JP7131596B2 - 高強度缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度缶用鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7131596B2 JP7131596B2 JP2020197053A JP2020197053A JP7131596B2 JP 7131596 B2 JP7131596 B2 JP 7131596B2 JP 2020197053 A JP2020197053 A JP 2020197053A JP 2020197053 A JP2020197053 A JP 2020197053A JP 7131596 B2 JP7131596 B2 JP 7131596B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- strength
- steel sheet
- martensite
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、高強度缶用鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、特に缶用材料に用いて好適な、延性および耐衝撃性に優れる引張強さ（ＴＳ）が５００ＭＰａ以上の高強度缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。
環境負荷の低減ならびに製缶コスト低減の観点より食品缶や飲料缶に用いられる鋼板使用量の削減が要望されており、鋼板の薄肉化が進行している。鋼板の薄肉化の対象は、絞り加工により成形される２ピース缶の缶胴、円筒成形により成形される３ピース缶の缶胴ならびに缶蓋である。単に鋼板を薄肉化すると缶胴部や缶蓋部の強度が低下するため、再絞り缶（ＤＲＤ（ｄｒａｗ－ｒｅｄｒａｗ）缶）や溶接缶の缶胴部のような部位には、強度の高い鋼板が必要である。さらに薄肉化で低下した剛性や強度を補完するため、例えば３ピースの缶胴部にビード加工や幾何学的形状を付与して剛性や強度を高めた異形缶の適用ニーズが高まっている。ビード加工や幾何学的形状の加工では鋼板に高い成形性が必要とされる。加えて、加工度の低い缶底部では鋼板の加工硬化による強度上昇が小さいため、薄肉化した鋼板を用いて製缶し、内容物が充填された缶が、例えば運搬時に落下した際の衝撃で缶底部に大きなくぼみが発生すると、商品価値が低下する。したがって、鋼板を薄肉化した場合には耐衝撃性が優れることが必要である。
高強度かつ良好な成形性を有する鋼板を実現するため、例えば特許文献１には、鋼組織がフェライト主体のフェライトとマルテンサイトとの複合組織であって、マルテンサイト分率を５％以上３０％未満とし、マルテンサイト粒径、製品板厚、マルテンサイト硬さおよび３０Ｔ硬度を規定した、製缶用高強度薄鋼板及びその製造方法が開示されている。特許文献２には、フェライト相を主相とし、第２相としてマルテンサイト相及び／または残留オーステナイト相を面積分率の合計で１．０％以上含む鋼板組織を有する缶用鋼板及び缶用鋼板の製造方法が開示されている。
しかし、前記従来技術には下記に示す問題が挙げられる。
特許文献１に記載の発明では、２回冷延、２回焼鈍により鋼板を製造するためエネルギーコストが上昇する。加えて、鋼板の耐衝撃性については一切記載されておらず、特許文献１に記載の製造方法では本発明で目標とする鋼板特性は得られない。
特許文献２に記載の発明では、焼鈍工程において急冷を要するため鋼板内の温度ムラが大きくなりやすく、安定して良好な成形性を得ることが困難であった。さらに、鋼板の耐衝撃性については一切記載されておらず、特許文献２に記載の製造方法では本発明で目標とする鋼板特性は得られない。
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、高強度で、優れた延性を有し、さらに耐衝撃性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、以下の構成を有する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎ：０．０１００％以上０．０１６０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０４０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上０．０５０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
Ｎ ｔｏｔａｌ－（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００５０質量％以上０．０１５０質量％以下であり、
面積率で、８５％以上のフェライトおよび１．０％以上５．０％未満のマルテンサイトを含み、かつ、前記マルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ以上５．０μｍ以下である金属組織を有し、
引張強さが５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ以下である、高強度缶用鋼板。
ただし、前記Ｎ ｔｏｔａｌは、Ｎの総量であり、前記Ｎ ａｓ ＡｌＮは、ＡｌＮとして存在するＮ量である。
［２］全伸びが１５％以上３５％以下である、［１］に記載の高強度缶用鋼板。
［３］上記［１］または［２］に記載の高強度缶用鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８８０℃以上の条件にて圧延を施した後、４５０～６５０℃の温度範囲内で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延板に、圧下率：８０％以上の冷間圧延を行う冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の冷延板を、７００～９００℃の温度域に９０秒以下で保持したのち、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却し、次いで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程と、を有する、高強度缶用鋼板の製造方法。
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎ：０．０１００％以上０．０１６０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０４０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上０．０５０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
Ｎ ｔｏｔａｌ－（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００５０質量％以上０．０１５０質量％以下であり、
面積率で、８５％以上のフェライトおよび１．０％以上５．０％未満のマルテンサイトを含み、かつ、前記マルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ以上５．０μｍ以下である金属組織を有し、
引張強さが５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ以下である、高強度缶用鋼板。
ただし、前記Ｎ ｔｏｔａｌは、Ｎの総量であり、前記Ｎ ａｓ ＡｌＮは、ＡｌＮとして存在するＮ量である。
［２］全伸びが１５％以上３５％以下である、［１］に記載の高強度缶用鋼板。
［３］上記［１］または［２］に記載の高強度缶用鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８８０℃以上の条件にて圧延を施した後、４５０～６５０℃の温度範囲内で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延板に、圧下率：８０％以上の冷間圧延を行う冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の冷延板を、７００～９００℃の温度域に９０秒以下で保持したのち、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却し、次いで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程と、を有する、高強度缶用鋼板の製造方法。
本発明によれば、高強度で、優れた延性を有し、さらに耐衝撃性に優れた缶用鋼板が得られる。
