JP3632182B2 - 耐側壁破断性の優れたｄｔｒ缶適合鋼板の製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明はＤＴＲ（Ｄｒａｗ ａｎｄ Ｔｈｉｎ Ｒｅｄｒａｗ）製缶用途に適合する缶用鋼板の製造方法に関するもので、当該製缶工程で行われる缶胴の張力付加深絞り成形時に顕在化する側壁破断現象の発生し難い鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】
飲料缶等を中心として、軽量化、工程省略、素材および製造コスト低減の観点から、３ピース缶から２ピース缶への移行、更には缶体の薄肉化が進められている。今日、飲料缶用２ピース缶の主流となっているのは、円形のブランクをカップ状に深絞り成形（Ｄｒａｗ）後、缶胴を２〜３回しごき成形（Ｉｒｏｎｉｎｇ）することによって側壁部の薄肉化と所定の缶高さを得るＤＩ（Ｄｒａｗ ａｎｄ Ｉｒｏｎｉｎｇ）成形法であるが、一般に陽圧缶用途に限定され、内容物をホットパックするレトルト缶（コーヒー缶、紅茶缶）等の陰圧缶には使用されない。
【０００３】
一方、しごき加工を伴わない成形法としては、絞り加工を２回行うＤＲＤ（Ｄｒａｗ ａｎｄ ＲｅＤｒａｗ）成形法と、２回目以降の絞り成形時にフランジ部に高いしわ押え力を付加してフランジから側壁部への流れ込みを抑制し、側壁部に積極的に張力を付加する張力付加深絞り成形を行うことによって缶胴の薄肉化を行うＤＴＲ（Ｄｒａｗ ａｎｄ Ｔｈｉｎ Ｒｅｄｒａｗ）成形法が実用化されている。これらの方法の最大の特長は、しごき加工が施されないため、プレコート鋼板やラミネート鋼板を使用することによって、工程省略が可能なばかりか、意匠性やデザイン性の優れた飲料缶の製造が可能になる点である。
【０００４】
さて、近年、上記のＤＴＲ成形を飲料缶用途に展開する技術が開発され、実用化の段階に入っている。当該用途に対しては、一般的にＴ５−ＣＡからＤＲ−９程度のテンパー度を有するティンフリースティール（ＴＦＳ）にポリエステルフィルム（ＰＥＴ）をラミネートした鋼板を素材としてカップ成形した後、２段の張力付加深絞り成形が行われる。これによって、缶側壁は２０％以上の薄肉化が達成され、缶の軽量化が可能になるばかりか、鋼板板厚、鋼板のテンパー度と缶底部のドーム形状を変えることによって、陽圧缶、陰圧缶の両方に適合させることが可能である。しかし、当該成形法では、素材設計上以下の諸問題を解決する必要がある。
１．張力付加絞り成形時のダイ肩部との摺動によるラミネートフィルムの剥離。２．張力付加絞り成形時に缶壁部がポンチとダイス間に拘束されず自由表面状態で引張り変形を受けるため、肌荒れが発生し易い。
３．高速で張力付加絞り成形を行うため、各カップ成形時にポンチ肩と接触した箇所（ショックライン）を起点とした側壁破断が起こり易い。
【０００５】
上記の各技術課題における下地鋼板の設計に係わる２と３の課題に対しては、従来いくつかの特許技術が開示されている。例えば特開平４−３１４５３５号公報では、鋼板の結晶粒径を所定のサイズ以下まで細粒化して肌荒れを抑制する技術が開示されている。
【０００６】
特に、耐側壁破断性に関しては、特開平７−３４１９２ 号、特開平７−３４１９３ 号、特開平７−３４１９４号公報において、ある製造方法の下で結晶粒径を規定することにより、加工性、肌荒れ性、耐食性を向上させる技術が開示されている。これら技術では、Ｎｂを添加した鋼板を含めて固溶ＣおよびＮを低減させ、くびれの発生やボイドの連結を抑制し、それによって耐側壁破断性を高めることを開示しているが、金属組織的に側壁破断の起点となる部分に関しては触れられておらず、側壁破断を根本的に回避するには至らない。
【０００７】
また特開平５−２４７６６９号公報では、焼き入れ性向上のためにＢを添加した鋼板を連続焼鈍の際にフェライト−オーステナイト二相域から急冷することによってミクロ組織をフェライト相と低温変態相の二相組織にし、１回冷圧で十分な高強度を得る技術が開示されている。さらに、特開平４−３３７０４９号公報でＮｂを添加した鋼板において同様にミクロ組織をフェライト相と低温変態相の二相組織にする技術が開示されている。
【０００８】
しかし、このような二相組織では、フェライト相と硬質な低温変態相との界面でＤＴＲ加工に伴いボイドが発生し易いため、十分な耐側壁破断性を得るに至らないものである。
【０００９】
これらの技術に共通するのは、金属組織学的な原理原則に基づいて、組織の微細化と割れの起点となる鋼中介在物を減少させようとするものである。
【００１０】
しかし、個々の技術について詳細に検討すると、ＤＴＲ成形時の缶側壁破断の問題に対して、素材に要求される絶対的な強度レベル、側壁破断現象の本質的なメカニズムとそれに対する最適ミクロ組織のあり方、最適ミクロ組織を得るための具体的なプロセス条件等に対して、最適な技術は開示されていない。このため、２５％を超える側壁部の薄肉化を安定して実現することは、従来の素材設計技術の範囲内では不可能であり、結局しごき加工を付加せざるを得ないものと考えられる。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ＤＴＲ成形に適用される各種の樹脂などをラミネートした鋼板、各種の塗料をプレコートされた鋼板に対する前記の従来技術の問題点の中で、耐側壁破断性を著しく向上させる鋼板の製法を提供することを目的とするものである。
【００１２】
図７、図８は、従来技術によってＤＴＲ成形された飲料缶の側壁部のミクロ組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察した結果である。当該飲料缶は、フィルム密着性、耐食性、肌荒れ等の表面性状、耐圧強度、側壁のパネリング強度等、飲料缶として要求される性能は具備している。
【００１３】
しかし、ミクロ組織的には、ＭｎＳと母相の界面あるいは炭化物と母相の界面に微小な割れが多数観察される。こうした素材は、更に激しい引張り深絞り成形を受けるとこれらの微小な割れが起点となって側壁破断することが予想される。
【００１４】
本発明は、２０％以上の薄肉化においては側壁破断が皆無で、３０％以上の薄肉化を受けても、こうした微小な割れがほとんど発生しない鋼板を提供するものである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の目的を達成するため本発明の要旨とするところは下記の通りである。
（１）重量％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si＜0.03％、0.4≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.02 ％、0.02≦Sol.Al≦0.1 ％、N≦0.007％、Total-Ｏ≦0.005％、( 3.0×10 -4 ) ／Ｃ≦Nb≦0.03 ％、10C+Mn≧0.8 ％、S×Ｏ≦4.0×10 -5 ％と、残部Fe及び不可避的不純物からなる熱延素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、再結晶温度以上、Ａｃ3 変 態点以下の温度で連続焼鈍し、さらに伸長率０．５〜３％の調質圧延または圧下率５〜４０％のＤＲ圧延を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶 適合鋼板の製造方法、（２）重量％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si＜0.03％、0.4≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.015％、0.02≦sol.Al≦0.1 ％、N≦0.007 ％、( 3.0×10 -4 ) ／C≦Nb≦0.03% 、Total-Ｏ≦0.0025 ％、10C+Mn≧0.8 ％、S×Ｏ≦2.5×10 -5 ％と、残部Fe及び不可避的不純物からなる熱延素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、再結晶温度以上、Ａｃ3 変 態点以下の温度で連続焼鈍し、さらに伸長率０．５〜３％の調質圧延または圧下率５〜４０％のＤＲ圧延を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶 適合鋼板の製造方法、及び（３）（１）〜（２）において、連続焼鈍後に引き続き４００℃未満の温度で過時効処理を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れ たDTR缶適合鋼板鋼板の製造方法である。
【００１６】
【作用】
本発明を成すに至った基本的な考え方と、それに基づいて構成した本発明とその限定理由について以下に述べる。
