JP6813132B2 - 缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
[1]質量%で、C:0.010%以上0.130%以下、Si:0.04%以下、Mn:0.10%以上1.00%以下、P:0.007%以上0.100%以下、S:0.0005%以上0.0090%以下、Al:0.001%以上0.100%以下、N:0.0050%以下、Ti:0.0050%以上0.1000%以下および、Cr:0.08%以下を含有し、さらにTi*=Ti−1.5Sとするとき、0.005≦(Ti*/48)/(C/12)≦0.700の関係を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%以下である組織とを有し、上降伏強度が550MPa以上である缶用鋼板。
本実施形態における缶用鋼板は、550MPa以上の上降伏強度を有することが重要である。そのためには、Tiを含有することにより生成するTi系炭化物による析出強化を利用することが重要となる。Ti系炭化物による析出強化を利用するためには、缶用鋼板におけるC含有量が重要となる。C含有量が0.010%未満となると、上述した析出強化による強度上昇効果が低減し、上降伏強度が550MPa未満となる。よって、C含有量の下限を0.010%とする。一方、C含有量が0.130%を超えると、鋼の溶製中の冷却過程において亜包晶割れを起こすとともに、鋼板が過剰に硬質化するので延性が低下する。さらにフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、C含有量の上限を0.130%とする。なお、C含有量が0.060%以下であれば、冷間圧延時の変形抵抗が小さく、より大きい圧延速度で圧延することができる。このため、製造しやすさの観点からは、C含有量を0.015%以上0.060%以下とすることが好ましい。
Siは固溶強化により鋼を高強度化させる元素である。この効果を得るためには、Si含有量を0.01%以上とすることが好ましい。しかし、Si含有量が0.04%を超えると耐食性が著しく損なわれる。よって、Si含有量を0.04%以下とする。Si含有量は、好ましくは0.01%以上0.03%以下である。
Mnは固溶強化により鋼の強度を増加させる。Mn含有量が0.10%未満となると、550MPa以上の上降伏強度を確保することができない。よって、Mn含有量の下限を0.10%とする。一方、Mn含有量が1.00%を超えると、耐食性および表面特性が劣るばかりでなく、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%超となり、局所的な変形が発生し、均一変形能に劣る。よって、Mn含有量の上限を1.00%とする。Mn含有量は、好ましくは0.20%以上0.60%以下である。
Pは固溶強化能が大きい元素である。このような効果を得るためには、Pを0.007%以上で含有させることが必要となる。よって、P含有量の下限を0.007%とする。一方、Pの含有量が0.100%を超えると、鋼板が過剰に硬質化するため延性が低下し、さらに耐食性が劣るものとなる。よって、P含有量の上限を0.100%とする。P含有量は、好ましくは0.008%以上0.015%以下である。
本実施形態における缶用鋼板は、Ti系炭化物による析出強化により高強度を得ている。SはTiとTiSを形成しやすく、TiSが形成されると析出強化に有用なTi系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。すなわち、S含有量が0.0090%超となると、TiSが多量に形成され、強度が低下する。よって、S含有量の上限を0.0090%とする。S含有量は、好ましくは0.0080%以下である。一方、S含有量が0.0005%未満となると、脱Sコストが過大となる。よって、S含有量の下限を0.0005%とする。
Alは、脱酸剤として含有させる元素であり、鋼の微細化にも有用である。Al含有量が0.001%未満となると、脱酸剤としての効果が不十分であり、凝固欠陥の発生を招くとともに製鋼コストが増大する。よって、Al含有量の下限を0.001%とする。一方、Al含有量が0.100%を超えると、表面欠陥が発生するおそれがある。よって、Al含有量の上限を0.100%以下とする。なお、Alを脱酸剤として十分に機能させるためには、Al含有量を0.010%以上0.060%以下とすることが好ましい。
本実施形態における缶用鋼板は、Ti系炭化物による析出強化により高強度を得ている。Nは、TiとTiNを形成しやすく、TiNが形成されると析出強化に有用なTi系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。また、N含有量が多すぎると、連続鋳造時の温度が低下する下部矯正帯においてスラブ割れが生じやすくなる。さらに、上述したように多量に形成されたTiNにより析出強化に有用なTi系炭化物の量が低減し、所望の強度が得られなくなる。よって、N含有量の上限を0.0050%とする。N含有量の下限は、特に設ける必要はないが、製鋼コストの観点からは、N含有量を0.0005%超とすることが好ましい。
Tiは炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Ti含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ti含有量を0.0050%以上とすることによりこの効果が生じるため、Ti含有量の下限を0.0050%とする。一方、Tiは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ti含有量が0.1000%を超えると、640〜780℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ti含有量の上限を0.1000%とする。Ti含有量は、好ましくは0.0100%以上0.0800%以下である。