本発明であれば、鋼板の高強度化により、缶に加工した場合に、缶を薄肉化しても高い缶体強度を確保することが可能となる。また、本発明の高強度缶用鋼板は、高延性により、溶接缶で用いられるビード加工や拡缶加工のような強い缶胴加工、フランジ加工に最適で、缶用鋼板として適する。さらに本発明の高強度缶用鋼板を用いることで、耐衝撃性の高い缶製品ならびに缶蓋製品を製作することが可能となる。
本発明に係る高強度缶用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０１６０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０４０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．０５０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｎ ｔｏｔａｌ－（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００５０質量％以上０．０１５０質量％以下であり、面積率で、８５％以上のフェライトおよび１．０％以上５．０％未満のマルテンサイトを含み、かつ、前記マルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ以上５．０μｍ以下である金属組織を有する。
以下、本発明の高強度缶用鋼板について説明する。
はじめに、本発明の高強度缶用鋼板の成分組成について説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下
Ｃは、固溶強化あるいはマルテンサイトの形成により鋼の強度を増加させる。Ｃ含有量が０．０２％未満となると、マルテンサイトの面積率が１．０％未満となり強度が低下するとともにマルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ未満となり、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上にする必要がある。Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板のマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するとともに、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限は０．１５％とする。鋼板強度と延性をより高い水準で両立させるためには、Ｃ含有量は０．０３％以上０．１２％以下が好ましい。
Ｃは、固溶強化あるいはマルテンサイトの形成により鋼の強度を増加させる。Ｃ含有量が０．０２％未満となると、マルテンサイトの面積率が１．０％未満となり強度が低下するとともにマルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ未満となり、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上にする必要がある。Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板のマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するとともに、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限は０．１５％とする。鋼板強度と延性をより高い水準で両立させるためには、Ｃ含有量は０．０３％以上０．１２％以下が好ましい。
Ｓｉ：０．０５％以下
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含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５％を超えると耐食性が著しく損なわれる。よって、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする。より優れた耐食性を得るためにはＳｉ含有量は０．０３％以下が好ましい。
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含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５％を超えると耐食性が著しく損なわれる。よって、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする。より優れた耐食性を得るためにはＳｉ含有量は０．０３％以下が好ましい。
Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下
Ｍｎは、固溶強化あるいはマルテンサイトを生成させることにより鋼の強度を増加させる。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であると、焼鈍後のマルテンサイトが過剰に小さくなり、耐衝撃性が低下する。目標の引張強さと耐衝撃性を確保するにはＭｎ含有量は０．１０％以上にする必要がある。よって、Ｍｎ含有量の下限は０．１０％とする。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えると表面特性が劣るばかりでなく、マルテンサイトが過剰に生成されることにより耐衝撃性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は０．６０％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０％以上０．６０％以下である。
Ｍｎは、固溶強化あるいはマルテンサイトを生成させることにより鋼の強度を増加させる。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であると、焼鈍後のマルテンサイトが過剰に小さくなり、耐衝撃性が低下する。目標の引張強さと耐衝撃性を確保するにはＭｎ含有量は０．１０％以上にする必要がある。よって、Ｍｎ含有量の下限は０．１０％とする。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えると表面特性が劣るばかりでなく、マルテンサイトが過剰に生成されることにより耐衝撃性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は０．６０％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０％以上０．６０％以下である。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐの含有量が０．０２５％を超えるとマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するとともに、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２３％以下である。一方、Ｐ含有量を０．００５％未満とするには脱りん時間が大幅に上昇する。このため、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。より好ましくは、Ｐ含有量は０．００８％以上である。
Ｐの含有量が０．０２５％を超えるとマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するとともに、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２３％以下である。一方、Ｐ含有量を０．００５％未満とするには脱りん時間が大幅に上昇する。このため、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。より好ましくは、Ｐ含有量は０．００８％以上である。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、ＭｎＳを生成して延性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下にする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０１５％以下である。一方、Ｓを０．００５％未満とすると脱Ｓコストが過大となるため、Ｓ含有量は０．００５％以上が好ましい。