【００１７】
まず本発明者らは、図７、図８に示した現状のＤＴＲ成形品のミクロ組織に着目し、側壁破断を引き起こす主因は、製鋼性の酸化物系非金属介在物と、鋼板製造過程で固相反応によって析出するＭｎＳ、ＡｌＮ、セメンタイト（Ｆｅ３ Ｃ ）の存在と、その析出物の量、サイズ、分布密度など析出形態であることを解明した。
【００１８】
つまり、従来以上に高いレベルの側壁部の薄肉化を達成するためには、析出物の析出形態を規制し、鋼板のミクロ組織自体を適正化することが極めて重要であることを見出した。
【００１９】
すなわち、それらの析出物と母相との界面で微小な割れが発生し、析出形態によっては発生した微小な割れが伝播し易く、ＤＴＲ加工の際に側壁破断に至り易いことを見出した。
【００２０】
また評価方法として、本発明者らは、従来の技術で極めて曖昧かつ定性的な評価しかなされていなかった耐側壁破断性に対して、材料間の有意差を正確かつ定量的に評価できる指標として、図６に示す高速ドロービード引抜き試験法によって求められる限界薄肉化率（еｔｈ）を用いた。
【００２１】
ｅｔｈ＝１００（ｅ０ー ｅ ）／ｅ０
ただし、ｅ０は初期板厚、 ｅ は破断面以外の近傍の板厚である。
【００２２】
また、実験室にてＤＴＲ成形のシミュレーション試験も実施した。円形のブランクを打抜き、クランクプレスを用いた通常の絞り成形によりカップを成形し、このカップを工具条件、しわ抑え力、成形温度を制御した複動型の高速油圧深絞り試験機を用いて、３５０ｃｃ缶相当の２１１径サイズにＤＴＲ成形した。
【００２３】
高速ドロービード試験により求めた限界薄肉化率ｅｔｈとＤＴＲ成形シミュレーション試験により求めた限界薄肉化率Ｒｔｈの関係を図５に示す。同図に示すようにｅｔｈが大きいほど缶胴側壁部の限界薄肉化率が高く、耐側壁破断性に優れていることが確認でき、еｔｈは側壁破断を伴わないでＤＴＲ成形可能な缶胴側壁の限界薄肉化率と正の相関があり、概ね（еｔｈ＋５％）程度の値と限界薄肉化率が一致することを確認した。
【００２４】
この高速ドロービード引抜き試験法を用いて、具体的な構成要件と限定範囲を定めた。
【００２５】
本発明の鋼板はそのミクロ組織をフェライト相と微細分散炭化物からなる、実質的なフェライト単相組織とする。これは、低炭素鋼において不可避的に存在する炭化物（パーライトまたはセメンタイト）以外の相（マルテンサイト、ベイナイトなど）を意図的に生成させた場合、そうした硬質第２相とフェライト母相の界面が、ＤＴＲ成形時の微少割れの起点となり、耐側壁破断性を一層劣化させるためである。
【００２６】
図１はＣを０．０７％含有し、ＤＲ９相当のテンパー度に調整したＴＦＳのｅｔｈに及ぼすＮｂ添加効果、ｔｏｔａｌＯ量の影響を示したものである。ｔｏｔａｌＯ量を低減することによりｅｔｈは増大し、Ｏ量の低下が薄肉化率ｕｐに有効であることがわかるが、０．０１％のＮｂを添加した鋼板は、Ｏ量にかかわらずＮｂ無添加の従来鋼よりもｅｔｈが大きく、さらにＯ量を０．００５ ％以下とすることによりｅｔｈは３０％以上となっている。さらにＯ量を０．００２５％以下まで低減すると、ｅｔｈは３５％以上となっている。
【００２７】
これは、Ｎｂ添加によりＴＦＳ原板のフェライト結晶粒径が細粒化したことと、炭化物の析出形態が変化し、炭化物が比較的均一に微細分散したことによるものである。Ｎｂ添加により、熱延時のオーステナイト粒径が細粒化し、変態後のフェライト粒径、冷圧、焼鈍後のフェライト粒径も細粒化する。
【００２８】
Ｎｂ添加鋼板では、Ｃの一部が鉄炭化物に比べ非常に微細な１０〜２０ｎｍ程度のＮｂ炭化物（ＮｂＣ）として析出するため、フェライト細粒化効果との相乗効果により、鉄炭化物のサイズも小さくなり、分布密度が増し平均析出間隔も均一化される。これらの効果により、耐側壁破断性が向上するものと考えられる。
【００２９】
一方、Ｎｂ無添加の従来鋼板では、Ｃは粒界及び粒内にセメンタイト及び一部パーライトとして析出する。このような鉄炭化物は、比較的大きく、サブミクロンまたはミクロンオーダーのサイズを有するため、炭化物と母相の界面が割れの起点となりやすく、ＤＴＲ成形時に多数の微小割れを発生させ、側壁破断の原因となる。
【００３０】
また、Ａｌ２ Ｏ３ 系を主体とし、さらにＭｎＯ系、ＣａＯ、ＳｉＯ２ 系も含めた酸化物系介在物は、割れの起点となるため少ないほど加工性が向上する。ｔｏｔａｌＯ量の低減に伴う、Ｎｂ添加によるｅｔｈの飛躍的な向上は，酸化物系介在物が減少したため、ｅｔｈに対する炭化物の影響が相対的に大きくなり、Ｎｂ添加による炭化物微細化の効果が顕著にあらわれるようになったためである。すなわち、Ｎｂ添加効果を最大限に発揮させるためには、Ｏ量を低減させることが極めて重要である。
【００３１】
次に、ｅｔｈに対するｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量の影響を検討した。０．０６〜０．０９％のＣ、０．００８〜０．０１５％のＮｂを含有し、ｔｏｔａｌＯ量とＳ量が種々異なる鋼を溶製し、ＤＲ９相当のテンパー度に調整したＴＦＳのｅｔｈを測定した結果を図２に示す。ｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量を低減することよりｅｔｈは向上しているが、Ｏ量が比較的高く０．００５ ％を超える場合はＳを０．００５％程度まで低減しても十分なｅｔｈは得られていない。
【００３２】
同図から明らかなように、ｔｏｔａｌＯ≦０．００５ ％、Ｓ≦０．０２ ％、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０−５ ％の場合にｅｔｈ≧３０％が得られ、さらに、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％，Ｓ≦０．０１５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０−５ ％の場合にはｅｔｈ≧３５％が得られており、耐側壁破断性が著しく向上している。すなわち、ＯとＳを同時に低減することにより、優れた耐側壁破断性を得ることができる。
【００３３】
これは、前述のように微小な割れ発生の起点となるＭｎＳが減少したことによるものであるが、酸化物系介在物が比較的多い場合には酸化物が割れの起点となりうるためにＳを低減しても、その効果は十分発揮されない。しかし、酸化物系介在物が少なくｔｏｔａｌＯ量が低い場合にはＭｎＳの影響が相対的に大きくなるため、Ｓ低減による微小割れの起点となり得るＭｎＳ減少効果が顕著に発揮されるようになる。すなわち、Ｓ低減による耐側壁破断性向上効果を最大限に発揮させるためにはＯ量を低減することが重要である。
【００３４】
次に本発明の請求範囲の限定理由について説明する。
Ｎｂ：Ｎｂは本発明において極めて重要な元素であり，フェライト組織の細粒化、割れの起点となる鉄炭化物の減少と鋼板の高強度化をはかるために添加する。微細なＮｂ炭化物を析出させ、これらの作用を十分に発揮させるためにはＣ量に応じて決まる必要最低限以上のＮｂを添加することが重要である。図３にＣ量、Ｎｂ量とｅｔｈの関係を示す。
【００３５】
ＮｂをＣ量との関係において、３．０×１０−４ ／Ｃ以上添加することにより上記の効果が発揮され、高いｅｔｈを得ることができることから、その添加量の下限を３．０×１０−４ ／Ｃ（％）とする。一方、０．０３ ％を超える添加を行っても、上記の効果は飽和し格段の特性向上が期待できないため、その上限を０．０ ３％と規定する。
【００３６】
Ｏ：前述のように、鋼中の酸化物系介在物はＤＴＲ成形時の割れ発生の起点となるため、耐側壁破断性を著しく阻害する。本発明においては、耐側壁破断性を向上させるために、Ｎｂを添加し炭化物の微細分散化を図るとともにＳ量も低減するが、図 １、図 ２に示したようにｔｏｔａｌＯ量を５０ｐｐｍ以下にすることにより、これらの効果を十分に発揮させることができる。
【００３７】
そこで、本発明では鋼中のｔｏｔａｌＯ量を５０ｐｐｍ以下に限定する。さらに、前述のＳ量との関係において、ｅｔｈ≧３０％が安定して得られる上限として、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０−５ ％に限定する。また、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０−５％に限定することにより、本発明の効果を最大限に発揮させ、なお一層良好な耐側壁破断性を得ることができる。
【００３８】
Ｓ：Ｓは本発明において極めて重要な元素である。ＳはＭｎＳとして鋼中に存在し、展伸したＭｎＳはＤＴＲ成形時の側壁破断に至る割れの起点になりやすい。したがって、Ｓは極力少ないほうが望ましく、０．０２％以下に限定する。さらに、Ｓ量と鋼中Ｏ量の関係を特定範囲に限定することにより、良好な耐側壁破断性を得ることができるようになる。
