JP3223758B2 - 耐側壁破断性の優れたｄｔｒ缶適合鋼板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はDTR（Draw and Thin Red
raw）製缶用途に適合する缶用鋼板に関するもので、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 an
d 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。

【０００５】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、素材厚
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。

【０００６】上記の各技術課題のうち下地鋼板の設計に
係わる２と３の課題に対して、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。

【０００７】特に、耐側壁破断性に関しては、特開平7-
34192〜34194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。これらの技術で
は、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と考えられる。

【０００８】また特開平5-247669号公報では、特定の組
成の鋼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。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
壁破断性を得ることは困難である。

【０００９】一方、一般的な絞り加工時の破断に関する
技術としては、製鋼性介在物のみを規制して加工欠陥を
低減する技術（特開昭58-16026号公報）、鋼中に析出す
るセメンタイト（Fe₃ C ）の平均粒径を規定して耐食性
ならびに加工性を向上させる技術（特開昭60-149743号
公報、特開昭60-215739号公報）、固相反応で生成するM
nS、AlN等の非金属介在物のサイズと結晶粒径を同時に
規定して加工性を向上させる技術（特公平4-78714号公
報、特公平6-76618号公報）などが開示されている。

【００１０】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。

【００１１】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等
について、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。

【００１２】

【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
く向上させることを目的とするものである。

【００１３】図６、図７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、側壁のバックリング強度等、飲料缶
として要求される性能は具備している。

【００１４】しかし、ミクロ組織的には、MnSと母相の
界面あるいはセメンタイト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。

【００１５】本発明は、２０％以上の薄肉化において側
壁破断が皆無であり、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。

【００１６】

【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。

【００１７】（１）mass％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si≦
0.03％、0.3≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.008％、0.
02≦Sol.Al≦0.1 ％、0.002 ≦N≦0.007％、Total-Ｏ≦
0.005％、log[Mn][S]≦ー2.22と、残部Feおよび不可避
不純物からなる鋼組成を有し、実質的にフェライト相と
微細分散したセメンタイトからなる組織で構成されるこ
と、即ちフェライト単相組織であり、フェライト粒内に
セメンタイトが微細分散していることを特徴とする耐側
壁破断性の優れたDTR適合鋼板、（２） mass％で、0.02
＜C≦0.1 ％、Si≦0.03％、0.3≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03
％、S≦0.008 ％、0.02≦Sol.Al≦0.1 ％、0.002 ≦N≦
0.007 ％、Total-Ｏ≦0.0025％、 log[Mn][S]≦ー2.22
と、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼組成を有し、
実質的にフェライト相と微細分散したセメンタイトから
なる組織で構成されること、即ちフェライト単相組織で
あり、フェライト粒内にセメンタイトが微細分散してい
ることを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR適合鋼板
である。

【００１８】さらに本発明では、上記の基本構成要件に
加えて、DTR成形時の耐側壁破断性をより一層高める狙
いから、以下の構成要件を付加するものである。

【００１９】（３）（１）〜（２）において、微細分散
したセメンタイトの群落の長さLcが10μm以下であるこ
とを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR適合鋼板鋼板
である。

【００２０】

【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。

【００２１】現状のDTR鋼板では、鋼板中に存在するわ
ずかな酸化物系非金属介在物がある確率でDTR成形時の
ポンチ肩部に形成されるショックライン部と合致するこ
とによって側壁破断が引き起こされると言われており、
それら製鋼性の酸化物系非金属介在物を低減することが
耐側壁破断性を向上させる上で第一義的に重要である。
しかし、より高いレベルの薄肉化を達成するためには、
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。

【００２２】まず本発明者らは、図６、図７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は勿論の
こと、加えて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
形態であることを解明した。

【００２３】MnSについて注目すると、図６に示したよ
うにDTR加工によって発生した微小な割れの中に、圧延
方向にフィルム状に展伸したMnSが認められた。MnSは、
鋼板中の不純物として熱間脆性をもたらすSを、Mnの添
加によってMnSとして固定化する結果生成するもので、
その存在を完全になくすことはできない。しかし、耐側
壁破断性を高めるためにはでき得る限りMnSの析出を抑
制し、ミクロ組織的には圧延方向にフィルム状に展伸し
たMnSの存在を回避する必要があることがわかる。