Ｓは、ＭｎＳを生成して延性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下にする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０１５％以下である。一方、Ｓを０．００５％未満とすると脱Ｓコストが過大となるため、Ｓ含有量は０．００５％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは、脱酸剤として含有させる元素であり、また鋼中のＮとＡｌＮを形成し、鋼中の固溶Ｎを減少させる。Ａｌを過剰に添加するとＡｌＮの形成が増加して、後述する固溶Ｎとして鋼板強度と耐衝撃性に寄与するＮ量が低減し、鋼板強度と耐衝撃性が低下するため、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とする。一方、Ａｌ含有量が０．００１％未満とす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ため、Ａｌ含有量は０．００１％以上が好ましい。なお、Ａｌを脱酸剤として十分に機能させ、かつ固溶Ｎによる高強度化の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００３％以上０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として含有させる元素であり、また鋼中のＮとＡｌＮを形成し、鋼中の固溶Ｎを減少させる。Ａｌを過剰に添加するとＡｌＮの形成が増加して、後述する固溶Ｎとして鋼板強度と耐衝撃性に寄与するＮ量が低減し、鋼板強度と耐衝撃性が低下するため、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とする。一方、Ａｌ含有量が０．００１％未満とす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ため、Ａｌ含有量は０．００１％以上が好ましい。なお、Ａｌを脱酸剤として十分に機能させ、かつ固溶Ｎによる高強度化の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００３％以上０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１００％以上０．０１６０％以下
Ｎは本発明において重要な添加元素のひとつである。Ｎは固溶強化として鋼板の高強度化に寄与する固溶Ｎを増加させるとともに鋼板の耐衝撃性を高めるために必要な元素である。固溶強化と耐衝撃性向上の効果を発揮させるためには、Ｎ含有量を０．０１００％以上とする必要がある。一方、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でスラブ割れが生じやすくなるとともに、固溶Ｎ量が増加し、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するため、Ｎ含有量は０．０１６０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．０１１０％以上である。また、好ましくは、Ｎ含有量は０．０１５０％以下である。
Ｎは本発明において重要な添加元素のひとつである。Ｎは固溶強化として鋼板の高強度化に寄与する固溶Ｎを増加させるとともに鋼板の耐衝撃性を高めるために必要な元素である。固溶強化と耐衝撃性向上の効果を発揮させるためには、Ｎ含有量を０．０１００％以上とする必要がある。一方、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でスラブ割れが生じやすくなるとともに、固溶Ｎ量が増加し、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するため、Ｎ含有量は０．０１６０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．０１１０％以上である。また、好ましくは、Ｎ含有量は０．０１５０％以下である。
Ｎｂ：０．００５％以上０．０４０％以下
Ｎｂは、マルテンサイト変態を促進する効果があり、本発明において重要な添加元素のひとつである。この効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上が必要である。Ｎｂ含有量が０．００５％未満となると、マルテンサイトの面積率が１．０％未満となり強度が低下するとともにマルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ未満となり、耐衝撃性が低下する。一方、Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると、鋼板のマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するとともに、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００８％以上である。また、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０３０％以下である。
Ｎｂは、マルテンサイト変態を促進する効果があり、本発明において重要な添加元素のひとつである。この効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上が必要である。Ｎｂ含有量が０．００５％未満となると、マルテンサイトの面積率が１．０％未満となり強度が低下するとともにマルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ未満となり、耐衝撃性が低下する。一方、Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると、鋼板のマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するとともに、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００８％以上である。また、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０３０％以下である。
Ｍｏ：０．００５％以上０．０５０％以下
Ｍｏは、マルテンサイトを生成させることにより鋼の強度を増加させる重要な元素のひとつである。Ｍｏ含有量が０．００５％未満となると、マルテンサイトの面積率が１．０％未満となり強度が低下するとともにマルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ未満となり、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｍｏ含有量が０．０５０％を超えると鋼板のマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するとともに、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．００８％以上である。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０３０％以下である。
Ｍｏは、マルテンサイトを生成させることにより鋼の強度を増加させる重要な元素のひとつである。Ｍｏ含有量が０．００５％未満となると、マルテンサイトの面積率が１．０％未満となり強度が低下するとともにマルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ未満となり、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｍｏ含有量が０．０５０％を超えると鋼板のマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下するとともに、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．００８％以上である。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０３０％以下である。
上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
Ｎ ｔｏｔａｌ－（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）：０．００５０質量％以上０．０１５０質量％以下
本発明において鋼板の圧延方向の引張強さを５００ＭＰａ以上とし、かつ耐衝撃性を高めるためには、０．００５０質量％以上の固溶Ｎ量が必要である。ここで、本発明の鋼組成では鋼中Ｎは主にＡｌＮとして存在すると考えられるため、Ｎの総量（Ｎ ｔｏｔａｌ）からＡｌＮとして存在するＮ量（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）を差し引いた（Ｎ ｔｏｔａｌ－（Ｎ ａｓ ＡｌＮ））を固溶Ｎ量とみなした。一方、固溶Ｎ量が０．０１５０質量％超となると鋼板が過剰に硬化して延性が低下するため、固溶Ｎ量は０．０１５０質量％以下とする。好ましくは固溶Ｎ量は、０．００６０質量％以上である。また、好ましくは固溶Ｎ量は、０．０１３５質量％以下である。なお、ＡｌＮとして存在するＮ量は、例えば、１０ｖｏｌ％のＢｒ－メタノール溶液を用いてＡｌＮの溶解抽出を行い、吸光光度法によりＡｌＮとして存在するＮの定量分析を実施することで確認することができる。