【００３９】
本発明においては、図２に示したように、前述したＯ量とともに、ｅｔｈ≧３０％が安定して得られる上限として、ｔｏｔａｌＯ≦０．００５ ％、Ｓ≦０．０２ ％、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０−５ ％に限定する。さらに、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０−５ ％に限定することにより、なお一層良好な耐速壁破断性を得ることができる。
【００４０】
Ｃ：ＣはＤＴＲ缶適合鋼板として要求される強度レベルを確保するために極めて重要な元素である。本発明においては、ＤＴＲ缶として必要な缶強度を確保するために、Ｃ、Ｍｎおよび微細なＮｂ炭化物により鋼板を強化する。Ｃが０．０２％以下の場合には、Ｍｎ、Ｎｂを添加したとしても必要な強度を得ることが困難となるので、本発明では０．０２％を超えるＣを含有していることを必須とする。
【００４１】
しかし、Ｃは一部がパーライトあるいは焼鈍中にフェライト粒界または粒内にセメンタイトとして析出するため、これらの鉄炭化物と母相との界面が割れの起点となりやすく、図８に示したようにＤＴＲ成形時に多数の微小割れを発生させる原因となる。本発明においては、鉄炭化物によるこれらの悪影響を緩和させるために、Ｎｂ添加を必須としており、Ｃの一部を鉄炭化物が形成される前の、より高温において微細なＮｂ炭化物として析出させる。
【００４２】
さらに、微細なＮｂ炭化物以外の炭化物、すなわち、セメンタイトの析出形態を制御することにより、耐側壁破断性を一層向上させることができる。一方、Ｃ含有量が０．１ ％を超えると、Ｎｂを添加したとしてもパーライトを起点とする側壁破断が顕在化するようになるため、Ｃ量は０．１ ％以下に限定する。
【００４３】
Ｓｉ：Ｓｉは置換型固溶元素であり強化能を有するが、本発明においては、以下に示す理由によりＳｉの積極的な添加は行わない。Ｓｉは意図的な添加を行わない場合にも、不純物成分として鋼中に残留し、鋼板を脆化させる元素であり、また、ＴＦＳの下地鋼板として使用する場合には金属Ｃｒの電析に対しても悪影響を与えるため、その含有量は少ないほうが望ましい。また、多量に添加した場合には、ＳｉＯ２ 介在物が鋼中に残留する場合があり、耐側壁破断性を劣化させる。
【００４４】
そこで、本発明においては、これらの悪影響を回避するため、その含有量を０．０３％未満に限定する。さらに、鋼板の局部延性を向上させ、なお一層の優れた耐側壁破断性を得るためには、不純物成分であるＳｉの含有量を０．０１％以下に規定するのが好ましい。
【００４５】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼中ＳをＭｎＳとして析出させることによって鋳片、鋳造板（ スラブなど） の熱延素材の熱間割れを防止するとともに、連続焼鈍後の過時効過程においてＭｎＳを核とした粒内への微細セメンタイト析出を促す役割を果たす。本発明ではＮｂ添加を必須としているためＣの一部はＮｂ炭化物として析出するが、残りのＣは鉄炭化物となるため、ＭｎＳの上記の作用は重要である。さらに、Ｍｎは固溶強化元素として、Ｃによる強化、Ｎｂ炭化物による強化を補う役割を果たす。
【００４６】
本発明では、Ｓを析出固定し、さらにＤＴＲ缶として必要な缶体強度を得るための下限として、０．４ ％以上かつ、Ｃ含有量との関係において１０Ｃ＋Ｍｎが０．８ ％以上となるようにＭｎを添加することを必須とする。
【００４７】
一方、Ｍｎを多量に添加すると素材強度を高めるためには有効であるが、その反面、ＭｎＳの溶解度積が増大し、スラブ段階で比較的大きなＭｎＳが形成されるばかりか、熱延時にバンド組織の形成を助長して鋼中Ｃのミクロ的不均一分布を促す。これらは、いずれもＤＴＲ成形時の耐側壁破断性を劣化させる要因となるため、Ｍｎの上限を１．２％とする。
【００４８】
Ｐ：ＰもＳｉと同様に置換型固溶元素であり、Ｓｉ以上に大きな強化能を有し鋼板の高強度化を図るためには有効な元素であるが、同時にフェライト粒界に偏析して粒界を脆化させる元素でもあるため、耐側壁破断性の観点からはその含有量は極力少ないほうが好ましい。
【００４９】
そこで、実用上の耐側壁破断性に対する悪影響を回避できる上限として、０．０３％以下に限定する。さらに、なお一層の優れた耐側壁破断性を得るためには，その含有量を０．０１％未満まで低減することが有効である。
【００５０】
ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌは鋼中ＮをＡｌＮとして析出させることにより、動的歪時効によって鋼板の局部延性を低下させるという固溶Ｎの弊害を軽減する。また、微細なＡｌＮはフェライト粒の微細化に有効であるとともに、ＭｎＳと同様に連続焼鈍の過時効過程における微細セメンタイトの粒内析出の核となるため、炭化物の微細分散に対しても有効に作用する。
【００５１】
しかし、ｓｏｌ．Ａｌ量を高めるために多量のＡｌを添加すると、微小なＡｌ２ Ｏ３ 介在物が残留しやすくなり、側壁破断の原因となる。そこで、本発明においては、上記の効果を発揮させるためにその下限を０．０２％に、また実用上それ以上の添加が耐側壁破断性を劣化させる限界として、その上限を０．１ ％とする。
【００５２】
Ｎ：ＮはＡｌＮとして微細に析出分散させることにより、フェライト粒の微細化と微細セメンタイトの析出サイトになるという作用を有する。しかし、このような作用を発揮させるために、とくに積極的に添加する必要はなく、通常の鋼に含まれる範囲で十分である。過剰なＮ添加は、Ａｌを添加したとしても固溶Ｎを残留させやすくなり，局部延性の低下をもたらし耐側壁破断性の劣化を引き起こす原因となる。そこで、Ｎは７０ｐｐｍ以下に限定する。
【００５３】
しかし、本発明においては，Ｎｂ添加を必須としていることにより、Ｎｂ炭化物によるフェライト粒の細粒化と炭化物の微細化が図られるため、ＡｌＮによる上記の作用を積極的に利用しなくても本発明の目的を達成することができる。そこで、固溶Ｎの残留による悪影響を完全に回避し、なお一層の優れた耐側壁破断性を必要とする場合には、Ｎを３０ｐｐｍ以下にすることが有効である。
【００５４】
本発明においては、上記の組成を有する熱延素材を用いて、そのミクロ組織をフェライト相と微細分散炭化物からなる、実質的なフェライト単相組織とするための製造方法である。これは、低炭素鋼において不可避的に存在する鉄炭化物（パーライトまたはセメンタイト）とＮｂの積極的な添加により析出させるＮｂ炭化物（ＮｂＣ）以外の低温変態生成相（マルテンサイト、ベイナイトなど）を意図的に生成させた場合には、こうした硬質第２相とフェライト母相の界面がＤＴＲ成形時の微小割れの起点となり、耐側壁破断性を劣化させるためである。
【００５５】
本発明の鋼板はＮｂを添加しているため、Ｎｂ無添加の従来の鋼板に比べ，Ｎｂ炭化物の微細分散により析出強化されるとともに、フェライト結晶粒の細粒化、炭化物の微細化と鉄炭化物の減少が図られ、耐側壁破断性が向上している。
【００５６】
しかし、Ｃの全量がＮｂ炭化物として析出するわけではなく、一部、鉄炭化物として析出している。前述のように、Ｎｂ炭化物は非常に微細であり、ＤＴＲ加工時の割れの起点となることはないが、鉄炭化物は割れの起点となりうる。そこで、鉄炭化物の析出形態を制御することにより、さらに耐側壁破断性の向上を図ることができる。
【００５７】
熱延段階でＮｂ炭化物として析出していないＣは、巻取り後に熱延鋼板の結晶粒界に凝集し、一部パーライトとして析出する。これらの炭化物は冷間圧延により粉砕され、再結晶焼鈍、調質圧延あるいはＤＲ圧延後に、フェライト結晶粒界を横断し、隣接した結晶粒の粒内へ連なった微細セメンタイトの密集した群落となって存在している。また、０．０２％以下のＣの一部は、再結晶焼鈍中にフェライト中に固溶し、焼鈍後の冷却過程でフェライト結晶粒界及び結晶粒内（たとえば、微細なセメンタイトとして、図４のＭＦＰはセメンタイトの平均粒子間距離）にセメンタイトとして析出する。これらのセメンタイトの析出形態を図４に模式的に示す。
【００５８】
これらのうち、とくにフェライト結晶粒界を横断し、隣接した結晶粒の粒内へ連なった微細セメンタイトの密集した群落が、最も割れの起点となりやすいため、これらの圧延方向の長さＬｃ（Ｌｃの定義は圧延方向に限定しないが、通常、圧延方向の長さがもっとも大きい）を短くすることが耐側壁破断性の一層の向上に対し効果的である。このような理由から、熱延段階でのパーライトの析出を抑制するために、熱延巻取温度は低温が望ましい。
【００５９】
次に本発明の鋼板の製造方法について説明する。
転炉溶製後、２００〜２８０ｍｍ程度の通常厚みのスラブ、または３０ｍｍ厚程度の薄スラブに連続鋳造した後、熱間圧延を行う。連続鋳造は、鋼中のＰ、Ｓのセミマクロ及びマクロ偏析を軽減するため、スラブ軽圧下鋳造が好ましい。
