧延した後の焼鈍に当って加熱時の500〜600℃の間に1分以上保持してから再結晶温度以上で均熱し過時効処理する連続焼鈍による絞り用軟質鋼板の製造方法の技術が開示されている。 Further, Patent Document 3, C: 0.02~0.1%, Mn : 0.30% or less, sol.Al: 0.07~0.15%, N: the steel A 3 and the balance being Fe and unavoidable components in 0.0040 to 0.01% After hot rolling at a finishing temperature of the transformation point or higher, it is wound at 600 ° C or less, and then held for at least 1 minute between 500 and 600 ° C during heating for annealing after ordinary cold rolling. There is disclosed a technique of a method of manufacturing a soft steel sheet for drawing by continuous annealing in which a temperature is equalized to or higher than a recrystallization temperature and an overaging treatment is performed.
しかしながら、上記従来技術は、いずれも問題がある。 However, each of the above-mentioned prior arts has a problem.
特許文献１の技術では、C量が0.0015〜0.0050％であるため、ロールフォーム加工後の溶接によって溶接部近傍の粒径が大きくなりやすく、溶接後の缶胴加工で缶が割れるという問題があった。 In the technique of Patent Literature 1, since the C content is 0.0015 to 0.0050%, the particle size near the welded portion is likely to be increased by welding after roll form processing, and there is a problem that the can is broken by can body processing after welding. Was.
特許文献２の技術によって得られた鋼板は、強度が高くないが、C量が0.010％以下になると、溶接部近傍の粒径が大きくなり、溶接後の缶胴加工で缶が割れるという問題があった。 The steel sheet obtained by the technique of Patent Document 2 does not have high strength, but when the C content is 0.010% or less, the grain size near the welded portion becomes large, and the problem that the can is broken by can body processing after welding. there were.
特許文献３の技術では、C量とN量が多く、製造条件により降伏強度(YP)が上昇し、ロールフォーム加工性が低下するという問題があった。 The technique of Patent Document 3 has a problem in that the C content and the N content are large, the yield strength (YP) increases depending on the manufacturing conditions, and the roll form processability decreases.
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、ロールフォーム加工性および溶接性に優れた缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a steel sheet for a can excellent in roll form workability and weldability and a method for producing the same.
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を行った。その結果、以下の知見を得た。
溶接時に、溶接部の粒径の粗大化を防止し溶接性を向上させるためには、C量が多い低炭素鋼板が必要である。しかし、C量が多くなると、降伏強度(YP)が上昇し高速での製缶中のロールフォーム加工性が悪くなり、製缶不良率が増えることで生産性が低下する可能性がある。これに対して、本発明では、まず、溶接する際の溶接部の粒成長を抑制しすなわち粒径の粗大化を防止し、溶接性を向上させるために低炭素鋼板を用いる。C量を多くすることによりロールフォーム加工性が悪くなる問題に対しては、Mn量と製造条件を制御することにより解決する。すなわち、Mn量と製造条件を制御することにより、Mnをセメンタイト中に濃化させてセメンタイトを安定化させ、焼鈍工程の昇温・均熱中にセメンタイトが溶解して固溶炭素となることを妨げ、昇温および均熱後での固溶炭素量を低下させる。加えて、未溶解のセメンタイト粒子を増やすことにより、焼鈍工程の冷却中でのセメンタイトの再析出を促進し、さらに固溶炭素を低下させる。これによりYPを低減させる。その結果、ロールフォーム加工性が向上する。
The present inventors have intensively studied to solve the above-mentioned problems. As a result, the following findings were obtained.
At the time of welding, a low carbon steel sheet with a large C content is required in order to prevent the grain size of the welded portion from becoming coarse and improve the weldability. However, when the amount of C increases, the yield strength (YP) increases, the roll form processability during high-speed can-making becomes poor, and the productivity of the product may decrease due to an increase in the rate of defective can-making. On the other hand, in the present invention, first, a low-carbon steel sheet is used in order to suppress the grain growth of the welded portion at the time of welding, that is, to prevent the grain size from becoming coarse and to improve the weldability. The problem that the roll form processability is deteriorated by increasing the amount of C is solved by controlling the amount of Mn and the manufacturing conditions. That is, by controlling the amount of Mn and the production conditions, Mn is concentrated in cementite to stabilize the cementite, and prevents the cementite from dissolving during the heating and soaking in the annealing step to form solid carbon. In addition, the amount of dissolved carbon after heating and soaking is reduced. In addition, by increasing the amount of undissolved cementite particles, re-precipitation of cementite during cooling in the annealing step is promoted, and the solid solution carbon is further reduced. This reduces YP. As a result, the roll form processability is improved.
以上のように、本発明は、低炭素鋼をベースに化学成分、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍条件および2次冷間圧延を最適化することで、ロールフォーム加工性および溶接性に優れた鋼板を製造することができることを知見し、本発明を完成するに至った。 As described above, the present invention optimizes the chemical composition, hot rolling, cold rolling, annealing conditions and secondary cold rolling based on low-carbon steel, thereby improving roll form workability and weldability. The present inventors have found that a steel plate can be manufactured, and have completed the present invention.