本発明において鋼板の圧延方向の引張強さを５００ＭＰａ以上とし、かつ耐衝撃性を高めるためには、０．００５０質量％以上の固溶Ｎ量が必要である。ここで、本発明の鋼組成では鋼中Ｎは主にＡｌＮとして存在すると考えられるため、Ｎの総量（Ｎ ｔｏｔａｌ）からＡｌＮとして存在するＮ量（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）を差し引いた（Ｎ ｔｏｔａｌ－（Ｎ ａｓ ＡｌＮ））を固溶Ｎ量とみなした。一方、固溶Ｎ量が０．０１５０質量％超となると鋼板が過剰に硬化して延性が低下するため、固溶Ｎ量は０．０１５０質量％以下とする。好ましくは固溶Ｎ量は、０．００６０質量％以上である。また、好ましくは固溶Ｎ量は、０．０１３５質量％以下である。なお、ＡｌＮとして存在するＮ量は、例えば、１０ｖｏｌ％のＢｒ－メタノール溶液を用いてＡｌＮの溶解抽出を行い、吸光光度法によりＡｌＮとして存在するＮの定量分析を実施することで確認することができる。
次に、本発明に係る高強度缶用鋼板の金属組織について説明する。
フェライトの面積率：８５％以上
フェライトの面積率が８５％未満となると、鋼板の延性が低下する。そのためフェライトの面積率は８５％以上とする。より延性を高めるためには、フェライトの面積率は９０％以上とすることが好ましい。
フェライトの面積率が８５％未満となると、鋼板の延性が低下する。そのためフェライトの面積率は８５％以上とする。より延性を高めるためには、フェライトの面積率は９０％以上とすることが好ましい。
マルテンサイトの面積率：１．０％以上５．０％未満
マルテンサイトの面積率が５．０％以上になると強度が過剰に上昇し、延性が低下し、耐衝撃性が低下するため、マルテンサイトの面積率は５．０％未満とする。一方、マルテンサイトの面積率が１．０％未満であると所望の強度を得ることができない。従って、マルテンサイトの面積率は、１．０％以上５．０％未満とする。好ましくは、マルテンサイトの面積率は４．５％以下である。
マルテンサイトの面積率が５．０％以上になると強度が過剰に上昇し、延性が低下し、耐衝撃性が低下するため、マルテンサイトの面積率は５．０％未満とする。一方、マルテンサイトの面積率が１．０％未満であると所望の強度を得ることができない。従って、マルテンサイトの面積率は、１．０％以上５．０％未満とする。好ましくは、マルテンサイトの面積率は４．５％以下である。
なお、前記金属組織において、前記フェライトおよびマルテンサイト以外の残部組織は、特に限定する必要はない。残部組織は、例えば、残留オーステナイト、セメンタイト、パーライト、ベイナイト等が１種または２種以上含まれていても良いものとする。残部組織の面積率は、０％であってもよい。残部組織の面積率は、一例として１０％以下である。また、残部組織の面積率は一例として１．０％以上である。
マルテンサイトの平均粒径：１．５μｍ以上５．０μｍ以下
マルテンサイトは、鋼板の強度上昇に寄与するとともに、鋼板の加工硬化を高くする。鋼板に衝撃的な外力が加わる場合、鋼板の加工硬化が高いと外力が分散され、局所的な変形が抑制されることで鋼板に生じるへこみ量が小さくなる。マルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ未満であると、鋼板に外力が付与された際、効果的に外力が分散されず、耐衝撃性が低下する。マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超であると、マルテンサイトの平均粒径が小さい場合と同様に良好な耐衝撃性を得ることが出来ない。したがって、マルテンサイトの平均粒径は１．５μｍ以上５．０μｍ以下とする。
なお、各組織の面積率、マルテンサイトの平均粒径は、実施例に記載の方法により測定することができる。
マルテンサイトは、鋼板の強度上昇に寄与するとともに、鋼板の加工硬化を高くする。鋼板に衝撃的な外力が加わる場合、鋼板の加工硬化が高いと外力が分散され、局所的な変形が抑制されることで鋼板に生じるへこみ量が小さくなる。マルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ未満であると、鋼板に外力が付与された際、効果的に外力が分散されず、耐衝撃性が低下する。マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超であると、マルテンサイトの平均粒径が小さい場合と同様に良好な耐衝撃性を得ることが出来ない。したがって、マルテンサイトの平均粒径は１．５μｍ以上５．０μｍ以下とする。
なお、各組織の面積率、マルテンサイトの平均粒径は、実施例に記載の方法により測定することができる。
次に、本発明に係る高強度缶用鋼板の機械的性質について説明する。
３ピース缶の溶接缶のデント強度、２ピース缶の耐圧強度等を確保するために、鋼板の引張強さは５００ＭＰａ以上とする。一方、６５０ＭＰａ超えの引張強さを得ようとすると多量の元素含有が必要となる。多量の元素含有は耐食性を阻害するおそれがあることに加えて延性が低下する。そこで、引張強さは６５０ＭＰａ以下とする。すなわち、本発明の高強度缶用鋼板は、５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ以下の引張強さを有する。ここで、上記引張強さは、鋼板圧延方向の引張強さを意味する。
本発明の高強度缶用鋼板は、１０％以上の全伸びを有することが好ましく、１５％以上の全伸びを有することが特に好ましい。全伸びが１０％以上であれば、ビード加工や拡缶加工のような缶胴加工により成形される缶の製造において、加工度が大きい場合でもクラックなどの割れ発生の不具合が発生しにくい。また、缶のフランジ加工時のクラック発生もより効果的に抑えることができる。全伸びの上限は特に限定されないが、全伸びが３５％以下であれば缶体の寸法精度をより高くすることができるため、３５％以下が好ましい。なお、実施例に記載のとおり、引張強さと全伸びは「ＪＩＳ Ｚ ２２４１」に示される金属材料引張試験方法により測定できる。
また、３ピース缶または２ピース缶の缶胴や缶底等は、後述する耐衝撃性試験後の鋼板のへこみ量が６５０μｍ以下であると高い耐衝撃性を確保できる。そのため、本発明の高強度缶用鋼板は、後述する耐衝撃性試験後のへこみ量が６５０μｍ以下であることが好ましい。
なお、所望の引張強さ、全伸びと耐衝撃性は、成分組成と製造条件（焼鈍工程での焼鈍温度、焼鈍時間、冷却速度等）を調整することで得ることができる。
なお、所望の引張強さ、全伸びと耐衝撃性は、成分組成と製造条件（焼鈍工程での焼鈍温度、焼鈍時間、冷却速度等）を調整することで得ることができる。
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、鋼板板厚の低減に伴って、缶体強度の低下が懸念される。これに対して、本発明の高強度缶用鋼板は、板厚が薄い場合でも、缶体強度の低下を抑制できる。板厚が薄い場合に、高延性と高強度を兼備し、加えて優れた耐衝撃性を有するという本発明の効果を顕著に享受できる。この点から、本発明の高強度缶用鋼板の板厚は０．５５ｍｍ以下とすることが好ましい。前記板厚は０．４０ｍｍ以下としてもよい。
次に、本発明の高強度缶用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度缶用鋼板は、上記成分組成からなる鋼素材（鋼スラブ）を、１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度が８８０℃以上の条件にて圧延を施した後、４５０～６５０℃の温度範囲内で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の熱延板に、圧下率が８０％以上で冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の冷延板に、７００～９００℃の温度域に９０秒以下で保持したのち、５０℃／s以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで一次冷却し、２０℃／s以上の平均冷却速度で１５０℃以下の温度域まで二次冷却する焼鈍工程を行うことで製造される。
なお、以下の説明において、温度の規定は鋼板等の表面温度を基準とする。また、平均冷却速度は表面温度を基に計算して得られた値とする。例えば、保持温度から４００℃以下の温度域の冷却停止温度までの平均冷却速度は、（（保持温度－（４００℃以下の温度域の冷却停止温度））／保持温度から（４００℃以下の温度域の冷却停止温度）までの冷却時間）で表される。