【００６０】
スラブ加熱温度、仕上温度、巻取温度は、それぞれ、１１００〜１２５０℃、８００〜８９０℃、５００〜７００℃程度の温度範囲とすることができるが、ＭｎＳの均一微細化の観点から１１５０℃以上のスラブ高温加熱が、熱延板組織の細粒化の観点から８７０℃以下の低温仕上げが、またパーライトの微細分散化の観点から６４０℃以下の中・低温巻取りが望ましい。
【００６１】
さらに熱延鋼板を酸洗、冷間圧延した後、連続焼鈍炉にて再結晶焼鈍を行う。焼鈍温度が再結晶温度未満では、十分な延性が得られず耐側壁破断性が劣化する。また、焼鈍温度がＡｃ３変態点を超える場合には、均熱中にオーステナイト相が生成し、冷却過程で硬質な低温変態相が生成されやすくなる。こうした硬質第２相とフェライト母相の界面がＤＴＲ成形時の微小割れの起点となり、耐側壁破断性を劣化させる原因となる。これらのことから、焼鈍温度は再結晶温度以上、Ａｃ３ 変態点以下に限定する。
【００６２】
過時効処理は施さなくても製造可能ではあるが、鉄炭化物の析出形態制御の観点から過時効処理を付加することにより、さらに耐側壁破断性が向上する。
【００６３】
過時効処理は、連続焼鈍炉内のインライン過時効処理（ＣＡＬ−ＯＡ）、連続焼鈍後の箱焼鈍によるバッチ過時効処理（ＣＡＬ−ＢＡＦ）のいずれの方法を用いてもよい。
【００６４】
過時効処理は、動的歪時効によって鋼板の局部延性を劣化させる残留固溶Ｃを低減し、かつセメンタイトを結晶粒内に微細分散させるために、ＣＡＬ−ＯＡの場合は３００〜４００℃未満で保定時間２０秒以上、ＣＡＬ−ＢＡＦの場合も４００℃未満の温度範囲で実施することが有効である。
【００６５】
４００℃以上の温度での過時効処理では、Ｃの固溶限が大きいため、結晶粒内に微細なセメンタイトとして析出させることが困難である。そこで、本発明においては、過時効処理温度を４００℃未満に限定する。
【００６６】
前述のＬｃ、ＭＦＰの好ましい範囲は、各々１０μｍ以下、２μｍ以下である。焼鈍後の鋼板は、調質圧延またはＤＲ圧延により所定の板厚に仕上げる。調質圧延の伸長率は０．５％未満、あるいは３．０％を超える場合には形状制御が困難であるため、０．５〜３．０％に限定する。また、ＤＲ圧延の圧下率は５％未満では形状及び表面性状の制御が困難であり、また４０％を超えると延性が低下し耐側壁破断性が低下するため、５〜４０％に限定する。
【００６７】
調質圧延またはＤＲ圧延後、錫めっき、極薄錫めっき、錫ーニッケルめっき、ニッケルめっき、クロムめっき等の各種表面処理が施される。
【００６８】
とくに、これらの表面処理鋼板をフィルムラミネート鋼板、プレコート鋼板の下地鋼板として用いる場合は、下層が金属クロム、上層がクロム水和酸化物の２層構造をもつ電解クロム酸処理鋼板すなわちＴＦＳが、加工密着性の観点から最も望ましい。これらの表面処理鋼板は、鋼板単独のまま、あるいはポリエステル等の樹脂フィルムをラミネートしたフィルムラミネート鋼板、エポキシ等の塗料をコーティングしたプレコート鋼板としてＤＴＲ缶用途に適用される。
【００６９】
以上に開示した本発明鋼板は、缶成形におけるプロセスがＷｅｔプロセス、Ｄｒｙプロセスの如何にかかわらず、張力を付加しながら深絞り成形を行う所謂ＤＴＲ製缶法に使用される全ての鋼板に適用出来る技術である。
【００７０】
また、ＤＴＲ加工後、更にしごき成形（Ｉｒｏｎｉｎｇ）を実施して、薄肉化を図る場合にも適用可能である。
【００７１】
以下、実施例によって本発明の効果をさらに具体的に述べる。
【００７２】
【実施例】
実施例１
鋼を転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとした。これらのスラブを１２００℃に加熱後、仕上温度８５０℃、巻取温度６００℃で板厚１．８ｍｍの熱延鋼板とした。 酸洗後、０．２２５ｍｍまで冷間圧延し、連続焼鈍により再結晶焼鈍を行った。
【００７３】
過時効処理条件として、過時効処理なし、ＣＡＬ内のＣＡＬ−ＯＡ、および連続焼鈍後箱焼鈍炉によるＣＡＬ−ＢＡＦ の３種類の条件を実施した。
【００７４】
焼鈍後の鋼板を圧下率２０．０％のＤＲ圧延により０．１８０ｍｍとした後、ティンフリーメッキラインにて電解クロム酸処理を行いＴＦＳとした。
【００７５】
これらの鋼板の化学組成は表１の通りである。
これらのＴＦＳの両面に実験室にてＰＥＴフィルムをラミネートし、高速ドロービード試験、ＤＴＲシミュレーション試験により限界薄肉化率ｅｔｈ、Ｒｔｈを評価した。さらに、ＤＴＲ成形サンプルの缶底耐圧強度をバックリングテスターを用いて評価した。
【００７６】
評価結果を焼鈍条件とともに表２に示す。本発明の方法で製造された鋼板は比較鋼板に比べ、ｅｔｈ、Ｒｔｈが高く優れたＤＴＲ成形性を有するとともに、十分な耐圧強度も備えていることがわかる。
【００７７】
【表１】
【００７８】
【表２】
【００７９】
実施例２
転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとし、１２００℃に加熱後、仕上温度８４０℃、巻取温度５４０℃で板厚１．６ｍｍの熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を酸洗後、０．２００ｍｍまで冷間圧延し、表３に示す焼鈍条件で連続焼鈍した。その後、圧下率１０％のＤＲ圧延により０．１８０ｍｍに仕上げ、実施例１と同一条件でＴＦＳ、ＰＥＴラミネート鋼板とし、高速ドロービード試験に供した。
【００８０】
これらの鋼板の化学組成は表１のＡ〜Ｍの通りである。
得られた結果を焼鈍条件とともに表３に示す。本発明の方法で製造された鋼板は比較鋼板に比べ、優れたＤＴＲ成形性を有している。
【００８１】
【表３】
【００８２】
実施例３
転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとし、１２００℃に加熱後、仕上温度８４０℃、巻取温度６００℃で板厚１．６ｍｍの熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を酸洗後、０．１８５ｍｍまで冷間圧延し、均熱温度７３０℃、過時効温度３５０℃の条件で連続焼鈍した。その後、調質圧延により０．１８０ｍｍに仕上げ、実施例１と同一条件でＴＦＳ、ＰＥＴラミネート鋼板とし、高速ドロービード試験に供した。
【００８３】
これらの鋼板の化学組成は表１のＡ〜Ｍの通りである。
得られた結果を表４に示す。調質圧延のみのＳＲ材とした場合にも、本発明鋼の優れたＤＴＲ適合性が認められる。
【００８４】
【表４】
【００８５】
【発明の効果】
本発明の鋼板の製造方法によれば、側壁破断することなく従来よりも側壁部薄肉化率の高いＤＴＲ缶を製造することが可能となり、ＤＴＲ缶の缶体軽量化を達成することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のＮｂ添加効果、ｔｏｔａｌＯ量の影響をを示す図である。
【図２】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量の影響を示す図である。
【図３】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のＣ量、Ｎｂ量の影響を示す図である。
【図４】セメンタイトの析出形態を示す模式図である。
【図５】高速ドロービード試験により求めた限界薄肉化率ｅｔｈとＤＴＲシミュレーション試験により求めた限界薄肉化率Ｒｔｈの関係を示す図である。
【図６】高速ドロービード試験方法を示す図である。
【図７】ＤＴＲ成形後の缶側壁部の割れの断面の状態を示す断面ミクロ組織の図面代用写真である。（ＭｎＳと割れの対応も示す図である。）
【図８】ＤＴＲ成形後の缶側壁部の割れの断面の状態を示す断面ミクロ組織の図面代用写真である。（セメンタイトと割れの対応も示す図である。）
【産業上の利用分野】
本発明はＤＴＲ（Ｄｒａｗ ａｎｄ Ｔｈｉｎ Ｒｅｄｒａｗ）製缶用途に適合する缶用鋼板の製造方法に関するもので、当該製缶工程で行われる缶胴の張力付加深絞り成形時に顕在化する側壁破断現象の発生し難い鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】
飲料缶等を中心として、軽量化、工程省略、素材および製造コスト低減の観点から、３ピース缶から２ピース缶への移行、更には缶体の薄肉化が進められている。今日、飲料缶用２ピース缶の主流となっているのは、円形のブランクをカップ状に深絞り成形（Ｄｒａｗ）後、缶胴を２〜３回しごき成形（Ｉｒｏｎｉｎｇ）することによって側壁部の薄肉化と所定の缶高さを得るＤＩ（Ｄｒａｗ ａｎｄ Ｉｒｏｎｉｎｇ）成形法であるが、一般に陽圧缶用途に限定され、内容物をホットパックするレトルト缶（コーヒー缶、紅茶缶）等の陰圧缶には使用されない。