【００２４】次いで、本発明者らは現状のDTR成形品の
断面組織の微細分散炭化物の析出形態に着目して多数の
断面を観察した結果、図７で認められるように発生した
割れの中には微細なセメンタイト（Fe ₃ C）が存在してい
ることがわかり、セメンタイトと母相との界面が割れの
起点になっているとの知見を得た。

【００２５】本発明は上述のようなMnSやセメンタイト
等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との知見に基づき成した
ものである。

【００２６】また、評価方法に関し、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５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。

【００２７】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。

【００２８】DTRシミュレーションによって、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。

【００２９】この限界薄肉化率（еth）を用いて、具体
的な構成要件と限定範囲を定めた。以下に、本発明の各
限定理由について具体的に述べる。

【００３０】Ｓ：Sは、本発明において極めて重要な元
素である。SはMnSとして鋼板の中に存在し、展伸したMn
SはDTR成形時の側壁破断に至る割れの起点になり易い。
従って、Sは極力少ない方が好ましい。

【００３１】従来、缶用鋼板においては耐食性の観点か
らSが添加されるケースがあるが、DTRに適用されるラミ
ネート鋼板においては、ラミネート層によって優れた耐
食性が確保されるため、Sを増量すべきとの要請は無く
なる。

【００３２】本発明では、eth>30％の充分な耐側壁破断
性を得るために、図１の結果からSの上限を0.008 % と
する。

【００３３】Ｍｎ：Mnは、鋼中のSをMnSとして析出させ
ることによってスラブの熱間割れを防止するばかりでな
く、連続焼鈍の過時効過程では、MnSを核としたフェラ
イト結晶粒内での微細セメンタイト析出を促す役割を果
たす。また、固溶強化元素としてCによる強化を補う役
割も果たす。そこで、Sを析出固定するに足る下限とし
て0.３％とする。

【００３４】一方、Mnを多量に添加することは素材強度
を高めるためには有効であるが、反面MnSの溶解度積が
増大し、鋳造板（例えばスラブ）段階で比較的大きなMn
S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のミクロ的な不均一分布を促す。これら
は、いずれもDTR時の側壁破断に対して不利な組織を発
生させるものである。そこで、Mnの上限を１.2％に限定
する。

【００３５】前述したように、耐側壁破断性を高めるた
めにはでき得る限りMnSの析出を抑制し、ミクロ組織的
には圧延方向にフィルム状に展伸したMnSの存在を回避
する必要があるので、ＭｎとＳは関連づけて限定する必
要がある。

【００３６】図１は、DR-９相当のテンパー度に調整し
た鋼板における限界薄肉化率ethにおよぼすＳおよびMn
含有量の影響について示したものである。

【００３７】図１に示されるように、ＳおよびMn含有量
を低減するほどethは向上する傾向にあり、特にMn含有
量が比較的低い領域では、S含有量の低減による効果が
大きく、S≦0.008 %でeth>30%が達成される。

【００３８】Mnが比較的多い領域では、ethは溶解度の
積[Mn][S]に支配され、log[Mn][S]≦ー2.22でeth>30%が
達成される。すなわち、Sの絶対量を低減することによ
って、ミクロ組織的に破断の起点となり易いMnSが少な
くなり、ethが向上する。これは、log[Mn][S]の増加に
伴い、MnSはスラブ均熱時の初期段階から析出し易い傾
向となり、それが在炉中にわたって成長することから粗
大なMnSになり易いことであると推定している。

【００３９】そのような粗大なMnSは熱間圧延によって
圧延方向にフィルム状に展伸され、ミクロ組織的に破断
の起点となり易くなるので、log[Mn][S]を低くすること
でMnSの粗大化を抑制し、ethの向上効果がもたらされ
る。