なお、以下の説明において、温度の規定は鋼板等の表面温度を基準とする。また、平均冷却速度は表面温度を基に計算して得られた値とする。例えば、保持温度から４００℃以下の温度域の冷却停止温度までの平均冷却速度は、（（保持温度－（４００℃以下の温度域の冷却停止温度））／保持温度から（４００℃以下の温度域の冷却停止温度）までの冷却時間）で表される。
本発明に係る高強度缶用鋼板を製造する際は、転炉などを用いた公知の方法により、溶鋼を上記の成分組成に調整し、その後、例えば連続鋳造法により鋼スラブとする。
鋼スラブ加熱温度：１２００℃以上
熱間圧延工程の鋼スラブの加熱温度は１２００℃以上とする。鋼スラブ加熱温度が１２００℃未満であると、本発明において強度を確保するために必要な固溶Ｎ量が低減し、強度が低下する。鋼板の圧延方向の引張強さを５００ＭＰａ以上とし、かつ耐衝撃性を高めるためには、固溶Ｎ量は０．００５０質量％以上とすることが必要であり、鋼スラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで前記固溶Ｎ量を確保することができる。一方、固溶Ｎ量が０．０１５０質量％超となると鋼板が過剰に硬化して延性が低下するため、固溶Ｎ量は０．０１５０質量％以下が好ましい。より好ましい固溶Ｎ量は、０．００６０質量％以上０．０１５０質量％以下であり、そのためには鋼スラブ加熱温度を１２２０℃以上とするとよい。鋼スラブ加熱温度は、１３００℃超としても効果が飽和するため、１３００℃以下が好ましい。
熱間圧延工程の鋼スラブの加熱温度は１２００℃以上とする。鋼スラブ加熱温度が１２００℃未満であると、本発明において強度を確保するために必要な固溶Ｎ量が低減し、強度が低下する。鋼板の圧延方向の引張強さを５００ＭＰａ以上とし、かつ耐衝撃性を高めるためには、固溶Ｎ量は０．００５０質量％以上とすることが必要であり、鋼スラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで前記固溶Ｎ量を確保することができる。一方、固溶Ｎ量が０．０１５０質量％超となると鋼板が過剰に硬化して延性が低下するため、固溶Ｎ量は０．０１５０質量％以下が好ましい。より好ましい固溶Ｎ量は、０．００６０質量％以上０．０１５０質量％以下であり、そのためには鋼スラブ加熱温度を１２２０℃以上とするとよい。鋼スラブ加熱温度は、１３００℃超としても効果が飽和するため、１３００℃以下が好ましい。
仕上げ圧延終了温度：８８０℃以上
熱間圧延工程の仕上げ圧延終了温度が８８０℃未満となると、フェライトとオーステナイトが混在した二相域での圧延となり、鋼板表層に粗大なフェライトが生成し、その後の焼鈍で微細なマルテンサイトを得ることが困難となり、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となり、耐衝撃性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は８８０℃以上とする。一方、必要以上に仕上げ圧延温度を高くすることは薄鋼板の製造を困難にする場合があるとともに熱間圧延での金属組織が粗大となり、その後の焼鈍で微細なマルテンサイトを得ることが困難となる場合があり、耐衝撃性が低下するおそれがあるため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下が好ましい。
熱間圧延工程の仕上げ圧延終了温度が８８０℃未満となると、フェライトとオーステナイトが混在した二相域での圧延となり、鋼板表層に粗大なフェライトが生成し、その後の焼鈍で微細なマルテンサイトを得ることが困難となり、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ超となり、耐衝撃性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は８８０℃以上とする。一方、必要以上に仕上げ圧延温度を高くすることは薄鋼板の製造を困難にする場合があるとともに熱間圧延での金属組織が粗大となり、その後の焼鈍で微細なマルテンサイトを得ることが困難となる場合があり、耐衝撃性が低下するおそれがあるため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下が好ましい。
巻取温度：４５０～６５０℃
熱間圧延工程の巻取温度が４５０℃未満となると、連続焼鈍後のフェライト面積率が低下し、延性が低下するとともに、鋼板のマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下し、マルテンサイト平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。したがって、巻取温度は４５０℃以上とする。一方、巻取温度が６５０℃より高くなると、熱間圧延での金属組織が粗大となり、その後の焼鈍で微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。したがって、巻取温度は４５０℃以上６５０℃以下とする。巻取温度は、好ましくは４７０℃以上である。また、巻取温度は、好ましくは６００℃以下である。
熱間圧延工程の巻取温度が４５０℃未満となると、連続焼鈍後のフェライト面積率が低下し、延性が低下するとともに、鋼板のマルテンサイトの面積率が５．０％以上となり、鋼板が過剰に硬化して延性が低下し、マルテンサイト平均粒径が５．０μｍ超となるため、耐衝撃性が低下する。したがって、巻取温度は４５０℃以上とする。一方、巻取温度が６５０℃より高くなると、熱間圧延での金属組織が粗大となり、その後の焼鈍で微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。したがって、巻取温度は４５０℃以上６５０℃以下とする。巻取温度は、好ましくは４７０℃以上である。また、巻取温度は、好ましくは６００℃以下である。
酸洗工程（任意の工程）
熱間圧延工程後、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、表層スケールが除去できればよく、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。
熱間圧延工程後、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、表層スケールが除去できればよく、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。
冷間圧延圧下率：８０％以上
冷間圧延工程では、熱間圧延工程後の熱延板に圧下率８０％以上の冷間圧延を施す。冷間圧延の圧下率が８０％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、焼鈍後の鋼板のマルテンサイトが粗大となり、微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。したがって、冷間圧延の圧下率は８０％以上とする。冷間圧延の圧下率は、好ましくは８５％以上である。一方、冷間圧延の圧下率が９５％を超えると圧延荷重が大幅に増加し、圧延機への負荷が高まる。したがって、冷間圧延の圧下率は９５％以下であることが好ましい。冷間圧延の圧下率は、より好ましくは９４％以下である。
冷間圧延工程では、熱間圧延工程後の熱延板に圧下率８０％以上の冷間圧延を施す。冷間圧延の圧下率が８０％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、焼鈍後の鋼板のマルテンサイトが粗大となり、微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。したがって、冷間圧延の圧下率は８０％以上とする。冷間圧延の圧下率は、好ましくは８５％以上である。一方、冷間圧延の圧下率が９５％を超えると圧延荷重が大幅に増加し、圧延機への負荷が高まる。したがって、冷間圧延の圧下率は９５％以下であることが好ましい。冷間圧延の圧下率は、より好ましくは９４％以下である。
なお、熱間圧延工程後、冷間圧延工程前に適宜他の工程が含まれても良い。また、熱間圧延工程後に酸洗を行わずに冷間圧延工程を行っても良い。
冷間圧延工程後の焼鈍工程では、７００～９００℃の温度域で９０秒以下で保持したのち、５０℃／s以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却する前段冷却（一次冷却）と、次いで２０℃／s以上の平均冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する後段冷却（二次冷却）と、を行う。
７００～９００℃の温度域で９０秒以下で保持