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［1］成分組成は、質量％で、C：0.010〜0.050％、Si：0.100％以下、P：0.03％以下、N：0.0040％未満、S：0.03％以下、Al：0.02〜0.10％、B：0.001〜0.004％を含有し、かつ、2.0≦(Mn/55)/(C/12)≦8.0（Mn：Mn含有量（質量％）、C：C含有量（質量％））を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、降伏強度（YP）が290〜450ＭＰａであることを特徴とする缶用鋼板。
［2］フェライト組織の面積率が95％以上であり、フェライト組織中に平均粒子径が10nm以上であるセメンタイト粒子が分散した組織を有することを特徴とする上記［１］に記載の缶用鋼板。
［3］上記［１］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度：870℃以上で熱間圧延し、巻取温度：600℃以上で巻取り、圧下率：80％以上で冷間圧延し、次いで、焼鈍温度：600〜850℃、焼鈍温度から室温までの平均冷却速度：25℃/s以下の条件で焼鈍を行い、次いで、圧下率：10％以下で冷間圧延を行うことを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。
The present invention has been made based on the above findings, and the gist is as follows.
[1] The component composition is, in mass%, C: 0.010 to 0.050%, Si: 0.100% or less, P: 0.03% or less, N: less than 0.0040%, S: 0.03% or less, Al: 0.02 to 0.10%, B : 0.001 to 0.004%, and satisfy 2.0 ≦ (Mn / 55) / (C / 12) ≦ 8.0 (Mn: Mn content (% by mass), C: C content (% by mass)) A steel sheet for cans, the balance being Fe and unavoidable impurities and having a yield strength (YP) of 290 to 450 MPa.
[2] The steel sheet for cans according to [1], wherein the area ratio of the ferrite structure is 95% or more, and the ferrite structure has a structure in which cementite particles having an average particle diameter of 10 nm or more are dispersed. .
[3] A steel slab having the composition described in [1] above is hot-rolled at a finish rolling temperature of 870 ° C or higher, wound up at a winding temperature of 600 ° C or higher, and cooled at a rolling reduction of 80% or more. Annealing is performed under the following conditions: annealing temperature: 600 to 850 ° C, average cooling rate from annealing temperature to room temperature: 25 ° C / s or less, and then cold rolling at a rolling reduction: 10% or less. A method for producing a steel sheet for cans, characterized in that:
In addition, in this specification,% which shows the component of steel is all mass%.
本発明によれば、ロールフォーム加工性および溶接性に優れた缶用鋼板が得られる。したがって、高速製缶でもロールフォーム加工時に成形しやすく、成形後のラップ代（巻幅）のバラツキが小さい。また、溶接後の缶胴加工する際に溶接近傍の割れが生じにくい。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the steel plate for cans excellent in roll form processability and weldability is obtained. Therefore, even in high-speed can-making, it is easy to form during roll-form processing, and the variation in the wrap margin (winding width) after forming is small. In addition, when working the can body after welding, cracks near the weld are less likely to occur.
以下、本発明を詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
まず、本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。 First, the component composition of the steel sheet for cans of the present invention will be described.
C: 0.010〜0.050％
Cは、固溶C及び微細炭化物を形成し、溶接部近傍の粒径の粗大化を防止する。これらの効果を得るためには、0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.050％を超えると、強度が増加しすぎ、降伏強度(YP)が本発明の範囲：290〜450ＭＰａの上限である450ＭＰａを超え、ロールフォーム加工性が悪くなる。以上より、Cは0.010〜0.050％の範囲とする。好ましくは0.010〜0.030％である。
C: 0.010-0.050%
C forms solid solution C and fine carbides, and prevents coarsening of the particle size near the weld. In order to obtain these effects, the content needs to be 0.010% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.050%, the strength is excessively increased, and the yield strength (YP) exceeds 450 MPa, which is the upper limit of the range of the present invention: 290 to 450 MPa, and the roll form processability deteriorates. From the above, C is set in the range of 0.010 to 0.050%. Preferably it is 0.010-0.030%.
2.0≦(Mn/55)/(C/12)≦8.0
MnとCを適切な関係に制御することは本発明において重要な要件である。Mnは、セメンタイトに濃化し、焼鈍中のセメンタイトを安定化させる。2.0≦(Mn/55)/(C/12)として、焼鈍工程の昇温・均熱段階での未溶解セメンタイトを増やすことにより固溶炭素が低減し、YPが低減する。一方、Mn量が多くなりすぎると、Mnの固溶強化により、YPが過度に上昇し、降伏強度(YP)が本発明の範囲：290〜450ＭＰａの上限である450ＭＰａを超え、また、溶接性が悪くなる。よって、Mn/55)/(C/12)≦8.0とする。以上より、Mnは、2.0≦(Mn/55)/(C/12)≦8.0（Mn：Mn含有量（質量％）、C：C含有量（質量％））を満足するよう含有する。
2.0 ≦ (Mn / 55) / (C / 12) ≦ 8.0
Controlling Mn and C to an appropriate relationship is an important requirement in the present invention. Mn concentrates into cementite and stabilizes cementite during annealing. Assuming that 2.0 ≦ (Mn / 55) / (C / 12), increasing the amount of undissolved cementite in the temperature-raising / soaking stage of the annealing step reduces solid-dissolved carbon and decreases YP. On the other hand, if the amount of Mn is too large, solid solution strengthening of Mn causes YP to excessively increase, and the yield strength (YP) exceeds the upper limit of 450 MPa in the range of the present invention: 290 to 450 MPa, and Gets worse. Therefore, Mn / 55) / (C / 12) ≦ 8.0. As described above, Mn is contained so as to satisfy 2.0 ≦ (Mn / 55) / (C / 12) ≦ 8.0 (Mn: Mn content (% by mass), C: C content (% by mass)).