Crは炭窒化物を形成する元素である。Crの炭窒化物は、強化能がTi系炭化物と比べて小さいものの、鋼の高強度化に寄与する。この効果を十分に得る観点からは、Cr含有量を0.001%以上とすることが好ましい。ただし、Cr含有量が0.08%を超えると、Crの炭窒化物を過剰に形成し、鋼の強化能に最も寄与するTi系炭化物の形成が抑制され、所望の強度が得られなくなる。よって、Cr含有量を0.08%以下とする。
高強度を得て、かつ加工時に局所的な変形を抑制するためには、(Ti*/48)/(C/12)の値が重要である。ここで、Ti*は、Ti*=Ti−1.5Sにより定義される。TiはCと微細な析出物(Ti系炭化物)を形成し、鋼の高強度化に寄与する。Ti系炭化物を形成しないCは、セメンタイトあるいは固溶Cとして鋼中に存在することになる。このセメンタイトが鋼のフェライト粒内に所定の分率以上存在すると、鋼板の加工時に局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。また、TiはSと結合してTiSを形成しやすく、TiSが形成されると析出強化に有用なTi系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。本発明者らは、(Ti*/48)/(C/12)の値を制御することにより、Ti系炭化物による高強度化を達成しつつ、鋼板の加工時の局所変形に起因したしわを抑制できることを見出し、本発明に至った。すなわち、(Ti*/48)/(C/12)が0.005未満となると、鋼の高強度化に寄与するTi系炭化物の量が低減し、上降伏強度が550MPa未満となる。また、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、(Ti*/48)/(C/12)を0.005以上とする。一方で、(Ti*/48)/(C/12)が0.700を超えると、640℃〜780℃の均熱温度での焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そうなると、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、(Ti*/48)/(C/12)を0.700以下とする。(Ti*/48)/(C/12)は、好ましくは0.090以上0.400以下である。
Nbは、Tiと同様に炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Nb含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Nb含有量を0.0050%以上とすることによりこの効果が生じるため、Nb含有量の下限を0.0050%とする。一方、Nbは再結晶温度の上昇をもたらすので、Nb含有量が0.0500%を超えると、640〜780℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Nb含有量の上限を0.0500%とする。Nb含有量は、好ましくは0.0080%以上0.0300%以下である。
Moは、TiとNbと同様に炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Mo含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Mo含有量を0.0050%以上とすることによりこの効果が生じるため、Mo含有量の下限を0.0050%とする。一方、Moは再結晶温度の上昇をもたらすので、Mo含有量が0.0500%を超えると、640〜780℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Mo含有量の上限を0.0500%とする。Mo含有量は、好ましくは0.0080%以上0.0300%以下である。
Bは、フェライト粒径を微細化し、上降伏強度を上昇させるのに有効である。本実施形態では、B含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。B含有量を0.0020%以上とすることによりこの効果が生じるため、B含有量の下限を0.0020%とする。一方、Bは再結晶温度の上昇をもたらすので、B含有量が0.0100%を超えると、640〜780℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、B含有量の上限を0.0100%とする。B含有量は、好ましくは0.0025%以上0.0050%以下である。
フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合:10%以下
フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%超となると、加工時、例えば、鋼板を缶蓋のカール部に加工する時に局所的な変形に起因するしわが発生する。よって、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合を10%以下とする。このメカニズムは明らかではないが、微細なTi系炭化物に比べ大きなセメンタイトが多量に存在すると、加工時の微細なTi系炭化物やセメンタイトと転位との相互作用のバランスが崩れ、しわ発生に至ると推察される。フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合は、好ましくは8%以下である。フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合を1%以上とすることが好ましく、2%以上とすることがより好ましい。
現在、製缶コストの低減を目的として、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、鋼板の板厚を低減するに伴って、缶体強度の低下および加工時の成形不良が懸念される。これに対して、本実施形態による缶用鋼板は、板厚が薄い場合でも、缶体強度、例えば缶蓋の耐圧強度を低下させることがなく、加工時にしわ発生の成形不良が発生しない。すなわち、板厚が薄い場合に、高強度かつ加工精度が高いという本発明の効果が顕著に発揮されるのである。したがって、この観点からは、板厚を0.4mm以下とすることが好ましい。なお、板厚は0.3mm以下としてもよく、0.2mm以下としてもよい。
熱間圧延工程のスラブ加熱温度が1200℃未満となると、鋳造時に形成した粗大な窒化物、例えばAlNが未溶解として鋼中に残存する。これに起因して、製缶性が低下し、鋼板が変形する際に、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、スラブ加熱温度の下限を1200℃とする。スラブ加熱温度は、好ましくは1220℃以上である。スラブ加熱温度は、1350℃超としても効果が飽和するため、上限を1350℃とすることが好ましい。
熱間圧延工程の仕上げ温度が850℃未満となると、熱延鋼板の未再結晶組織に起因する未再結晶組織が焼鈍後の鋼板に残存し、鋼板の加工時に局所的な変形によりしわが発生する。よって、仕上げ圧延温度の下限を850℃とする。一方、仕上げ圧延温度が950℃以下であれば、より良好な表面性状を有する鋼板を製造することができる。よって、仕上げ圧延温度を950℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延工程の巻取温度が640℃未満となると、熱延鋼板にセメンタイトが多量に析出する。そして、焼鈍後のフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際に局所的な変形に起因したしわが発生する。よって、巻取温度の下限を640℃とする。一方、巻取温度が780℃を超えると、連続焼鈍後の鋼板のフェライトの一部が粗大化し、鋼板が軟質化し、上降伏強度が550MPa未満となる。よって、巻取温度の上限を780℃とする。巻取温度は、好ましくは660℃以上760℃以下である。
巻取り後の500℃から300℃の平均冷却速度が25℃/h未満となると、熱延鋼板にセメンタイトが多量に析出して、焼鈍後のフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%超となる。そして、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際に局所的な変形に起因したしわが発生したり、強度に寄与する微細なTi系炭化物量が低減し、鋼板の強度が低下したりする。よって、巻取り後の500℃から300℃の平均冷却速度の下限を25℃/hとする。一方、巻取り後の500℃から300℃の平均冷却速度が55℃/hを超えると、鋼中に存在する固溶Cが増大し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した時に固溶Cに起因したしわが発生する。よって、巻取り後の500℃から300℃の平均冷却速度の上限を55℃/h以下とする。巻取り後の500℃から300℃の平均冷却速度を30℃/h以上50℃/h以下とすることが好ましい。なお、上記した平均冷却速度は、空冷により達成することができる。また、「平均冷却速度」とは、コイル幅方向エッジとセンターの平均温度を基準とする。
その後、必要に応じて、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、表層スケールを除去することができればよく、特に条件を限定する必要はない。また、酸洗以外の方法でスケールを除去してもよい。
一次冷間圧延における圧下率:86%以上
一次冷間圧延工程の圧下率が86%未満となると、冷間圧延で鋼板に付与されるひずみが低下するため、連続焼鈍後の鋼板の上降伏強度を550MPa以上とすることが困難となる。よって、一次冷間圧延工程の圧下率を86%以上とする。一次冷間圧延工程の圧下率を87%以上94%以下とすることが好ましい。なお、熱間圧延工程後であって一次冷間圧延工程前に適宜他の工程、例えば熱延板を軟質化させるための焼鈍工程を含んでもよい。また、熱間圧延工程の直後に酸洗を行わずに一次冷間圧延工程を行ってもよい。
一次冷間圧延工程後の鋼板に、500℃までの平均昇温速度が8℃/s以上50℃/s以下となる条件で後述する均熱温度まで加熱を施す。500℃までの平均昇温速度が8℃/s未満となると、主に熱間圧延の巻取り工程において析出するTi系炭化物が昇温中に粗大となり、強度が低下する。よって、500℃までの平均昇温速度を8℃/s以上とする。500℃までの平均昇温速度が50℃/sを超えると、640℃〜780℃の均熱温度での焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、500℃までの平均昇温速度を50℃/s以下とする。500℃に達した後、均熱温度に達するまでの過程で鋼板温度が降下することは好ましくなく、500℃までの平均昇温速度を保って640℃まで昇温させることが好ましい。
連続焼鈍工程における均熱温度が780℃を超えると、連続焼鈍においてヒートバックルなどの通板トラブルが発生しやすくなる。また、鋼板のフェライト粒径が一部粗大化し、鋼板が軟質化し、上降伏強度が550MPa未満となる。よって、均熱温度を780℃以下とする。一方、焼鈍温度が640℃未満であると、フェライト粒の再結晶が不完全となり、未再結晶が残存することになる。未再結晶が残存すると、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、均熱温度を640℃以上とする。なお、均熱温度を660℃以上740℃以下とすることが好ましい。
保持時間が90秒を超えると、主に熱間圧延の巻取り工程において析出するTi系炭化物が昇温中に粗大となり、強度が低下する。一方、保持時間が10秒未満となると、フェライト粒の再結晶が不完全となり、未再結晶が残存する。そして、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。
焼鈍後の二次冷間圧延における圧下率が15.0%を超えると、過剰な加工硬化が鋼板に導入される結果、鋼板強度が過剰に上昇する。そして、鋼板の加工時、例えば缶蓋のシェル加工で割れが発生したり、引続くカール部の加工でしわが発生したりする。よって、二次冷間圧延における圧下率を15.0%以下とする。鋼板の加工精度を高めるためには、二次冷間圧延率は低い方が望ましく、二次冷間圧延における圧下率を7.0%未満とすることが好ましい。一方、二次冷間圧延には鋼板に表面粗さを付与する役割があり、均一な表面粗さを鋼板に付与し、および上降伏強度を550MPa以上とするためには、二次冷間圧延の圧下率を0.1%以上とする必要がある。なお、二次冷間圧延工程は、焼鈍装置内で実施してもよく、独立した圧延工程で実施してもよい。
「JIS Z 2241:2011」に示される金属材料引張試験方法に準拠して、引張試験を実施した。すなわち、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにJIS 5号引張試験片(JIS Z 2201)を採取し、引張試験片の平行部に50mm(L)の標点を付与した。そして、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を引張速度10mm/分にて引張試験片が破断するまで実施し、上降伏強度を測定した。測定結果を表2および表3に示す。
Snめっき鋼板の圧延方向に平行な板厚方向の断面を研磨後、腐食液(3体積%ナイタール)で腐食した。次いで、光学顕微鏡を用いて、400倍の倍率で10視野にわたり板厚1/4深さ位置(上記断面における、表面から板厚方向に板厚の1/4の位置)から板厚1/2位置までの領域を観察した。次いで、光学顕微鏡により撮影した組織写真を用いてフェライト粒内のセメンタイトを目視判定により特定し、画像解析によりセメンタイトの面積率を求めた。ここで、セメンタイトは、400倍の倍率の光学顕微鏡にて黒色または灰色を呈する円形ならびに楕円状の金属組織である。次いで、各視野でセメンタイトの面積率を求めて、10視野の面積率を平均した値をフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合とした。なお、画像解析は、画像解析ソフトウェア(粒子解析 日鉄住金テクノロジー株式会社製)を用いた。調査結果を表2および表3に示す。
Snめっき鋼板に対して、光学顕微鏡を用いて、測定面積が2.7mm2である領域を50倍の倍率で観察し、Snめっきが薄くなり穴状の部位の個数を計測した。穴状の部位の個数が20個未満の場合を○、20個以上25個以下の場合を△、25個超の場合を×とした。観察結果を表2および表3に示す。
鋼板より120mmの角形のブランクを採取し、円形のブランク加工、シェル加工、カール加工を順次加工することで、缶蓋を作製した。実体顕微鏡(Keyence株式会社製)を用いて、作製した缶蓋のカール部を周方向8か所にて観察し、しわ発生の有無を調べた。評価結果を表2および表3に示す。なお、周方向8か所のうち1か所でもしわが発生した場合を「しわ発生:有」とし、周方向8か所のいずれにおいてもしわが発生しなかった場合を「しわ発生:無」とした。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.010%以上0.130%以下、Si:0.04%以下、Mn:0.10%以上1.00%以下、P:0.007%以上0.100%以下、S:0.0005%以上0.0090%以下、Al:0.001%以上0.100%以下、N:0.0050%以下、Ti:0.0050%以上0.1000%以下、およびCr:0.001%以上0.08%以下を含有し、さらにTi*=Ti−1.5Sとするとき、0.005≦(Ti*/48)/(C/12)≦0.700の関係を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%以下である組織とを有し、上降伏強度が550MPa以上である缶用鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量%で、Nb:0.0050%以上0.0500%以下、Mo:0.0050%以上0.0500%以下、およびB:0.0020%以上0.0100%以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、請求項1に記載の缶用鋼板。
- 質量%で、C:0.010%以上0.130%以下、Si:0.04%以下、Mn:0.10%以上1.00%以下、P:0.007%以上0.100%以下、S:0.0005%以上0.0090%以下、Al:0.001%以上0.100%以下、N:0.0050%以下、Ti:0.0050%以上0.1000%以下、およびCr:0.001%以上0.08%以下を含有し、さらにTi*=Ti−1.5Sとするとき、0.005≦(Ti*/48)/(C/12)≦0.700の関係を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、1200℃以上で加熱し、850℃以上の仕上げ圧延温度で圧延して鋼板とし、前記鋼板を640℃以上780℃以下の温度で巻取り、その後500℃から300℃における平均冷却速度を25℃/h以上55℃/h以下とする冷却を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の鋼板に、86%以上の圧下率で冷間圧延を施す一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延工程後の鋼板に、500℃までの平均昇温速度が8℃/s以上50℃/s以下となる条件で加熱を施した後に、640℃以上780℃以下の温度域で10秒以上90秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の鋼板に、0.1%以上15.0%以下の圧下率で冷間圧延を施す二次冷間圧延工程と、を有する缶用鋼板の製造方法であって、
前記缶用鋼板は、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が10%以下である組織
を有し、上降伏強度が550MPa以上である、缶用鋼板の製造方法。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、Nb:0.0050%以上0.0500%以下、Mo:0.0050%以上0.0500%以下、およびB:0.0020%以上0.0100%以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、請求項3に記載の缶用鋼板の製造方法。
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