焼鈍工程における保持温度（均熱温度）は、７００～９００℃の温度域とする。保持温度を９００℃超とすると、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り、好ましくない。さらに、焼鈍後の鋼板のマルテンサイトが粗大となり、微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。保持温度が７００℃未満であると、フェライト粒の再結晶が不完全となり、焼鈍後の鋼板の金属組織が不均一となり、微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。従って、保持温度は、７００～９００℃の温度域とする。保持温度は、好ましくは７２０℃以上である。また、保持温度は、好ましくは８６０℃以下である。
焼鈍工程における保持温度（均熱温度）は、７００～９００℃の温度域とする。保持温度を９００℃超とすると、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り、好ましくない。さらに、焼鈍後の鋼板のマルテンサイトが粗大となり、微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。保持温度が７００℃未満であると、フェライト粒の再結晶が不完全となり、焼鈍後の鋼板の金属組織が不均一となり、微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。従って、保持温度は、７００～９００℃の温度域とする。保持温度は、好ましくは７２０℃以上である。また、保持温度は、好ましくは８６０℃以下である。
７００～９００℃の温度域における保持時間は９０秒以下とする。前記温度域における保持時間が９０秒を超えると、焼鈍後の鋼板のマルテンサイトが粗大となり、微細なマルテンサイトを得ることできず、耐衝撃性が低下する。従って、７００～９００℃の温度域における保持時間は９０秒以下とする。好ましくは前記保持時間は７０秒以下とする。一方、前記保持時間が５秒以上であると、より優れた鋼板の延性が得られるため、好ましくは前記保持時間を５秒以上とする。
前段冷却（一次冷却）：５０℃／s以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却
前記保持温度での保持後、５０℃／s以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却する。すなわち、７００～９００℃の温度域の保持温度（一次冷却開始温度）から、４００℃以下の温度域の一次冷却停止温度まで、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。前記平均冷却速度が５０℃／ｓ未満となると、冷却中にマルテンサイトの生成が抑制され、マルテンサイトの面積率が低下し、５００ＭＰａ以上の引張強さが得られず強度が低下する。さらにマルテンサイトが微細となり、耐衝撃性が低下する。前記平均冷却速度は、好ましくは、６５℃／s以上とする。一方、前記平均冷却速度が１８０℃／ｓ超となると、効果が飽和するばかりか、冷却設備に過剰なコストが発生するため前段冷却での平均冷却速度は１８０℃／ｓ以下が好ましい。また、前段冷却における冷却停止温度（一次冷却停止温度）が４００℃超となると、マルテンサイトの生成が抑制され、マルテンサイトの面積率が低下し、５００ＭＰａ以上の引張強さが得られず強度が低下する。さらにマルテンサイトが微細となり、耐衝撃性が低下する。よって、一次冷却停止温度は、４００℃以下の温度域とする。好ましくは、一次冷却停止温度は３８０℃以下とする。また、一次冷却停止温度は２５０℃以上が好ましい。前段冷却（一次冷却）は、ガス冷却、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却および水冷などの１種または２種以上を組み合わせた処理により行うことができる。
前記保持温度での保持後、５０℃／s以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却する。すなわち、７００～９００℃の温度域の保持温度（一次冷却開始温度）から、４００℃以下の温度域の一次冷却停止温度まで、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。前記平均冷却速度が５０℃／ｓ未満となると、冷却中にマルテンサイトの生成が抑制され、マルテンサイトの面積率が低下し、５００ＭＰａ以上の引張強さが得られず強度が低下する。さらにマルテンサイトが微細となり、耐衝撃性が低下する。前記平均冷却速度は、好ましくは、６５℃／s以上とする。一方、前記平均冷却速度が１８０℃／ｓ超となると、効果が飽和するばかりか、冷却設備に過剰なコストが発生するため前段冷却での平均冷却速度は１８０℃／ｓ以下が好ましい。また、前段冷却における冷却停止温度（一次冷却停止温度）が４００℃超となると、マルテンサイトの生成が抑制され、マルテンサイトの面積率が低下し、５００ＭＰａ以上の引張強さが得られず強度が低下する。さらにマルテンサイトが微細となり、耐衝撃性が低下する。よって、一次冷却停止温度は、４００℃以下の温度域とする。好ましくは、一次冷却停止温度は３８０℃以下とする。また、一次冷却停止温度は２５０℃以上が好ましい。前段冷却（一次冷却）は、ガス冷却、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却および水冷などの１種または２種以上を組み合わせた処理により行うことができる。
後段冷却（二次冷却）：２０℃／s以上の平均冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却
前段冷却（一次冷却）後の後段冷却（二次冷却）では、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する。すなわち、一次冷却停止温度（二次冷却開始温度）から、１５０℃以下の温度域の二次冷却停止温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。前記平均冷却速度が２０℃／ｓ未満となると、鋼中の固溶Ｎ量が０．００５０％未満となり、耐衝撃性が低下する。一方、前記平均冷却速度が４０℃／ｓ超となると、効果が飽和するばかりか、冷却設備に過剰なコストが発生するため後段冷却での平均冷却速度は４０℃／ｓ以下が好ましい。後段冷却での平均冷却速度は、より好ましくは３５℃／ｓ以下である。また、後段冷却では冷却停止温度（二次冷却停止温度）を１５０℃以下の温度域とする。二次冷却停止温度が１５０℃超となると、鋼中の固溶Ｎ量が０．００５０％未満となり、耐衝撃性が低下する。なお、前記冷却停止温度が１００℃未満となると効果が飽和するばかりか、冷却設備に過剰なコストが発生するため、前記冷却停止温度は１００℃以上が好ましい。前記冷却停止温度は、より好ましくは１２０℃以上である。後段冷却（二次冷却）は、前段冷却と同様の処理により行うことができる。
なお、焼鈍は連続焼鈍とすることが好ましく、その際には連続焼鈍装置を用いる。また、冷間圧延工程後、焼鈍工程前に適宜他の工程が含まれても良いし、冷間圧延工程の直後に焼鈍工程を行っても良い。
前段冷却（一次冷却）後の後段冷却（二次冷却）では、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する。すなわち、一次冷却停止温度（二次冷却開始温度）から、１５０℃以下の温度域の二次冷却停止温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。前記平均冷却速度が２０℃／ｓ未満となると、鋼中の固溶Ｎ量が０．００５０％未満となり、耐衝撃性が低下する。一方、前記平均冷却速度が４０℃／ｓ超となると、効果が飽和するばかりか、冷却設備に過剰なコストが発生するため後段冷却での平均冷却速度は４０℃／ｓ以下が好ましい。後段冷却での平均冷却速度は、より好ましくは３５℃／ｓ以下である。また、後段冷却では冷却停止温度（二次冷却停止温度）を１５０℃以下の温度域とする。二次冷却停止温度が１５０℃超となると、鋼中の固溶Ｎ量が０．００５０％未満となり、耐衝撃性が低下する。なお、前記冷却停止温度が１００℃未満となると効果が飽和するばかりか、冷却設備に過剰なコストが発生するため、前記冷却停止温度は１００℃以上が好ましい。前記冷却停止温度は、より好ましくは１２０℃以上である。後段冷却（二次冷却）は、前段冷却と同様の処理により行うことができる。
なお、焼鈍は連続焼鈍とすることが好ましく、その際には連続焼鈍装置を用いる。また、冷間圧延工程後、焼鈍工程前に適宜他の工程が含まれても良いし、冷間圧延工程の直後に焼鈍工程を行っても良い。
以上により、本発明の高強度缶用鋼板が得られる。なお、本発明では、焼鈍後に、さらに種々の工程を行うことが可能である。例えば、本発明の高強度缶用鋼板に対して、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てめっき層を形成し、めっき鋼板としてもよい。前記めっき層としては、Ｓｎめっき層、ティンフリー等のＣｒめっき層、Ｎｉめっき層、Ｓｎ－Ｎｉめっき層などが挙げられる。また、塗装焼付け処理工程、フィルムラミネート等の工程を行ってもよい。なお、このような処理を施した場合であっても、めっき層、フィルムラミネート層等の膜厚は、高強度缶用鋼板の板厚に対して十分に小さいので、当該高強度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。