【０００３】
一方、しごき加工を伴わない成形法としては、絞り加工を２回行うＤＲＤ（Ｄｒａｗ ａｎｄ ＲｅＤｒａｗ）成形法と、２回目以降の絞り成形時にフランジ部に高いしわ押え力を付加してフランジから側壁部への流れ込みを抑制し、側壁部に積極的に張力を付加する張力付加深絞り成形を行うことによって缶胴の薄肉化を行うＤＴＲ（Ｄｒａｗ ａｎｄ Ｔｈｉｎ Ｒｅｄｒａｗ）成形法が実用化されている。これらの方法の最大の特長は、しごき加工が施されないため、プレコート鋼板やラミネート鋼板を使用することによって、工程省略が可能なばかりか、意匠性やデザイン性の優れた飲料缶の製造が可能になる点である。
【０００４】
さて、近年、上記のＤＴＲ成形を飲料缶用途に展開する技術が開発され、実用化の段階に入っている。当該用途に対しては、一般的にＴ５−ＣＡからＤＲ−９程度のテンパー度を有するティンフリースティール（ＴＦＳ）にポリエステルフィルム（ＰＥＴ）をラミネートした鋼板を素材としてカップ成形した後、２段の張力付加深絞り成形が行われる。これによって、缶側壁は２０％以上の薄肉化が達成され、缶の軽量化が可能になるばかりか、鋼板板厚、鋼板のテンパー度と缶底部のドーム形状を変えることによって、陽圧缶、陰圧缶の両方に適合させることが可能である。しかし、当該成形法では、素材設計上以下の諸問題を解決する必要がある。
１．張力付加絞り成形時のダイ肩部との摺動によるラミネートフィルムの剥離。２．張力付加絞り成形時に缶壁部がポンチとダイス間に拘束されず自由表面状態で引張り変形を受けるため、肌荒れが発生し易い。
３．高速で張力付加絞り成形を行うため、各カップ成形時にポンチ肩と接触した箇所（ショックライン）を起点とした側壁破断が起こり易い。
【０００５】
上記の各技術課題における下地鋼板の設計に係わる２と３の課題に対しては、従来いくつかの特許技術が開示されている。例えば特開平４−３１４５３５号公報では、鋼板の結晶粒径を所定のサイズ以下まで細粒化して肌荒れを抑制する技術が開示されている。
【０００６】
特に、耐側壁破断性に関しては、特開平７−３４１９２ 号、特開平７−３４１９３ 号、特開平７−３４１９４号公報において、ある製造方法の下で結晶粒径を規定することにより、加工性、肌荒れ性、耐食性を向上させる技術が開示されている。これら技術では、Ｎｂを添加した鋼板を含めて固溶ＣおよびＮを低減させ、くびれの発生やボイドの連結を抑制し、それによって耐側壁破断性を高めることを開示しているが、金属組織的に側壁破断の起点となる部分に関しては触れられておらず、側壁破断を根本的に回避するには至らない。
【０００７】
また特開平５−２４７６６９号公報では、焼き入れ性向上のためにＢを添加した鋼板を連続焼鈍の際にフェライト−オーステナイト二相域から急冷することによってミクロ組織をフェライト相と低温変態相の二相組織にし、１回冷圧で十分な高強度を得る技術が開示されている。さらに、特開平４−３３７０４９号公報でＮｂを添加した鋼板において同様にミクロ組織をフェライト相と低温変態相の二相組織にする技術が開示されている。
【０００８】
しかし、このような二相組織では、フェライト相と硬質な低温変態相との界面でＤＴＲ加工に伴いボイドが発生し易いため、十分な耐側壁破断性を得るに至らないものである。
【０００９】
これらの技術に共通するのは、金属組織学的な原理原則に基づいて、組織の微細化と割れの起点となる鋼中介在物を減少させようとするものである。
【００１０】
しかし、個々の技術について詳細に検討すると、ＤＴＲ成形時の缶側壁破断の問題に対して、素材に要求される絶対的な強度レベル、側壁破断現象の本質的なメカニズムとそれに対する最適ミクロ組織のあり方、最適ミクロ組織を得るための具体的なプロセス条件等に対して、最適な技術は開示されていない。このため、２５％を超える側壁部の薄肉化を安定して実現することは、従来の素材設計技術の範囲内では不可能であり、結局しごき加工を付加せざるを得ないものと考えられる。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ＤＴＲ成形に適用される各種の樹脂などをラミネートした鋼板、各種の塗料をプレコートされた鋼板に対する前記の従来技術の問題点の中で、耐側壁破断性を著しく向上させる鋼板の製法を提供することを目的とするものである。
【００１２】
図７、図８は、従来技術によってＤＴＲ成形された飲料缶の側壁部のミクロ組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察した結果である。当該飲料缶は、フィルム密着性、耐食性、肌荒れ等の表面性状、耐圧強度、側壁のパネリング強度等、飲料缶として要求される性能は具備している。
【００１３】
しかし、ミクロ組織的には、ＭｎＳと母相の界面あるいは炭化物と母相の界面に微小な割れが多数観察される。こうした素材は、更に激しい引張り深絞り成形を受けるとこれらの微小な割れが起点となって側壁破断することが予想される。
【００１４】
本発明は、２０％以上の薄肉化においては側壁破断が皆無で、３０％以上の薄肉化を受けても、こうした微小な割れがほとんど発生しない鋼板を提供するものである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の目的を達成するため本発明の要旨とするところは下記の通りである。
（１）重量％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si＜0.03％、0.4≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.02 ％、0.02≦Sol.Al≦0.1 ％、N≦0.007％、Total-Ｏ≦0.005％、( 3.0×10 -4 ) ／Ｃ≦Nb≦0.03 ％、10C+Mn≧0.8 ％、S×Ｏ≦4.0×10 -5 ％と、残部Fe及び不可避的不純物からなる熱延素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、再結晶温度以上、Ａｃ3 変 態点以下の温度で連続焼鈍し、さらに伸長率０．５〜３％の調質圧延または圧下率５〜４０％のＤＲ圧延を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶 適合鋼板の製造方法、（２）重量％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si＜0.03％、0.4≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.015％、0.02≦sol.Al≦0.1 ％、N≦0.007 ％、( 3.0×10 -4 ) ／C≦Nb≦0.03% 、Total-Ｏ≦0.0025 ％、10C+Mn≧0.8 ％、S×Ｏ≦2.5×10 -5 ％と、残部Fe及び不可避的不純物からなる熱延素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、再結晶温度以上、Ａｃ3 変 態点以下の温度で連続焼鈍し、さらに伸長率０．５〜３％の調質圧延または圧下率５〜４０％のＤＲ圧延を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶 適合鋼板の製造方法、及び（３）（１）〜（２）において、連続焼鈍後に引き続き４００℃未満の温度で過時効処理を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れ たDTR缶適合鋼板鋼板の製造方法である。
【００１６】
【作用】
本発明を成すに至った基本的な考え方と、それに基づいて構成した本発明とその限定理由について以下に述べる。
【００１７】
まず本発明者らは、図７、図８に示した現状のＤＴＲ成形品のミクロ組織に着目し、側壁破断を引き起こす主因は、製鋼性の酸化物系非金属介在物と、鋼板製造過程で固相反応によって析出するＭｎＳ、ＡｌＮ、セメンタイト（Ｆｅ３ Ｃ ）の存在と、その析出物の量、サイズ、分布密度など析出形態であることを解明した。
【００１８】
つまり、従来以上に高いレベルの側壁部の薄肉化を達成するためには、析出物の析出形態を規制し、鋼板のミクロ組織自体を適正化することが極めて重要であることを見出した。
【００１９】
すなわち、それらの析出物と母相との界面で微小な割れが発生し、析出形態によっては発生した微小な割れが伝播し易く、ＤＴＲ加工の際に側壁破断に至り易いことを見出した。
【００２０】
また評価方法として、本発明者らは、従来の技術で極めて曖昧かつ定性的な評価しかなされていなかった耐側壁破断性に対して、材料間の有意差を正確かつ定量的に評価できる指標として、図６に示す高速ドロービード引抜き試験法によって求められる限界薄肉化率（еｔｈ）を用いた。
【００２１】
ｅｔｈ＝１００（ｅ０ー ｅ ）／ｅ０
ただし、ｅ０は初期板厚、 ｅ は破断面以外の近傍の板厚である。
【００２２】
また、実験室にてＤＴＲ成形のシミュレーション試験も実施した。円形のブランクを打抜き、クランクプレスを用いた通常の絞り成形によりカップを成形し、このカップを工具条件、しわ抑え力、成形温度を制御した複動型の高速油圧深絞り試験機を用いて、３５０ｃｃ缶相当の２１１径サイズにＤＴＲ成形した。
【００２３】
高速ドロービード試験により求めた限界薄肉化率ｅｔｈとＤＴＲ成形シミュレーション試験により求めた限界薄肉化率Ｒｔｈの関係を図５に示す。同図に示すようにｅｔｈが大きいほど缶胴側壁部の限界薄肉化率が高く、耐側壁破断性に優れていることが確認でき、еｔｈは側壁破断を伴わないでＤＴＲ成形可能な缶胴側壁の限界薄肉化率と正の相関があり、概ね（еｔｈ＋５％）程度の値と限界薄肉化率が一致することを確認した。
【００２４】
この高速ドロービード引抜き試験法を用いて、具体的な構成要件と限定範囲を定めた。
【００２５】
本発明の鋼板はそのミクロ組織をフェライト相と微細分散炭化物からなる、実質的なフェライト単相組織とする。これは、低炭素鋼において不可避的に存在する炭化物（パーライトまたはセメンタイト）以外の相（マルテンサイト、ベイナイトなど）を意図的に生成させた場合、そうした硬質第２相とフェライト母相の界面が、ＤＴＲ成形時の微少割れの起点となり、耐側壁破断性を一層劣化させるためである。
【００２６】
図１はＣを０．０７％含有し、ＤＲ９相当のテンパー度に調整したＴＦＳのｅｔｈに及ぼすＮｂ添加効果、ｔｏｔａｌＯ量の影響を示したものである。ｔｏｔａｌＯ量を低減することによりｅｔｈは増大し、Ｏ量の低下が薄肉化率ｕｐに有効であることがわかるが、０．０１％のＮｂを添加した鋼板は、Ｏ量にかかわらずＮｂ無添加の従来鋼よりもｅｔｈが大きく、さらにＯ量を０．００５ ％以下とすることによりｅｔｈは３０％以上となっている。さらにＯ量を０．００２５％以下まで低減すると、ｅｔｈは３５％以上となっている。
【００２７】
これは、Ｎｂ添加によりＴＦＳ原板のフェライト結晶粒径が細粒化したことと、炭化物の析出形態が変化し、炭化物が比較的均一に微細分散したことによるものである。Ｎｂ添加により、熱延時のオーステナイト粒径が細粒化し、変態後のフェライト粒径、冷圧、焼鈍後のフェライト粒径も細粒化する。
【００２８】
Ｎｂ添加鋼板では、Ｃの一部が鉄炭化物に比べ非常に微細な１０〜２０ｎｍ程度のＮｂ炭化物（ＮｂＣ）として析出するため、フェライト細粒化効果との相乗効果により、鉄炭化物のサイズも小さくなり、分布密度が増し平均析出間隔も均一化される。これらの効果により、耐側壁破断性が向上するものと考えられる。
【００２９】
一方、Ｎｂ無添加の従来鋼板では、Ｃは粒界及び粒内にセメンタイト及び一部パーライトとして析出する。このような鉄炭化物は、比較的大きく、サブミクロンまたはミクロンオーダーのサイズを有するため、炭化物と母相の界面が割れの起点となりやすく、ＤＴＲ成形時に多数の微小割れを発生させ、側壁破断の原因となる。
【００３０】
また、Ａｌ２ Ｏ３ 系を主体とし、さらにＭｎＯ系、ＣａＯ、ＳｉＯ２ 系も含めた酸化物系介在物は、割れの起点となるため少ないほど加工性が向上する。ｔｏｔａｌＯ量の低減に伴う、Ｎｂ添加によるｅｔｈの飛躍的な向上は，酸化物系介在物が減少したため、ｅｔｈに対する炭化物の影響が相対的に大きくなり、Ｎｂ添加による炭化物微細化の効果が顕著にあらわれるようになったためである。すなわち、Ｎｂ添加効果を最大限に発揮させるためには、Ｏ量を低減させることが極めて重要である。
【００３１】
次に、ｅｔｈに対するｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量の影響を検討した。０．０６〜０．０９％のＣ、０．００８〜０．０１５％のＮｂを含有し、ｔｏｔａｌＯ量とＳ量が種々異なる鋼を溶製し、ＤＲ９相当のテンパー度に調整したＴＦＳのｅｔｈを測定した結果を図２に示す。ｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量を低減することよりｅｔｈは向上しているが、Ｏ量が比較的高く０．００５ ％を超える場合はＳを０．００５％程度まで低減しても十分なｅｔｈは得られていない。
【００３２】
同図から明らかなように、ｔｏｔａｌＯ≦０．００５ ％、Ｓ≦０．０２ ％、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０−５ ％の場合にｅｔｈ≧３０％が得られ、さらに、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％，Ｓ≦０．０１５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０−５ ％の場合にはｅｔｈ≧３５％が得られており、耐側壁破断性が著しく向上している。すなわち、ＯとＳを同時に低減することにより、優れた耐側壁破断性を得ることができる。
【００３３】
これは、前述のように微小な割れ発生の起点となるＭｎＳが減少したことによるものであるが、酸化物系介在物が比較的多い場合には酸化物が割れの起点となりうるためにＳを低減しても、その効果は十分発揮されない。しかし、酸化物系介在物が少なくｔｏｔａｌＯ量が低い場合にはＭｎＳの影響が相対的に大きくなるため、Ｓ低減による微小割れの起点となり得るＭｎＳ減少効果が顕著に発揮されるようになる。すなわち、Ｓ低減による耐側壁破断性向上効果を最大限に発揮させるためにはＯ量を低減することが重要である。
【００３４】
次に本発明の請求範囲の限定理由について説明する。
Ｎｂ：Ｎｂは本発明において極めて重要な元素であり，フェライト組織の細粒化、割れの起点となる鉄炭化物の減少と鋼板の高強度化をはかるために添加する。微細なＮｂ炭化物を析出させ、これらの作用を十分に発揮させるためにはＣ量に応じて決まる必要最低限以上のＮｂを添加することが重要である。図３にＣ量、Ｎｂ量とｅｔｈの関係を示す。
【００３５】
ＮｂをＣ量との関係において、３．０×１０−４ ／Ｃ以上添加することにより上記の効果が発揮され、高いｅｔｈを得ることができることから、その添加量の下限を３．０×１０−４ ／Ｃ（％）とする。一方、０．０３ ％を超える添加を行っても、上記の効果は飽和し格段の特性向上が期待できないため、その上限を０．０ ３％と規定する。
【００３６】
Ｏ：前述のように、鋼中の酸化物系介在物はＤＴＲ成形時の割れ発生の起点となるため、耐側壁破断性を著しく阻害する。本発明においては、耐側壁破断性を向上させるために、Ｎｂを添加し炭化物の微細分散化を図るとともにＳ量も低減するが、図 １、図 ２に示したようにｔｏｔａｌＯ量を５０ｐｐｍ以下にすることにより、これらの効果を十分に発揮させることができる。
【００３７】
そこで、本発明では鋼中のｔｏｔａｌＯ量を５０ｐｐｍ以下に限定する。さらに、前述のＳ量との関係において、ｅｔｈ≧３０％が安定して得られる上限として、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０−５ ％に限定する。また、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０−５％に限定することにより、本発明の効果を最大限に発揮させ、なお一層良好な耐側壁破断性を得ることができる。
【００３８】
Ｓ：Ｓは本発明において極めて重要な元素である。ＳはＭｎＳとして鋼中に存在し、展伸したＭｎＳはＤＴＲ成形時の側壁破断に至る割れの起点になりやすい。したがって、Ｓは極力少ないほうが望ましく、０．０２％以下に限定する。さらに、Ｓ量と鋼中Ｏ量の関係を特定範囲に限定することにより、良好な耐側壁破断性を得ることができるようになる。
【００３９】
本発明においては、図２に示したように、前述したＯ量とともに、ｅｔｈ≧３０％が安定して得られる上限として、ｔｏｔａｌＯ≦０．００５ ％、Ｓ≦０．０２ ％、Ｓ×Ｏ≦４．０×１０−５ ％に限定する。さらに、ｔｏｔａｌＯ≦０．００２５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｓ×Ｏ≦２．５×１０−５ ％に限定することにより、なお一層良好な耐速壁破断性を得ることができる。
【００４０】
Ｃ：ＣはＤＴＲ缶適合鋼板として要求される強度レベルを確保するために極めて重要な元素である。本発明においては、ＤＴＲ缶として必要な缶強度を確保するために、Ｃ、Ｍｎおよび微細なＮｂ炭化物により鋼板を強化する。Ｃが０．０２％以下の場合には、Ｍｎ、Ｎｂを添加したとしても必要な強度を得ることが困難となるので、本発明では０．０２％を超えるＣを含有していることを必須とする。
【００４１】