【００４０】つまり、側壁破断が発生しにくいDTR加工
に適合した鋼板の具備すべきミクロ組織を得るために
は、Sを低減化し、かつ log[Mn][S]を図１の結果を基に
上限をー2.22に制限する。

【００４１】Ｏ：酸化物系介在物は耐側壁破断性を著し
く阻害する。一般的には、微量のAl₂ Ｏ₃系が問題とな
り、CaＯ、MnＯ系介在物が残留するケースもあり、対策
としては鋼板の中の全酸素濃度（Total-Ｏ）を低減する
ことが有効である。図２は各種鋼板のethをTotal-Ｏで
整理したものである。

【００４２】これらの鋼板は、Sを低減しlog[Mn][S]を
制限することで、ほぼeth>30%を得ているが、Total-Ｏ
≦0.005 %とすることでethが向上し、Total-Ｏ≦0.0025
%ではさらに向上する。そこで本発明では、ethの要求
レベルによりTotal-Ｏを0.005 %以下に、さらに望まし
い範囲として0.0025 %以下に限定する。

【００４３】Ｃ：CはDTR適合鋼板として要求される強度
レベルを確保する上で極めて重要な元素である。また、
本発明で規定するセメンタイトの析出形態を制御する上
でも重要である。0.02 %以下の場合、DTR鋼板として要
求される強度レベルを確保することができない。

【００４４】一方、0.1 ％超えでは、高強度となりすぎ
ることで加工性の劣化が懸念されるとともに、粗大なパ
ーライトを形成し、隣接して密集した微細セメンタイト
の圧延方向での長さが大きくなり、側壁破断が顕在化す
るようになる。従って、Cの範囲を0.02＜C≦0.1 ％に限
定する。

【００４５】Ｓｉ：Siは、鋼板を脆化させる元素であ
り、少ない方が好ましい。また本発明による鋼板にTFS
などの表面処理を施す上でも少ない方が好ましい。本発
明では、実用上問題とならない0.03％以下とする。

【００４６】Ｐ：Pはフェライト粒界に偏析して粒界を
脆化させる元素であるため、極力少ない方が好ましい。
本発明では、実用上耐側壁破断性に影響しない上限とし
て、0.03％以下に限定する。

【００４７】Sol.Al：Sol.Alは、鋼板中のNをAlNとして
析出させることによって、（固溶Cと同様な）動的ひず
み時効現象により鋼板の局部延性を低下させる固溶Nの
弊害を軽減する。

【００４８】また、微細なAlNはフェライト結晶粒の微
細化に有効であり、さらにMnSと同様に連続焼鈍の過時
効過程で、微細なセメンタイトがフェライト結晶粒内へ
析出する場合の核となる。しかし、Sol.Al量を高めるた
め多量のAl添加を行うと、微小なAl₂ Ｏ₃ 介在物が残留
し易くなり、側壁破断の原因となる。そこで本発明で
は、上記の効果が発現される下限として0.02％を、実用
上それ以上の添加が耐側壁破断性を阻害する限界とし
て、上限を0.1 ％とする。

【００４９】Ｎ：Nは、AlNとして微細分散してフェライ
ト粒の細粒化と微細なセメンタイトの析出核として活用
することと、経済的観点からその範囲を20〜70ppmとす
る。

【００５０】また、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したセンタイトからなる、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。

【００５１】本発明では、上記の微細分散したセメンタ
イトの析出形態を規定することによってより安定した耐
側壁破断性が得られる。

【００５２】鋼板中のセメンタイトには、熱間圧延工程
で析出するものと、固溶Cが焼鈍工程を経て析出するも
のがある。これらのセメンタイトは、その析出形態によ
って、耐側壁破断性に影響をおよぼすものである。

【００５３】つまり、DTR缶用鋼板として具備すべき強
度を確保するために必要な0.02％超えから0.1 %以下の
C含有量の鋼板では、熱間圧延工程の冷却過程でパーラ
イト変態が起り、熱延組織の結晶粒界にパーライト（フ
ェライトとセメンタイトの微細な混在組織）が形成され
る。このパーライトは冷間圧延工程で圧延方向に破砕さ
れ、その結果として、図４に示すような、互いに隣接し
て密集し圧延方向にフェライト結晶粒を股がる状態、フ
ェライト結晶粒を貫通する状態などで分布する微細なセ
メンタイトの群落が形成される。