Si：0.100％以下
Siは固溶強化により鋼板のYPを高める作用を有する元素である。しかし、0.100％を超えて含有すると、YPが上昇し過ぎて、ロールフォーム加工性が低下する。また、Siは缶用としての耐食性に有害な元素である。以上より、Siは0.100％以下とする。
Si: 0.100% or less
Si is an element having an effect of increasing YP of a steel sheet by solid solution strengthening. However, when the content exceeds 0.100%, YP is excessively increased, and the roll formability is reduced. Also, Si is an element harmful to the corrosion resistance for cans. From the above, the content of Si is set to 0.100% or less.
P：0.03％以下
Pは粒界に偏析して、鋼板の延性および靱性を低下させる。また、耐食性を低下させる有害な元素である。以上より、Pは0.03％以下とする。好ましくは0.02％以下である。一方で、Pは固溶強化により鋼板のYPを高める作用を有する元素でもある。この点から0.01％以上が好ましい。
P: 0.03% or less
P segregates at the grain boundaries and reduces the ductility and toughness of the steel sheet. Also, it is a harmful element that reduces corrosion resistance. From the above, P is set to 0.03% or less. Preferably it is 0.02% or less. On the other hand, P is also an element having the effect of increasing YP of the steel sheet by solid solution strengthening. From this point, 0.01% or more is preferable.
N：0.0040％未満
Nは多量に含まれると、溶接部近傍で硬さのばらつきが大きくなり、溶接部近傍での割れが発生しやすくなる。また、過剰な窒化物が生成し、YPが上昇しすぎる可能性がある。また、鋼板の延性や靱性が低下し、加工性を劣化させる。以上より、Nは0.0040％未満とする。
N: less than 0.0040%
When N is contained in a large amount, the variation in hardness near the welded portion increases, and cracks near the welded portion easily occur. Further, excessive nitride may be generated, and YP may be excessively increased. Further, the ductility and toughness of the steel sheet decrease, and the workability deteriorates. From the above, N is set to less than 0.0040%.
S：0.03％以下
Mnを含有する本発明では、SはMnと結合してMnSを形成する。これらの硫化物は、表面性状を劣化させるとともに、熱間圧延での延性を低下させる。また、セメンタイトを安定化させるMn量を低減させ、YPが上昇する。以上より、Sは0.03％以下とする。好ましくは0.01％以下である。
S: 0.03% or less
In the present invention containing Mn, S binds to Mn to form MnS. These sulfides deteriorate the surface properties and decrease the ductility in hot rolling. Further, the amount of Mn that stabilizes cementite is reduced, and YP is increased. From the above, S is set to 0.03% or less. Preferably it is 0.01% or less.
Al：0.02〜0.10％
Alは脱酸剤として作用する有用な元素である。この効果を得るために、0.02％以上含有する必要がある。一方、0.10％を超えると、鋼板の表面欠陥を誘発するので、上限は0.10％とする。
Al: 0.02 to 0.10%
Al is a useful element that acts as a deoxidizer. In order to obtain this effect, the content needs to be 0.02% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, surface defects of the steel sheet are induced, so the upper limit is set to 0.10%.
B：0.001〜0.004％
Bは、Nを固定し、BNを形成することにより、固溶Nによる鋼板の高強度化を抑制する。また、固溶Bとして溶接部近傍の粒成長を抑制する作用がある。これらの効果を得るため、Bは0.001％以上にする必要がある。一方、0.004％を超えると、Ｂの固溶強化で降伏強度(YP) が本発明の範囲：290〜450ＭＰａの上限である450ＭＰａを超えて、ロールフォーム加工性が低下する。以上より、Bは0.001〜0.004％とする。
B: 0.001-0.004%
B fixes N and forms BN, thereby suppressing high strength of the steel sheet due to solid solution N. Further, it has the effect of suppressing the grain growth near the welded portion as solid solution B. In order to obtain these effects, B needs to be 0.001% or more. On the other hand, if it exceeds 0.004%, the yield strength (YP) exceeds the upper limit of the range of 290 to 450 MPa of 450 MPa due to solid solution strengthening of B, and the roll foam processability decreases. From the above, B is set to 0.001 to 0.004%.
残部はFeおよび不可避的不純物とする。 The balance is Fe and inevitable impurities.
次に、本発明の組織、特性について説明する。
組織と降伏強度(YP)ついて下記のように規定することで、さらに優れた効果が得られる。
Next, the structure and characteristics of the present invention will be described.