表１に示す成分組成を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造することにより鋼スラブを得た。ここで得られた鋼スラブに対して、表２、表３に示す鋼スラブ加熱温度、仕上圧延終了温度、巻取温度での熱間圧延を施した（熱間圧延工程）。この熱間圧延後には酸洗を行った。次いで、表２、表３に示す圧下率で冷間圧延を行い（冷間圧延工程）、表２、表３に示す焼鈍条件にて連続焼鈍を施した（焼鈍工程）。得られた鋼板に通常のＳｎめっきを連続的に施して、Ｓｎめっき鋼板（ぶりき）を得た。
以上にしたがって得られた鋼板に対して、２１０℃、１０分の塗装焼付け処理に相当する熱処理を行った後、引張試験を行い引張強さ及び全伸びを測定した。さらに、耐衝撃性を評価した。測定方法、評価方法は以下の通りである。
引張試験は「ＪＩＳ Ｚ ２２４１」に示される金属材料引張試験方法に準拠して実施する。すなわち、圧延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、２１０℃で１０分間の塗装焼付相当処理を施した後、引張試験片平行部に５０ｍｍ（Ｌ）の標点を付与してＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を引張速度１０ｍｍ／分で試験片が破断するまで実施する。引張強さが５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ以下で、かつ全伸びが１５％以上であるものを「〇」（高強度で、特に優れた延性を有する）、引張強さが５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ以下で、かつ全伸びが１０％以上１５％未満であるものを「△」（高強度で、優れた延性を有する）とし、それ以外のものを「×」（高強度と、優れた延性との両立不可）とした。
組織全体に占める各組織の面積率は、圧延方向断面で、板厚の１／２位置の面をナイタールで腐食後に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより調査した。観察は無作為に選んだ視野１０箇所で実施した。倍率が２０００倍の断面組織写真を用い、画像処理ソフト（Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ、Ａｄｏｂｅ社製）を用いて２値化処理を行い、任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求め、前記各視野での平均値を算出し、これを各組織の面積率とした。
ＳＥＭ観察において、平滑な表面を有し塊状形状として観察される白色領域をマルテンサイトと見なし、その面積率をマルテンサイトの面積率とした。マルテンサイトの平均粒径は、マルテンサイトの占有面積から円相当径を算出し、各観察視野での円相当径の平均値を求め、無作為に選んだ観察視野５箇所の平均値を、マルテンサイトの平均粒径とした。
フェライトは、ＳＥＭ観察において、塊状形状として観察される黒色領域で内部にマルテンサイトを含まないものをフェライトと見なし、その面積率をフェライトの面積率とした。
ＳＥＭ観察において、平滑な表面を有し塊状形状として観察される白色領域をマルテンサイトと見なし、その面積率をマルテンサイトの面積率とした。マルテンサイトの平均粒径は、マルテンサイトの占有面積から円相当径を算出し、各観察視野での円相当径の平均値を求め、無作為に選んだ観察視野５箇所の平均値を、マルテンサイトの平均粒径とした。
フェライトは、ＳＥＭ観察において、塊状形状として観察される黒色領域で内部にマルテンサイトを含まないものをフェライトと見なし、その面積率をフェライトの面積率とした。
耐衝撃性は耐衝撃性試験機を用いて評価した。鋼板から、直径４５ｍｍの円状の鋼板を切り出し耐衝撃性試験に供した。撃ち型は直径１２．７ｍｍで底部が平坦な形状とし、受け台と板押さえは直径１３．５ｍｍの円状の穴を設けた。撃ち型と受け台と板押さえと円状の鋼板の位置関係は、撃ち型と受け台の穴と板押さえの穴と円状の鋼板の中心が合うよう設置し、撃ち型底部が下方に０．５ｍｍ押し込み可能とした。板押さえで円状の鋼板が動かないよう固定した状態で、５００ｇの錘を５０ｃｍの高さから撃ち型上に落下させ、円状の鋼板に衝撃を加えて変形させた。変形後の鋼板の凹み深さは、形状測定器（キーエンス製３Ｄ形状測定機ＶＲ－３０００）を用いて計測した。計測した場所は、変形部の４断面の凹み深さの平均値を、鋼板の凹み深さとして評価した。凹み深さが６５０μｍ以下の場合は耐衝撃性が優れるとした。凹み深さは好ましくは６２０μｍ以下である。また、凹み深さが６５０μｍ超の場合は耐衝撃性が劣るとした。
表２および表３より、本発明例では、高強度かつ優れた延性を有し、加えて耐衝撃性に優れた鋼板を得た。
本発明によれば、高強度で、優れた延性を有し、かつ耐衝撃性の優れた高強度缶用鋼板が得られる。例えば、鋼板が高強度であることより缶を薄肉化しても高い缶体強度を確保することが可能となる。また、高延性により、溶接缶で用いられるビード加工や拡缶加工のような強い缶胴加工、フランジ加工に最適で、かつ耐衝撃性の高い缶製品ならびに缶蓋製品を製作することが可能となり、缶用鋼板として最適である。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎ：０．０１００％以上０．０１６０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０４０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上０．０５０％以下を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
Ｎ ｔｏｔａｌ－（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００５０質量％以上０．０１５０質量％以下であり、
面積率で、８５％以上のフェライトおよび１．０％以上５．０％未満のマルテンサイトを含み、かつ、前記マルテンサイトの平均粒径が１．５μｍ以上５．０μｍ以下である金属組織を有し、
２１０℃、１０分の熱処理を行った後の引張強さが５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ以下である、高強度缶用鋼板。
ただし、前記Ｎ ｔｏｔａｌは、Ｎの総量であり、前記Ｎ ａｓ ＡｌＮは、ＡｌＮとして存在するＮ量である。 - ２１０℃、１０分の熱処理を行った後の全伸びが１５％以上３５％以下である、請求項１に記載の高強度缶用鋼板。
- 請求項１または２に記載の高強度缶用鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８８０℃以上の条件にて圧延を施した後、４５０～６５０℃の温度範囲内で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延板に、圧下率：８０％以上の冷間圧延を行う冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の冷延板を、７００～９００℃の温度域に９０秒以下で保持したのち、５０℃／s以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却し、次いで２０℃／s以上の平均冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程と、を有する、高強度缶用鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019219546 | 2019-12-04 | ||
| JP2019219546 | 2019-12-04 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021091966A JP2021091966A (ja) | 2021-06-17 |
| JP7131596B2 true JP7131596B2 (ja) | 2022-09-06 |
Family
ID=76311874