【００５４】このような群落状のセメンタイトは、局所
的に比較的結合力の弱いセメンタイトと母相の界面を増
加させることになり、図７に示すようなDTR成形時の微
小な割れの起点を与えることになる。よって、このよう
なセメンタイトの発生を回避することが望ましいが、DT
R缶用鋼板として具備すべき強度を確保するためには、
前述したように適正なCの含有量として0.02％超えから
0.1 %以下が必要であり、その様なC含有量の鋼ではセ
メンタイトの存在は不可避である。

【００５５】しかし、単位体積当りのセメンタイトと母
相の界面を減少させる意味から、その大きさを制限する
ことが有効である。すなわち、図４に示した圧延方向で
の長さLc（本発明は群落の方向を規定するものではない
が、通常、最も長さの大きいのが圧延方向である）が小
さい場合、限界薄肉化率ethが向上する傾向がある。

【００５６】図３は、セメンタイトの析出形態を種々に
変化させた鋼板をDR-９相当のテンパー度に調整したも
のにおけるethにおよぼすLcの影響を示したものであ
る。

【００５７】図３に示すように、限界薄肉化率ethはLc
に依存し、おおむねLc10μm以下でeth>30％を確保でき
る。よって、本発明では微細分散したセメンタイトの長
さLcを10μm以下に規定する。

【００５８】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。

【００５９】また、ＤＴＲ加工後、更にしごき成形（Ir
oning）を実施して、薄肉化を図る場合にも適用可能で
ある。

【００６０】TFSのみならず錫めっき鋼板、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、Niフラッシュめっき鋼板などに於てもその特性が損
なわれるものではない。

【００６１】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。

【００６２】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。

【００６３】

【実施例】以下、本発明を実施例に基づき説明する。

【００６４】実施例１ 鋼を溶製し、連続軽圧下鋳造し、表１に示した成分の鋳
片（スラブなど）とし、このスラブを1200℃に加熱後、
熱間圧延で仕上温度840℃、巻取温度600℃で1.8mmの熱
延板とした。

【００６５】本発明では、鋼中のP、Sのセミマクロおよ
びマクロ偏析の軽減を意図した連続鋳造のスラブ軽圧下
鋳造、MnSの均一微細化の観点から1150℃以上のスラブ
高温加熱、熱延板組織の微細化の観点から熱間圧延を87
0℃以下の低温仕上、パーライトの微細分散化の観点か
ら620℃以下の低温巻取りが好ましい。

【００６６】この熱延鋼板を酸洗後0.24mmまで冷間圧延
し、引き続き連続焼鈍炉(CA )または箱焼鈍炉(BA )にて
再結晶焼鈍を行った。

【００６７】連続焼鈍においては、動的ひずみ時効によ
って鋼板の局部延性を劣化させる残留固溶Cを低減さ
せ、なおかつその析出形態がフェライト結晶粒内に微細
分散するように制御するため、400℃を越えない温度範
囲で300〜400℃での保定時間が20秒以上の過時効処理(C
A+ OA)を行うのが有効である。

【００６８】また、本実施例では、過時効処理帯を付設
しない連続焼鈍炉で焼鈍した後、400℃を越えない温度
範囲で箱焼鈍炉にて過時効処理を行う方法(CA +BA )も
行った。また、焼鈍後の鋼板に対して板厚0.18mmまでの
２次圧延を施し、DR（Double Reduced）鋼板とした。一
部については焼鈍後の鋼板に対して調質圧延のみとし、
SR（Single Reduced）鋼板とした。

【００６９】これらの鋼板をティンフリー鍍金ラインに
て金属CrとCr水和酸化物からなる複層構造の皮膜を有す
るTFS鋼板とした。この鋼板の表裏面に実験室的にPETフ
ィルムを熱融着法にてラミネートし、高速ドロービード
引き抜き試験によってethを評価した。