By defining the structure and the yield strength (YP) as follows, more excellent effects can be obtained.
フェライト組織が面積率で95％以上を占め、フェライト組織中に平均粒子径が10ｎｍ以上であるセメンタイト粒子が分散した組織を有する（好適条件）。
フェライト組織の面積率：95％以上
パーライト組織やマルテンサイト組織等のフェライト組織以外の金属組織が形成されると、板面内の強度均一性が著しく劣化する場合がある。その結果、ロールフォーム加工時に鋼板の硬質な部分が曲げにくくなり、ロールフォーム加工後のラップ代が不均一となり、製缶できない場合がある。したがって、フェライト組織の面積率は95％以上が好ましい。さらに好ましくは97％以上である。
セメンタイト粒子の平均粒子径：10ｎｍ以上
本発明においては、セメンタイト粒子のサイズを制御することによって鋼板の低YP化を達成することが好ましい。セメンタイト粒子の平均粒子径が大きいほど、セメンタイト粒子の数が減り、降伏強度(YP)が下がる。降伏強度(YP)を450ＭＰａ以下とするには、セメンタイト粒子の平均粒子径を10ｎｍ以上とするのが好ましい。より好ましくは30ｎｍ以上、さらに好ましくは50ｎｍ以上である。過度に粗大なセメンタイト粒子が鋼板表面に存在すると耐食性が低下する場合があるため、平均粒子径は2μｍ以下とすることが好ましい。固溶炭素をセメンタイトとして固定し、YPを450ＭＰａ以下とする観点からセメンタイト粒子は面積率で0.1％以上存在することが好ましい。セメンタイト粒子の面積率が多くなりすぎると粒子数も増加してYPを増加させてしまうので、セメンタイト粒子の面積率は1.0％以下とすることが好ましい。
上記セメンタイト粒子の平均粒子径は、鋼成分ならびに製造条件を所定の範囲に制御することで、10ｎｍ以上とすることが出来る。特にCおよびMnをそれぞれ特定の範囲に制御することに加え、CとMnのバランスを一定の範囲にすることで、セメンタイトを安定化させて、焼鈍工程の加熱・均熱段階でのセメンタイト粒子の溶解を防ぐ。かつ、適切な冷却速度に制御することで、焼鈍工程の冷却段階にてセメンタイトが再析出する際に、未溶解のセメンタイト粒子が成長・粗大化する。以上により、セメンタイト粒子の平均粒子径を10nm以上とすることができる。
また、上記フェライト相の面積率およびセメンタイト相の平均粒子径は、後述する実施例の方法にて測定することができる。
The ferrite structure occupies 95% or more in area ratio, and has a structure in which cementite particles having an average particle size of 10 nm or more are dispersed in the ferrite structure (preferred conditions).
When a metal structure other than a ferrite structure such as a pearlite structure or a martensite structure is formed in an area ratio of a ferrite structure of 95% or more, the strength uniformity in a plate surface may be significantly deteriorated. As a result, the hard portion of the steel sheet becomes difficult to bend at the time of roll-form processing, the wrap margin after the roll-form processing becomes uneven, and there is a case where the can cannot be made. Therefore, the area ratio of the ferrite structure is preferably 95% or more. More preferably, it is 97% or more.
Average particle diameter of cementite particles: 10 nm or more In the present invention, it is preferable to achieve a low YP of the steel sheet by controlling the size of the cementite particles. The larger the average particle diameter of the cementite particles, the smaller the number of cementite particles and the lower the yield strength (YP). In order to reduce the yield strength (YP) to 450 MPa or less, it is preferable that the average particle diameter of the cementite particles is 10 nm or more. It is more preferably at least 30 nm, further preferably at least 50 nm. If excessively coarse cementite particles are present on the surface of the steel sheet, the corrosion resistance may be reduced. Therefore, the average particle size is preferably 2 μm or less. From the viewpoint that solid solution carbon is fixed as cementite and YP is set to 450 MPa or less, it is preferable that cementite particles exist in an area ratio of 0.1% or more. If the area ratio of the cementite particles is too large, the number of particles increases and YP increases, so that the area ratio of the cementite particles is preferably 1.0% or less.
The average particle diameter of the cementite particles can be set to 10 nm or more by controlling the steel component and the production conditions within predetermined ranges. In particular, in addition to controlling each of C and Mn to a specific range, the balance of C and Mn is kept within a certain range to stabilize cementite, and to reduce cementite particles in the heating and soaking stages of the annealing process. Prevent dissolution. In addition, by controlling the cooling rate to an appropriate value, unresolved cementite particles grow and coarsen when cementite is reprecipitated in the cooling stage of the annealing process. As described above, the average particle diameter of the cementite particles can be set to 10 nm or more.
Further, the area ratio of the ferrite phase and the average particle diameter of the cementite phase can be measured by the methods described in Examples described later.