しかし、Ｃは一部がパーライトあるいは焼鈍中にフェライト粒界または粒内にセメンタイトとして析出するため、これらの鉄炭化物と母相との界面が割れの起点となりやすく、図８に示したようにＤＴＲ成形時に多数の微小割れを発生させる原因となる。本発明においては、鉄炭化物によるこれらの悪影響を緩和させるために、Ｎｂ添加を必須としており、Ｃの一部を鉄炭化物が形成される前の、より高温において微細なＮｂ炭化物として析出させる。
【００４２】
さらに、微細なＮｂ炭化物以外の炭化物、すなわち、セメンタイトの析出形態を制御することにより、耐側壁破断性を一層向上させることができる。一方、Ｃ含有量が０．１ ％を超えると、Ｎｂを添加したとしてもパーライトを起点とする側壁破断が顕在化するようになるため、Ｃ量は０．１ ％以下に限定する。
【００４３】
Ｓｉ：Ｓｉは置換型固溶元素であり強化能を有するが、本発明においては、以下に示す理由によりＳｉの積極的な添加は行わない。Ｓｉは意図的な添加を行わない場合にも、不純物成分として鋼中に残留し、鋼板を脆化させる元素であり、また、ＴＦＳの下地鋼板として使用する場合には金属Ｃｒの電析に対しても悪影響を与えるため、その含有量は少ないほうが望ましい。また、多量に添加した場合には、ＳｉＯ２ 介在物が鋼中に残留する場合があり、耐側壁破断性を劣化させる。
【００４４】
そこで、本発明においては、これらの悪影響を回避するため、その含有量を０．０３％未満に限定する。さらに、鋼板の局部延性を向上させ、なお一層の優れた耐側壁破断性を得るためには、不純物成分であるＳｉの含有量を０．０１％以下に規定するのが好ましい。
【００４５】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼中ＳをＭｎＳとして析出させることによって鋳片、鋳造板（ スラブなど） の熱延素材の熱間割れを防止するとともに、連続焼鈍後の過時効過程においてＭｎＳを核とした粒内への微細セメンタイト析出を促す役割を果たす。本発明ではＮｂ添加を必須としているためＣの一部はＮｂ炭化物として析出するが、残りのＣは鉄炭化物となるため、ＭｎＳの上記の作用は重要である。さらに、Ｍｎは固溶強化元素として、Ｃによる強化、Ｎｂ炭化物による強化を補う役割を果たす。
【００４６】
本発明では、Ｓを析出固定し、さらにＤＴＲ缶として必要な缶体強度を得るための下限として、０．４ ％以上かつ、Ｃ含有量との関係において１０Ｃ＋Ｍｎが０．８ ％以上となるようにＭｎを添加することを必須とする。
【００４７】
一方、Ｍｎを多量に添加すると素材強度を高めるためには有効であるが、その反面、ＭｎＳの溶解度積が増大し、スラブ段階で比較的大きなＭｎＳが形成されるばかりか、熱延時にバンド組織の形成を助長して鋼中Ｃのミクロ的不均一分布を促す。これらは、いずれもＤＴＲ成形時の耐側壁破断性を劣化させる要因となるため、Ｍｎの上限を１．２％とする。
【００４８】
Ｐ：ＰもＳｉと同様に置換型固溶元素であり、Ｓｉ以上に大きな強化能を有し鋼板の高強度化を図るためには有効な元素であるが、同時にフェライト粒界に偏析して粒界を脆化させる元素でもあるため、耐側壁破断性の観点からはその含有量は極力少ないほうが好ましい。
【００４９】
そこで、実用上の耐側壁破断性に対する悪影響を回避できる上限として、０．０３％以下に限定する。さらに、なお一層の優れた耐側壁破断性を得るためには，その含有量を０．０１％未満まで低減することが有効である。
【００５０】
ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌは鋼中ＮをＡｌＮとして析出させることにより、動的歪時効によって鋼板の局部延性を低下させるという固溶Ｎの弊害を軽減する。また、微細なＡｌＮはフェライト粒の微細化に有効であるとともに、ＭｎＳと同様に連続焼鈍の過時効過程における微細セメンタイトの粒内析出の核となるため、炭化物の微細分散に対しても有効に作用する。
【００５１】
しかし、ｓｏｌ．Ａｌ量を高めるために多量のＡｌを添加すると、微小なＡｌ２ Ｏ３ 介在物が残留しやすくなり、側壁破断の原因となる。そこで、本発明においては、上記の効果を発揮させるためにその下限を０．０２％に、また実用上それ以上の添加が耐側壁破断性を劣化させる限界として、その上限を０．１ ％とする。
【００５２】
Ｎ：ＮはＡｌＮとして微細に析出分散させることにより、フェライト粒の微細化と微細セメンタイトの析出サイトになるという作用を有する。しかし、このような作用を発揮させるために、とくに積極的に添加する必要はなく、通常の鋼に含まれる範囲で十分である。過剰なＮ添加は、Ａｌを添加したとしても固溶Ｎを残留させやすくなり，局部延性の低下をもたらし耐側壁破断性の劣化を引き起こす原因となる。そこで、Ｎは７０ｐｐｍ以下に限定する。
【００５３】
しかし、本発明においては，Ｎｂ添加を必須としていることにより、Ｎｂ炭化物によるフェライト粒の細粒化と炭化物の微細化が図られるため、ＡｌＮによる上記の作用を積極的に利用しなくても本発明の目的を達成することができる。そこで、固溶Ｎの残留による悪影響を完全に回避し、なお一層の優れた耐側壁破断性を必要とする場合には、Ｎを３０ｐｐｍ以下にすることが有効である。
【００５４】
本発明においては、上記の組成を有する熱延素材を用いて、そのミクロ組織をフェライト相と微細分散炭化物からなる、実質的なフェライト単相組織とするための製造方法である。これは、低炭素鋼において不可避的に存在する鉄炭化物（パーライトまたはセメンタイト）とＮｂの積極的な添加により析出させるＮｂ炭化物（ＮｂＣ）以外の低温変態生成相（マルテンサイト、ベイナイトなど）を意図的に生成させた場合には、こうした硬質第２相とフェライト母相の界面がＤＴＲ成形時の微小割れの起点となり、耐側壁破断性を劣化させるためである。
【００５５】
本発明の鋼板はＮｂを添加しているため、Ｎｂ無添加の従来の鋼板に比べ，Ｎｂ炭化物の微細分散により析出強化されるとともに、フェライト結晶粒の細粒化、炭化物の微細化と鉄炭化物の減少が図られ、耐側壁破断性が向上している。
【００５６】
しかし、Ｃの全量がＮｂ炭化物として析出するわけではなく、一部、鉄炭化物として析出している。前述のように、Ｎｂ炭化物は非常に微細であり、ＤＴＲ加工時の割れの起点となることはないが、鉄炭化物は割れの起点となりうる。そこで、鉄炭化物の析出形態を制御することにより、さらに耐側壁破断性の向上を図ることができる。
【００５７】
熱延段階でＮｂ炭化物として析出していないＣは、巻取り後に熱延鋼板の結晶粒界に凝集し、一部パーライトとして析出する。これらの炭化物は冷間圧延により粉砕され、再結晶焼鈍、調質圧延あるいはＤＲ圧延後に、フェライト結晶粒界を横断し、隣接した結晶粒の粒内へ連なった微細セメンタイトの密集した群落となって存在している。また、０．０２％以下のＣの一部は、再結晶焼鈍中にフェライト中に固溶し、焼鈍後の冷却過程でフェライト結晶粒界及び結晶粒内（たとえば、微細なセメンタイトとして、図４のＭＦＰはセメンタイトの平均粒子間距離）にセメンタイトとして析出する。これらのセメンタイトの析出形態を図４に模式的に示す。
【００５８】
これらのうち、とくにフェライト結晶粒界を横断し、隣接した結晶粒の粒内へ連なった微細セメンタイトの密集した群落が、最も割れの起点となりやすいため、これらの圧延方向の長さＬｃ（Ｌｃの定義は圧延方向に限定しないが、通常、圧延方向の長さがもっとも大きい）を短くすることが耐側壁破断性の一層の向上に対し効果的である。このような理由から、熱延段階でのパーライトの析出を抑制するために、熱延巻取温度は低温が望ましい。
【００５９】
次に本発明の鋼板の製造方法について説明する。
転炉溶製後、２００〜２８０ｍｍ程度の通常厚みのスラブ、または３０ｍｍ厚程度の薄スラブに連続鋳造した後、熱間圧延を行う。連続鋳造は、鋼中のＰ、Ｓのセミマクロ及びマクロ偏析を軽減するため、スラブ軽圧下鋳造が好ましい。
【００６０】
スラブ加熱温度、仕上温度、巻取温度は、それぞれ、１１００〜１２５０℃、８００〜８９０℃、５００〜７００℃程度の温度範囲とすることができるが、ＭｎＳの均一微細化の観点から１１５０℃以上のスラブ高温加熱が、熱延板組織の細粒化の観点から８７０℃以下の低温仕上げが、またパーライトの微細分散化の観点から６４０℃以下の中・低温巻取りが望ましい。
【００６１】
さらに熱延鋼板を酸洗、冷間圧延した後、連続焼鈍炉にて再結晶焼鈍を行う。焼鈍温度が再結晶温度未満では、十分な延性が得られず耐側壁破断性が劣化する。また、焼鈍温度がＡｃ３変態点を超える場合には、均熱中にオーステナイト相が生成し、冷却過程で硬質な低温変態相が生成されやすくなる。こうした硬質第２相とフェライト母相の界面がＤＴＲ成形時の微小割れの起点となり、耐側壁破断性を劣化させる原因となる。これらのことから、焼鈍温度は再結晶温度以上、Ａｃ３ 変態点以下に限定する。
【００６２】
過時効処理は施さなくても製造可能ではあるが、鉄炭化物の析出形態制御の観点から過時効処理を付加することにより、さらに耐側壁破断性が向上する。
【００６３】
過時効処理は、連続焼鈍炉内のインライン過時効処理（ＣＡＬ−ＯＡ）、連続焼鈍後の箱焼鈍によるバッチ過時効処理（ＣＡＬ−ＢＡＦ）のいずれの方法を用いてもよい。
【００６４】
過時効処理は、動的歪時効によって鋼板の局部延性を劣化させる残留固溶Ｃを低減し、かつセメンタイトを結晶粒内に微細分散させるために、ＣＡＬ−ＯＡの場合は３００〜４００℃未満で保定時間２０秒以上、ＣＡＬ−ＢＡＦの場合も４００℃未満の温度範囲で実施することが有効である。
【００６５】
４００℃以上の温度での過時効処理では、Ｃの固溶限が大きいため、結晶粒内に微細なセメンタイトとして析出させることが困難である。そこで、本発明においては、過時効処理温度を４００℃未満に限定する。
【００６６】
前述のＬｃ、ＭＦＰの好ましい範囲は、各々１０μｍ以下、２μｍ以下である。焼鈍後の鋼板は、調質圧延またはＤＲ圧延により所定の板厚に仕上げる。調質圧延の伸長率は０．５％未満、あるいは３．０％を超える場合には形状制御が困難であるため、０．５〜３．０％に限定する。また、ＤＲ圧延の圧下率は５％未満では形状及び表面性状の制御が困難であり、また４０％を超えると延性が低下し耐側壁破断性が低下するため、５〜４０％に限定する。
【００６７】
調質圧延またはＤＲ圧延後、錫めっき、極薄錫めっき、錫ーニッケルめっき、ニッケルめっき、クロムめっき等の各種表面処理が施される。
【００６８】
とくに、これらの表面処理鋼板をフィルムラミネート鋼板、プレコート鋼板の下地鋼板として用いる場合は、下層が金属クロム、上層がクロム水和酸化物の２層構造をもつ電解クロム酸処理鋼板すなわちＴＦＳが、加工密着性の観点から最も望ましい。これらの表面処理鋼板は、鋼板単独のまま、あるいはポリエステル等の樹脂フィルムをラミネートしたフィルムラミネート鋼板、エポキシ等の塗料をコーティングしたプレコート鋼板としてＤＴＲ缶用途に適用される。
【００６９】
以上に開示した本発明鋼板は、缶成形におけるプロセスがＷｅｔプロセス、Ｄｒｙプロセスの如何にかかわらず、張力を付加しながら深絞り成形を行う所謂ＤＴＲ製缶法に使用される全ての鋼板に適用出来る技術である。
【００７０】
また、ＤＴＲ加工後、更にしごき成形（Ｉｒｏｎｉｎｇ）を実施して、薄肉化を図る場合にも適用可能である。
【００７１】
以下、実施例によって本発明の効果をさらに具体的に述べる。
【００７２】
【実施例】
実施例１
鋼を転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとした。これらのスラブを１２００℃に加熱後、仕上温度８５０℃、巻取温度６００℃で板厚１．８ｍｍの熱延鋼板とした。 酸洗後、０．２２５ｍｍまで冷間圧延し、連続焼鈍により再結晶焼鈍を行った。
【００７３】
過時効処理条件として、過時効処理なし、ＣＡＬ内のＣＡＬ−ＯＡ、および連続焼鈍後箱焼鈍炉によるＣＡＬ−ＢＡＦ の３種類の条件を実施した。
【００７４】
焼鈍後の鋼板を圧下率２０．０％のＤＲ圧延により０．１８０ｍｍとした後、ティンフリーメッキラインにて電解クロム酸処理を行いＴＦＳとした。
【００７５】
これらの鋼板の化学組成は表１の通りである。
これらのＴＦＳの両面に実験室にてＰＥＴフィルムをラミネートし、高速ドロービード試験、ＤＴＲシミュレーション試験により限界薄肉化率ｅｔｈ、Ｒｔｈを評価した。さらに、ＤＴＲ成形サンプルの缶底耐圧強度をバックリングテスターを用いて評価した。
【００７６】
評価結果を焼鈍条件とともに表２に示す。本発明の方法で製造された鋼板は比較鋼板に比べ、ｅｔｈ、Ｒｔｈが高く優れたＤＴＲ成形性を有するとともに、十分な耐圧強度も備えていることがわかる。
【００７７】
【表１】
【表２】
実施例２
転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとし、１２００℃に加熱後、仕上温度８４０℃、巻取温度５４０℃で板厚１．６ｍｍの熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を酸洗後、０．２００ｍｍまで冷間圧延し、表３に示す焼鈍条件で連続焼鈍した。その後、圧下率１０％のＤＲ圧延により０．１８０ｍｍに仕上げ、実施例１と同一条件でＴＦＳ、ＰＥＴラミネート鋼板とし、高速ドロービード試験に供した。
【００８０】
これらの鋼板の化学組成は表１のＡ〜Ｍの通りである。
得られた結果を焼鈍条件とともに表３に示す。本発明の方法で製造された鋼板は比較鋼板に比べ、優れたＤＴＲ成形性を有している。
【００８１】
【表３】
実施例３
転炉溶製後、軽圧下連続鋳造によりスラブとし、１２００℃に加熱後、仕上温度８４０℃、巻取温度６００℃で板厚１．６ｍｍの熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を酸洗後、０．１８５ｍｍまで冷間圧延し、均熱温度７３０℃、過時効温度３５０℃の条件で連続焼鈍した。その後、調質圧延により０．１８０ｍｍに仕上げ、実施例１と同一条件でＴＦＳ、ＰＥＴラミネート鋼板とし、高速ドロービード試験に供した。
【００８３】
これらの鋼板の化学組成は表１のＡ〜Ｍの通りである。
得られた結果を表４に示す。調質圧延のみのＳＲ材とした場合にも、本発明鋼の優れたＤＴＲ適合性が認められる。
【００８４】
【表４】
【発明の効果】
本発明の鋼板の製造方法によれば、側壁破断することなく従来よりも側壁部薄肉化率の高いＤＴＲ缶を製造することが可能となり、ＤＴＲ缶の缶体軽量化を達成することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のＮｂ添加効果、ｔｏｔａｌＯ量の影響をを示す図である。
【図２】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のｔｏｔａｌＯ量、Ｓ量の影響を示す図である。
【図３】ｅｔｈに及ぼす鋼板中のＣ量、Ｎｂ量の影響を示す図である。
【図４】セメンタイトの析出形態を示す模式図である。
【図５】高速ドロービード試験により求めた限界薄肉化率ｅｔｈとＤＴＲシミュレーション試験により求めた限界薄肉化率Ｒｔｈの関係を示す図である。
【図６】高速ドロービード試験方法を示す図である。
【図７】ＤＴＲ成形後の缶側壁部の割れの断面の状態を示す断面ミクロ組織の図面代用写真である。（ＭｎＳと割れの対応も示す図である。）
【図８】ＤＴＲ成形後の缶側壁部の割れの断面の状態を示す断面ミクロ組織の図面代用写真である。（セメンタイトと割れの対応も示す図である。）
Claims (3)
- 重量％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si＜0.03％、0.4≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.02 ％、0.02≦Sol.Al≦0.1 ％、N≦0.007％、Total-Ｏ≦0.005％、( 3.0×10-4 ) ／Ｃ≦Nb≦0.03 ％、10C+Mn≧0.8 ％、S×Ｏ≦4.0×10 -5 ％と、残部Fe及び不可避的不純物からなる熱延素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、再結晶温度以上、Ａｃ3 変態点以下の温度で連続焼鈍し、さらに伸長率０．５〜３％の調質圧延または圧下率５〜４０％のＤＲ圧延を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼板の製造方法。
- 重量％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si＜0.03％、0.4≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.015％、0.02≦sol.Al≦0.1 ％、N≦0.007 ％、( 3.0×10 -4 ) ／C≦Nb≦0.03% 、Total-Ｏ≦0.0025 ％、10C+Mn≧0.8 ％、S×Ｏ≦2.5×10 -5 ％と、残部Fe及び不可避的不純物からなる熱延素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、再結晶温度以上、Ａｃ3 変態点以下の温度で連続焼鈍し、さらに伸長率０．５〜３％の調質圧延または圧下率５〜４０％のＤＲ圧延を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼板の製造方法。
- 請求項１または請求項２において、連続焼鈍後に引き続き４００℃未満の温度で過時効処理を行うことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼板の製造方法。
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