【００７０】評価結果を表２に示す。焼鈍プロセスによ
ってethのレベルに若干の差は認められるが、本発明鋼
板（Ｉ）を用いることによっていずれの焼鈍方法でも比
較鋼板（Ｃ）よりも高いethが得られ、耐側壁破断性に
優れたDTR適合性を具備している。

【００７１】

【表１】

【００７２】

【表２】

【００７３】実施例２ 鋼を溶製し、連続軽圧下鋳造し、表１に示した鋼番５、
１０、１５、２２、３０、３２、４０、４３の成分の鋳
片（スラブなど）を製造した。このスラブを1200℃に加
熱後、熱間圧延で仕上温度840℃、巻取温度560 〜680℃
で1.8mmの熱延板とした。

【００７４】この熱延鋼板を酸洗後0.24mmまで冷間圧延
し、引き続き過時効処理帯を備えた連続焼鈍炉で加熱温
度650℃、過時効処理温度350℃の条件で連続焼鈍(CA +
OA)した。焼鈍後の鋼板に対して板厚0.18mmまでの２次
圧延を施し、DR（Double Reduced）鋼板とした。

【００７５】これらの鋼板をティンフリー鍍金ラインに
て金属CrとCr水和酸化物からなる複層構造の皮膜を有す
るTFS鋼板とした。この鋼板の表裏面に実験室的にPETフ
ィルムを熱融着法にてラミネートし、高速ドロービード
引き抜き試験によってethを評価した。

【００７６】評価結果を表３に示す。本発明鋼板（Ｉ）
はLcを適正化することによって、より耐側壁破断性に優
れたDTR適合性を具備している。

【００７７】

【表３】

【００７８】

【発明の効果】本発明は、ミクロ組織のMnSと母相の界
面あるいは炭化物と母相の界面の微小な割れを防止する
ことで、激しい引張り深絞り成形を受けるDTR成形にお
ける鋼板の耐側壁破断性を著しく向上させた。

【００７９】このため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耐側壁破断性の優
れたDTR缶適合鋼板を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 еthにおよぼす鋼板中のＳおよびＭｎ含有量
の影響を示す図である。

【図２】 еthにおよぼす鋼板中のTotal-Ｏの影響を示
す図である。

【図３】 еthにおよぼす鋼板中のLcの影響を示す図で
ある。

【図４】 微細分散したセメンタイト形態とLcの定義を
示す図である。

【図５】 高速ドロービード引き抜き試験方法の模式図
である。

【図６】 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。（セメン
タイトと割れの対応も示す図である。）

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川瀬 幸夫 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 西原 英喜 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平６−264254（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−38529（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−295485（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−44423（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−215739（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−209253（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10 C21D 9/46 - 9/48

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】mass％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si≦0.03
   ％、0.3≦Mn≦1.2 ％、P≦0.03％、S≦0.008 ％、0.02
   ≦Sol.Al≦0.1 ％、0.002 ≦N≦0.007％、Total-Ｏ≦0.
   005％、log[Mn][S]≦ー2.22 と、残部Feおよび不可避不
   純物からなる鋼組成を有し、フェライト単相組織であ
   り、フェライト粒内にセメンタイトが微細分散している
   ことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼
   板。
2. 【請求項２】mass％で、0.02＜C≦0.1 ％、Si≦0.03
   ％、0.3≦Mn≦1.2％、P≦0.03％、S≦0.008 ％、0.02≦
   Sol.Al≦0.1 ％、0.002 ≦N≦0.007 ％、Total-Ｏ≦0.0
   025％、 log[Mn][S]≦ー2.22と、残部Feおよび不可避不
   純物からなる鋼組成を有し、フェライト単相組織であ
   り、フェライト粒内にセメンタイトが微細分散している
   ことを特徴とする耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼
   板。
3. 【請求項３】セメンタイトの群落の長さLcが10μm以下
   であることを特徴とする請求項１または請求項２記載の
   耐側壁破断性の優れたDTR缶適合鋼板。