降伏強度(YP)：290ＭＰａ以上450ＭＰａ以下
本発明の缶用鋼板では、降伏強度(YP)は290ＭＰａ以上450ＭＰａ以下とする。YPを450ＭＰａ以下とすることで、ロールフォーム加工後のラップ代のバラツキが低減し、ロールフォームしやすくなる。また、高速製缶の場合でもロールフォーム加工時に成形しやすく、成形後のラップ代のバラツキが小さい。一方、YPが290ＭＰａより低い場合は、高速製缶ではラップ代のバラツキが大きくなり、さらに製缶後の耐圧強度が低下する。なお、降伏強度(YP)は圧延方向によりJIS5号引張試験片を切り出し、JIS Z 2241に基準した引張試験によって測定することができる。
Yield strength (YP): 290 MPa to 450 MPa In the steel sheet for cans of the present invention, the yield strength (YP) is 290 MPa to 450 MPa. By setting the YP at 450 MPa or less, the variation in the wrap margin after the roll foam processing is reduced, and the roll foam is easily formed. Further, even in the case of high-speed can-making, it is easy to form during roll-form processing, and the variation in wrapping cost after forming is small. On the other hand, when YP is lower than 290 MPa, the variation in the wrapping cost is large in high-speed can-making, and the pressure resistance after can-making is reduced. The yield strength (YP) can be measured by cutting out a JIS No. 5 tensile test piece according to the rolling direction and performing a tensile test based on JIS Z 2241.
板厚が0.18ｍｍ以下（好適条件）
現在、スチール缶のコスト削減を目的として、スチール缶用鋼板の薄肉化が進められている。しかしながら、鋼板の薄肉化、すなわち、鋼板板厚の低減に伴って、ロールフォーム加工および溶接の時に、缶胴部の変形が大きく、真円度が大きくなり、缶強度の低下が懸念される。これに対して、本発明の缶用鋼板は、板厚が薄い場合に、ロールフォーム加工性に優れ、溶接性に優れるという本発明の効果が顕著にでる。この点から、板厚は0.18ｍｍ以下が好適である。
Sheet thickness 0.18mm or less (preferred condition)
At present, for the purpose of reducing the cost of steel cans, the thickness of steel plates for steel cans is being reduced. However, as the thickness of the steel sheet is reduced, that is, the thickness of the steel sheet is reduced, the deformation of the body of the can is large, the roundness is increased, and the strength of the can is likely to be reduced during roll forming and welding. On the other hand, when the steel sheet for a can of the present invention is thin, the effect of the present invention of excellent roll form workability and excellent weldability is remarkable. From this point, the plate thickness is preferably equal to or less than 0.18 mm.
次に、本発明の缶用鋼板の製造方法の一例について説明する。
本発明の缶用鋼板は、上記成分組成からなる鋼スラブを、仕上げ圧延温度：870℃以上で熱間圧延し、巻取温度：600℃以上で巻取り、圧下率：80％以上で冷間圧延し、次いで、焼鈍温度：600〜850℃、焼鈍温度から室温までの冷却速度：25℃/s以下の条件で焼鈍を行い、次いで、圧下率：10％以下で圧延を行うことで製造される。
Next, an example of the method for producing the steel sheet for cans of the present invention will be described.
The steel sheet for cans of the present invention is obtained by hot rolling a steel slab having the above-mentioned composition at a finish rolling temperature of 870 ° C. or higher, winding at a winding temperature of 600 ° C. or higher, and a cold reduction at a rolling reduction of 80% or more. Rolling, then annealing at an annealing temperature: 600 to 850 ° C, cooling rate from the annealing temperature to room temperature: 25 ° C / s or less, and then rolling at a rolling reduction: 10% or less You.
熱間圧延時の仕上げ圧延温度：870℃以上
熱間圧延時の仕上げ圧延温度が870℃を下回ると、加工組織が残存することになるため、伸びが低下し、降伏強度(YP)が上昇し、本発明範囲である290〜450ＭＰａとするのが難しい。よって、熱間圧延時の仕上げ圧延温度は870℃以上とする。
Finish rolling temperature during hot rolling: 870 ° C or higher If the finishing rolling temperature during hot rolling is lower than 870 ° C, the work structure will remain, so the elongation decreases and the yield strength (YP) increases. However, it is difficult to make the pressure within the range of the present invention 290 to 450 MPa. Therefore, the finish rolling temperature at the time of hot rolling is set to 870 ° C. or higher.
熱間圧延時の巻取温度：600℃以上
熱間圧延時の巻取温度が600℃を下回ると、ベイナイト組織やマルテンサイト組織など硬質な低温変態相の生成により、鋼板が硬質化する。さらに、その後の行われる冷間圧延時における荷重が高くなってしまい、操業上、困難となる。よって、巻取温度は600℃以上とする。
Winding temperature during hot rolling: 600 ° C. or more If the winding temperature during hot rolling is lower than 600 ° C., the steel sheet becomes hard due to the formation of a hard low-temperature transformation phase such as a bainite structure or a martensite structure. Furthermore, the load at the time of the subsequent cold rolling becomes high, which makes the operation difficult. Therefore, the winding temperature is set to 600 ° C. or higher.
1次冷間圧延での圧下率：80％以上
本発明が規定する降伏強度(YP)を達成するために1次冷間圧延の圧下率（熱間圧延と焼鈍の間の冷間圧延における圧下率）を80％以上とする。圧下率が80％に満たないと、熱延板中の炭化物を圧延で粉砕することができず、延性が低下する。また、結晶粒が粗大化して材質が過度に軟化する。よって、圧下率は80％以上とする。
Reduction rate in primary cold rolling: 80% or more Reduction rate in primary cold rolling (reduction in cold rolling between hot rolling and annealing) to achieve the yield strength (YP) specified by the present invention Rate) is 80% or more. If the rolling reduction is less than 80%, the carbide in the hot-rolled sheet cannot be pulverized by rolling, and the ductility decreases. Further, the crystal grains become coarse and the material becomes excessively soft. Therefore, the rolling reduction is set to 80% or more.
なお、熱間圧延工程後、必要に応じて酸化皮膜を除去する。酸化皮膜の除去方法としては、酸洗や機械的除去などがあげられる。 After the hot rolling step, the oxide film is removed as necessary. Examples of the method for removing the oxide film include pickling and mechanical removal.
焼鈍温度：600〜850℃
焼鈍温度（焼鈍時の最高到達板温）が600℃を下回ると圧延方向に展伸した未再結晶フェライト組織が残留してYPが過度に高くなり、延性が低下する。また、セメンタイト粒子の平均粒子径が小さくなる。これらの結果、降伏強度(YP)が上昇し、本発明範囲である450ＭＰａ以下とするのが難しくなる。したがって、焼鈍温度は600℃以上とする。好ましくは650℃以上である。一方、焼鈍温度が850℃を上回ると、フェライト組織の結晶粒が粗大化し、降伏強度(YP)が低下し、本発明範囲である290ＭＰａ以上とするのが難しい。よって、焼鈍温度は850℃以下とする。好ましくは800℃以下である。さらに好ましくは760℃以下である。また、セメンタイト粒子の溶け残りを促進するため、均熱時間は10秒〜40秒にすることが好ましい。ここでの焼鈍時の均熱時間とは、焼鈍温度-10℃以上の温度域での滞留時間である。
Annealing temperature: 600 ~ 850 ℃
If the annealing temperature (maximum reached sheet temperature during annealing) is lower than 600 ° C., an unrecrystallized ferrite structure extending in the rolling direction remains, YP becomes excessively high, and ductility decreases. Further, the average particle diameter of the cementite particles is reduced. As a result, the yield strength (YP) increases, and it is difficult to reduce the yield strength (YP) to 450 MPa or less, which is the range of the present invention. Therefore, the annealing temperature is set to 600 ° C. or higher. Preferably it is 650 ° C. or higher. On the other hand, if the annealing temperature is higher than 850 ° C., the crystal grains of the ferrite structure are coarsened, and the yield strength (YP) is reduced. Therefore, the annealing temperature is set to 850 ° C. or less. Preferably it is 800 ° C. or lower. More preferably, it is 760 ° C. or lower. Further, the soaking time is preferably set to 10 seconds to 40 seconds in order to promote undissolved cementite particles. Here, the soaking time during annealing is a residence time in a temperature range of an annealing temperature of −10 ° C. or more.
焼鈍温度から室温までの平均冷却速度：25℃/s以下
焼鈍温度から室温までの平均冷却速度は、本発明において重要な要件である。平均冷却速度が25℃/s超であると、セメンタイト組織の析出が不十分となり、固溶Cが残ってしまう。その結果、降伏強度(YP)が高くなり本発明範囲である450ＭＰａ以下とするのが難しくなる。よって、焼鈍温度から室温までの平均冷却速度は25℃/s以下とする。好ましくは20℃/s以下、より好ましくは15℃/s以下である。平均冷却速度の下限はとくに設けないが、平均冷却速度が小さいと作業効率が低下することから、下限は10℃/s程度で十分である。なお、焼鈍時の均熱時間には、焼鈍温度-10℃以上の温度域での滞留時間も含めることから、焼鈍温度から室温までの平均冷却速度は、均熱時間終了時の温度、すなわち、焼鈍温度-10℃からの平均冷却速度とする。
Average cooling rate from annealing temperature to room temperature: 25 ° C./s or less The average cooling rate from annealing temperature to room temperature is an important requirement in the present invention. If the average cooling rate is more than 25 ° C./s, precipitation of the cementite structure becomes insufficient, and solute C remains. As a result, the yield strength (YP) increases and it is difficult to reduce the yield strength (YP) to 450 MPa or less, which is the range of the present invention. Therefore, the average cooling rate from the annealing temperature to room temperature is set to 25 ° C./s or less. It is preferably at most 20 ° C / s, more preferably at most 15 ° C / s. Although there is no particular lower limit for the average cooling rate, the lower the average cooling rate is, the lower the working efficiency is. Therefore, the lower limit is about 10 ° C./s. In addition, since the soaking time during annealing includes the residence time in the temperature range of -10 ° C or higher, the average cooling rate from the annealing temperature to room temperature is the temperature at the end of the soaking time, that is, The average cooling rate from the annealing temperature of -10 ° C.
2次冷間圧延での圧下率（焼鈍後の冷間圧延における圧下率）：10％以下（焼鈍後の調質圧延を含む）
圧下率が10％を超えると、加工歪みが大きくなりすぎ、降伏強度(YP)が上昇し、本発明範囲である450ＭＰａ以下とするのが難しくなる。その結果、ロールフォーム加工性が低下する。よって、圧下率は10％以下とする。
焼鈍後の鋼板の表面粗さの調整や、ストレッチャーストレインの発生を抑制するために、一般的に調質圧延をかけることが行われる。本発明においては、焼鈍後の調質圧延を上記2次冷間圧延として行うことができる。この場合、本発明の効果を損なうことはない。
Reduction rate in secondary cold rolling (reduction rate in cold rolling after annealing): 10% or less (including temper rolling after annealing)
If the rolling reduction exceeds 10%, the processing strain becomes too large, the yield strength (YP) increases, and it is difficult to reduce the yield to 450 MPa or less, which is the range of the present invention. As a result, roll formability deteriorates. Therefore, the rolling reduction is set to 10% or less.
In order to adjust the surface roughness of the steel sheet after annealing and to suppress the occurrence of stretcher strain, temper rolling is generally performed. In the present invention, the temper rolling after annealing can be performed as the above-mentioned secondary cold rolling. In this case, the effect of the present invention is not impaired.
上記のようにして得た鋼板は、その後、必要に応じて、鋼板に、例えば電気めっきにより、錫めっき、クロムめっき、ニッケルめっき等のめっき処理を施したり、樹脂被膜を施したりする表面処理を行い、缶用鋼板とする。なお、めっきや樹脂皮膜等の表面処理の膜厚は、板厚に対して十分に小さいので、缶用鋼板の機械特性への影響は無視できるレベルである。 The steel sheet obtained as described above is then, if necessary, subjected to a plating treatment such as tin plating, chromium plating, or nickel plating, or a surface treatment of applying a resin film, for example, by electroplating. Then, it becomes a steel plate for cans. The thickness of the surface treatment such as plating and resin film is sufficiently small with respect to the plate thickness, so that the effect on the mechanical properties of the steel sheet for cans is negligible.
以上により、本発明の缶用鋼板が得られる。 As described above, the steel sheet for a can of the present invention is obtained.
表１に示す成分組成を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに対して、表２に示す条件で熱間圧延を行った。次いで、酸洗後、表２に示す条件で、冷間圧延、焼鈍、および2次冷間圧延を施し、板厚が0.12mmの2次冷間圧延板（缶用鋼板）を製造した。なお、酸洗は、塩酸等により通常の方法にて、焼鈍は、連続焼鈍炉にて保持時間30秒で行った。
上記にて得られた缶用鋼板に対して、以下に示す方法にて、各性能を測定、調査した。各試験方法および測定方法は次の通りである。
Hot rolling was performed on a steel slab having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities under the conditions shown in Table 2. Next, after pickling, cold rolling, annealing, and secondary cold rolling were performed under the conditions shown in Table 2 to produce a secondary cold-rolled plate (steel plate for cans) having a plate thickness of 0.12 mm. The pickling was performed by a usual method using hydrochloric acid or the like, and the annealing was performed in a continuous annealing furnace for a holding time of 30 seconds.
The performance of each of the steel sheets for cans obtained above was measured and investigated by the following methods. Each test method and measurement method are as follows.
（１）組織観察
得られた2次冷間圧延板に対して、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨して、ナイタール腐食液でフェライト結晶粒を現出させた。
フェライト組織の面積率については、走査型電子顕微鏡で1000倍に拡大して10視野分撮影した。画像解析によりフェライト組織とベイナイト組織やマルテンサイト組織等のフェライト組織以外とを分離し、観察視野に対するフェライト組織の面積率によって求めた。フェライト組織は、パケットやラスのような下部組織が観察されない形態を有する組織である。
セメンタイトの平均粒子径については、走査型電子顕微鏡で8000倍に拡大して20視野撮影し，視野内のセメンタイトについて粒子径（円相当直径）を測定し、これらの平均値を算出することによって求めた。
(1) Observation of Structure The obtained secondary cold-rolled sheet was mirror-polished in a thickness section parallel to the rolling direction, and ferrite crystal grains were exposed with a nital etching solution.
The area ratio of the ferrite structure was magnified 1000 times with a scanning electron microscope and photographed for 10 visual fields. A ferrite structure was separated from a ferrite structure other than a ferrite structure such as a bainite structure or a martensite structure by image analysis, and was determined based on an area ratio of the ferrite structure to an observation visual field. The ferrite structure is a structure having a form in which a lower structure such as a packet or lath is not observed.
The average particle diameter of cementite was determined by scanning the electron microscope with a scanning electron microscope at 8000 times magnification and photographing 20 visual fields, measuring the particle diameter (equivalent circle diameter) of the cementite in the visual field, and calculating the average of these values. Was.
（２）降伏強度の測定
上記により得られた缶用鋼板から、圧延方向に対して平行方向を引張方向とするJIS 5号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行って、降伏強度(YP)を測定した。
(2) Measurement of yield strength A JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z 2201) having a tensile direction parallel to the rolling direction was sampled from the steel sheet for can obtained as described above, and was subjected to the provisions of JIS Z 2241. A tensile test was performed to determine the yield strength (YP).
（３）ロールフォーム加工性の測定
ロールフォーム加工性を評価するために、上記により得られた缶用鋼板に対して、３ピース缶ロールフォーム成形を行った。具体的には、上記により得られた2次冷間圧延板（缶用鋼板）の表面に錫をメッキした鋼板を長方形平板ブランク（長さ：160mm、横：140mm）にせん断した。表２に示すNo.3の鋼板を用い、圧延方向を曲げ方向として、巻幅が８mmになるようにロールフォーマを調整し、ロールフォーミング加工を行った。表２に示すNo.3の板を用いたロールフォーマの加工条件をそのまま利用し、全水準の鋼板をロールフォーミング加工し、巻幅（ラップ代）を測定した。巻幅７mm超え〜９mm未満を合格(◎)、巻幅５mm以上〜７mm以下および９mm以上〜１１mm以下を合格(○)、巻幅５mm未満および１１mmを超える場合を不合格(×)とした。
(3) Measurement of Roll Form Workability In order to evaluate the roll form workability, a three-piece can roll form was formed on the steel sheet for a can obtained as described above. Specifically, a steel plate obtained by plating tin on the surface of the secondary cold-rolled plate (steel plate for can) obtained above was sheared into a rectangular flat plate blank (length: 160 mm, width: 140 mm). Using a steel plate of No. 3 shown in Table 2, the roll former was adjusted so that the rolling direction was the bending direction and the winding width was 8 mm, and roll forming was performed. Using the processing conditions of the roll former using the No. 3 plate shown in Table 2, the steel sheet of all levels was roll formed and the winding width (wrap margin) was measured. A winding width of more than 7 mm to less than 9 mm was passed (A), a winding width of 5 mm to 7 mm and 9 mm to 11 mm was passed (O), and a winding width of less than 5 mm and more than 11 mm was rejected (X).
（４）溶接性の評価方法
上記により得られた缶用鋼板に対して、巻幅が８ｍｍになるように成形し、次いで、得られた円筒状の両端を電気抵抗溶接でシーム溶接により接合し溶接缶胴を製造した。この溶接缶胴に、押込み深さを４mmとして、60度円錐ポンチを押込み、割れの有無で溶接性を評価した。調査、評価方法を図１に示す。各水準１０個の内、割れ発生なしが８個超えを合格(◎)、割れ発生なしの３個超え〜８個以下を合格(○)、割れ発生なしの３個以下を不合格(×)とした。
(4) Method for evaluating weldability The steel sheet for cans obtained as described above was formed so as to have a winding width of 8 mm, and then the obtained cylindrical ends were joined by electric resistance welding by seam welding. A welded can body was manufactured. A 60-degree conical punch was pushed into the weld can body with a pushing depth of 4 mm, and the weldability was evaluated based on the presence or absence of cracks. The survey and evaluation methods are shown in FIG. Out of 10 pieces of each level, more than 8 pieces with no cracking passed (◎), more than 3 pieces without cracking ~ 8 pieces or less passed (○), 3 pieces or less without cracking failed (×) And
以上により得られた結果を表３に示す。 Table 3 shows the results obtained as described above.
表３より、本発明例では、ロールフォーム加工性および溶接性に優れた缶用鋼板が得られていた。 As shown in Table 3, in the example of the present invention, a steel sheet for a can excellent in roll form workability and weldability was obtained.
Claims (2)
フェライト組織の面積率が95％以上であり、フェライト組織中に平均粒子径が10nm以上であるセメンタイト粒子が分散した組織を有し、
降伏強度（YP）が290〜450ＭＰａである
ことを特徴とする缶用鋼板。 Ingredient composition is, in mass%, C: 0.010 to 0.050%, Si: 0.100% or less, P: 0.03% or less, N: less than 0.0040%, S: 0.03% or less, Al: 0.02 to 0.10%, B: 0.001 to 0.004% and 2.0 ≦ (Mn / 55) / (C / 12) ≦ 8.0 (Mn: Mn content (% by mass), C: C content (% by mass)) Fe and inevitable impurities,
The area ratio of the ferrite structure is 95% or more, and the ferrite structure has a structure in which cementite particles having an average particle diameter of 10 nm or more are dispersed,
A steel plate for cans having a yield strength (YP) of 290 to 450 MPa.
前記成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度：870℃以上で熱間圧延し、巻取温度：600℃以上で巻取り、圧下率：80％以上で冷間圧延し、
次いで、焼鈍温度：600〜850℃、焼鈍温度から室温までの平均冷却速度：25℃/s以下の条件で焼鈍を行い、
次いで、圧下率：10％以下で冷間圧延を行うことを特徴とする缶用鋼板の製造方法。 It is a manufacturing method of the steel plate for cans of Claim 1, Comprising :
The steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled at a finish rolling temperature of 870 ° C. or higher, wound at a winding temperature of 600 ° C. or higher, and cold-rolled at a rolling reduction of 80% or more,
Then, annealing temperature: 600 ~ 850 ℃, the average cooling rate from the annealing temperature to room temperature: annealing at 25 ℃ / s or less,
Then, cold rolling is performed at a rolling reduction of 10% or less.
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