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020197053A Active JP7131596B2 (ja) | 2019-12-04 | 2020-11-27 | 高強度缶用鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7131596B2 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002053935A (ja) | 2000-02-29 | 2002-02-19 | Kawasaki Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| US20060137770A1 (en) | 1999-07-01 | 2006-06-29 | Sollac | Steel sheet with low aluminum content for containers |
| WO2008018531A1 (fr) | 2006-08-11 | 2008-02-14 | Nippon Steel Corporation | Tôle d'acier pour emboutissage et procédé de fabrication de celle-ci |
| JP2009084687A (ja) | 2007-09-10 | 2009-04-23 | Nippon Steel Corp | 製缶用高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| JP2010265545A (ja) | 2009-04-13 | 2010-11-25 | Jfe Steel Corp | 時効性および焼付け硬化性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013019027A (ja) | 2011-07-12 | 2013-01-31 | Jfe Steel Corp | フランジ加工性に優れる高強度缶用鋼板およびその製造方法 |
-
2020
- 2020-11-27 JP JP2020197053A patent/JP7131596B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20060137770A1 (en) | 1999-07-01 | 2006-06-29 | Sollac | Steel sheet with low aluminum content for containers |
| JP2002053935A (ja) | 2000-02-29 | 2002-02-19 | Kawasaki Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2008018531A1 (fr) | 2006-08-11 | 2008-02-14 | Nippon Steel Corporation | Tôle d'acier pour emboutissage et procédé de fabrication de celle-ci |
| JP2009084687A (ja) | 2007-09-10 | 2009-04-23 | Nippon Steel Corp | 製缶用高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| JP2010265545A (ja) | 2009-04-13 | 2010-11-25 | Jfe Steel Corp | 時効性および焼付け硬化性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013019027A (ja) | 2011-07-12 | 2013-01-31 | Jfe Steel Corp | フランジ加工性に優れる高強度缶用鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021091966A (ja) | 2021-06-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10550446B2 (en) | High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same | |
| US10954578B2 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| US10662495B2 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| US10570475B2 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| US10711333B2 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| EP3214199B1 (en) | High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same | |
| KR102119373B1 (ko) | 핫 프레스용 강판 및 그 제조 방법, 그리고 핫 프레스 부재 및 그 제조 방법 | |
| US20190106760A1 (en) | Steel sheet, coated steel sheet, and methods for manufacturing same | |
| US20180135145A1 (en) | Heat-treated steel sheet member and method for producing the same | |
| US20170204490A1 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| JP7277836B2 (ja) | ホットスタンプ成形体 | |
| KR20140117584A (ko) | 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법 | |
| US20190276907A1 (en) | Steel sheet, coated steel sheet, and methods for manufacturing same | |
| CN107429360B (zh) | 罐用钢板及罐用钢板的制造方法 | |
| KR20190045298A (ko) | 강판 | |
| KR20190073469A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR101645840B1 (ko) | 3 피스 캔체 및 그 제조 방법 | |
| US20130045128A1 (en) | Tin mill black plate and method for manufacturing the same | |
| KR20210091795A (ko) | 캔용 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP4486414B2 (ja) | 強い缶体強度と良好なプレス加工性を備えた缶用薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP6699711B2 (ja) | 高強度鋼帯の製造方法 | |
| JP7131596B2 (ja) | 高強度缶用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2008189984A (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
| CN116897215A (zh) | 钢板、构件和它们的制造方法 | |
| KR20220004196A (ko) | 캔용 강판 및 그의 제조 방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20210720 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20220614 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20220621 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20220711 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20220726 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20220808 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7131596 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |