WO2008105524A1

WO2008105524A1 - 缶用鋼板およびその母材に用いる熱延鋼板ならびにそれらの製造方法

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Publication number: WO2008105524A1
Application number: PCT/JP2008/053589
Authority: WO
Inventors: Yuka Nishihara; Katsumi Kojima; Hiroki Iwasa; Yoshun Yamashita; Kenji Iizumi; Shozo Ogimoto
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2007-02-28
Filing date: 2008-02-22
Publication date: 2008-09-04
Also published as: EP2128289B2; JP2008214658A; CN101595234B; CN101595234A; EP2128289A1; EP2128289A4; KR101167544B1; EP2128289B1; JP5162924B2; KR20090093987A

Abstract

缶用鋼板を製造するにあたり、Ｃ：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、Ｐ：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、Ｎ：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％を含有させて固溶強化、析出強化、細粒化強化を組み合わせることにより、実質的にフェライト単相組織で平均粒径が７μｍ以下であり、塗装焼付け処理後の特性が降伏強度：500MPa以上、降伏比：0.9以上、全伸び：10％以上、Δｒ：-0.50～０となる鋼板を得る。とくに熱延条件をＦＴ：870℃以上、熱延後の冷却速度：40℃/ｓ以下、ＣＴ：620℃以上とし、該缶用鋼板の圧延素材となる熱延鋼板の平均結晶粒径を６μｍ以上とする。

Description

明細書缶用鋼板おょぴその母材に用いる熱延鋼板ならぴにそれらの製造方法技術分野 ·

本発明は、缶用鋼板（tin mill black plate)、およびその母材（base material) に用いる熱延鋼板（hot-rolled steel sheet) に関するものである。本発明はまた、缶用鋼板おょぴその母材熱延鋼板の製造方法に関するものである。詳しくは、高延性、高強度、かつ、異方性（ Δ Γ ) (in- plate plastic anisotropy) が小さい缶用鋼板、およびその母材に用いる熱延鋼板、ならびにそれらの製造方法に関するものである。背景技術

近年、スチール缶の需要を拡大するため、製缶コストの低減、ボトル缶 (bottle shaped can) や異形缶（shaped can) のような新規缶種の市場投入などの策がとられている。

製缶コストの低減策としては、素材の低コスト化が挙げられる。すなわち、絞り加工（drawing) を行う 2ピース缶においても、単純な円筒成形が主体の 3ピース缶においても、使用する鋼板の薄肉化（gauge down :薄ゲージ化、ゲージダウン）が進められている。

ただし、単に鋼板を薄肉化すると缶体強度が低下するので、単に薄肉化したのみの鋼板を用いることができず、極薄で硬質（hard) な缶用鋼板を用いる必要がある。

現在、こうした極薄で硬質な缶用鋼板は、焼鈍後に二次冷延（secondary cold rolling) を施す Double Reduce法（以下、 D R法と称す）で製造されている。 D R法で製造した鋼板は高強度かつ降伏伸ぴ（yield point elongation) が小さいという特徴がある。ボトム加工（bottom forming)を伴う D R D缶（drawn and redrawn can) 用途では、スレツチヤーストレイン stretcher strain) の発生を防止するためにできるだけ降伏伸びが小さいことが望ましく、その点で D R法は有効である。しかし、 D R D缶では耳発生（earing) が小さいことが求められるが、 D R法では異方性が大きくなる傾向があるため耳が発生し易く、耳発生防止のために異方性（A rで表される）を小さくするという課題がある。

一方、最近市場に投入されている異形缶などは、高い加工度の缶胴加工（body shaping) を伴う。しかし、延性に乏しい D R材は加工性に劣るため異形缶などへの適用が難しい。加えて、 D R材は通常の焼鈍後調質圧延（調圧）を施す鋼板に比べて、製造工程も増えるため、生産コストが高い。こうした D R材の欠点を回避するため、ニ^冷延を省略し、主として一次冷圧（cold rol l ing) および焼鈍工程で特性を制御する Single Reduce法（S R 法）において、種々の強化法を用いて高強度鋼板を製造する方法、あるいは耳発生率の小さい鋼板を製造する方法が、下記のように、種々提案されている。例えば特開 2001— 107186号公報（特許文献 1 ) では、 Cおよび Nを多量（合計でひ. 0050質量％以上）添加して焼付け硬化（bake hardening) させることで、 D R材並みの高強度缶用鋼板を得る技術が提案されている.。この技術では、 Nの添加量、熱間圧延（hot rol l ing)終了後の強制冷却おょぴ低温巻取り（600で以下）による Al N析出の防止、熱処理条件（例えば再結晶焼鈍 (recrystall ization anneal ing) 後の急冷）などにより、時効により得られる硬度を調整している。そして、塗装焼付け処理（baking after lacquering) 後の降伏応力（YS： yiel d strength、降伏点 YP： yiel d pointとも称す）力 S OMPa 以上と高い。また、特開平 11一 199991号公報（特許文献 2 ) も、特許文献 1 と同様に、塗装後焼付け処理によって高強度化させる技術を提案している。ただし、同公報の技術では耐時効性（non-ageing property) も確保す.るために、固溶 C ( solute C) ( 5〜15ppm程度）による時効を主体とし、連続焼鈍（continuous anneal ing) において脱炭処理を施している。さらに、 Nは時効元素として利用せず、 S00°C以上（実質 680°C程度）の卷取り等によって A1Nとして析出させ固定しており、結果として得られる焼付け硬化量は 40〜55MPa程度となっている。

特開 2005— 336610号公報（特許文献 3 ) では、 Nb炭化物による析出強化

(precipitation hardening)や Mn、 P、 Nによる固溶強ィ匕 (solution hardening) などを複合的に組み合わせ、また平均結晶粒径（average crystal grain size) 7 / m以下のフェライト（ferrite) 微細粒組織とすることにより、高い強度

(引張強度 T S (tensile strength) ： 550MPa以上）と高い延性（伸ぴ

(elongation) ： 10%以上）とを兼ね備えた鋼板を得ることを提案している。ここで、フェライトの細粒化は C含有量（0.04質量％以上）、卷取り温度

(coiling temperature： C T) (630°C以下）等により達成される。 . また、この技術で得られる YPとしては 480〜550Pa程度が開示されている。

特開昭 59— 129733号公報（特許文献 4 ) では、 Cを 0.0030%以下に抑制し、 10%以上の調質圧延（temper rolling) を施す等により、降伏伸ぴ： 1.0%以下程度としてストレツチヤーストレインの発生を防止し、かつ T 4〜T 6相当の強度レベルの鋼を得る製造方法が提案されている。

特開平 11-222647号公報（特許文献 5 ) では、 80〜88%の一次冷圧で得られる、平均結晶粒径を 6 μ m以下でストレッチヤーストレイン発生がなく、耳発生率の低い（A rが ±0.1以内）極薄鋼板が提案されている。

さらに、特開 2003— 34825号公報（特許文献 6 ) では、変態による細粒化を利用して高強度鋼板を得る技術を提案している。この技術では低炭素鋼を α + γ域で熱間圧延した後高速で冷却し、焼鈍の加熱速度を規定す.ることで、鋼板を細粒化し、引張強度 600MPa、全伸ぴ 30%以上を有する鋼板を得ている。発明の開示

〔発明が解決しようとする課題〕

まず、薄肉化するために強度確保は必須であり、例えば D R材と同じ板厚

(0.15-0.18mm程度）の鋼板で現行の缶体強度を得るためには降伏強度を 500MP a以上にする必要がある。また、拡缶加工（expanding) のような髙い缶胴加工を行う缶体、高いフランジ加工を行う缶体には、高延性の鋼板を適用する必要がある。そして、 D RD缶などの 2ピース缶に耳発生率が高い鋼を適用すると耳部のトリム代（しろ）が増加して歩留まりが低下するため、耳発生が小さい、つまり異方性の小さい鋼板が望まれている。

上記特性を鑑みた場合、前述の従来技術では、強度、延性、異方性の中のいずれかを満たす鋼板を製造することは可能であるが、全てを満足する鋼板は製造できない。例えば、特許文献 1に記載の C、 Nを多量に添加して焼付け硬化性により強度を上昇させる方法は、強度上昇には有効な方法ではある。しかしながら、特許文献 1で得られる組織では本発明で目標とする異方性は得られない。これは、後述の本発明技術と対比して考えるに、特許文献 1の技術では熱間圧延終了後 0. 5 s以内に強制冷却を開始して 600°C以下の卷取り温度で卷取り、さらに卷取り後に水冷するため、熱延鋼板の結晶粒が十分に成長しないことが関係していると考えられる。

特許文献 2では、焼付け処理により時効硬化させているが、実施例に記載されている鋼の引張強度は³⁸ OMPa程度までであり、本発明で目標とする降伏強度 500MPa以上は得られない。

特許文献 3では析出強化や固溶強化などによる複合強化による高強度化を用いているが、一般に析出強化を利用した鋼は異方性に劣り、特に特許文献 3 で提案されている熱延条件では、本発明で目標とする異方性は得られない。特許文献 4では、降伏伸びがほぼ 0になる T 6 レベルの鋼を記載しているものの、 10%以上の圧延率で調質圧延を行う必要があり、実質的に D R材と同様な製造方法であり、高コストである。また、 T 6を超える鋼を製造する記述はみられない。さらに、明細書中には延性に関して記載されていないが、 10% 以上の圧下率で圧延を行うと延性には劣るものと推定される。

特許文献 5では、成分、熱延条件などの製造条件を制御することで、耳発生を抑制する鋼板の製造方法が示されているが、実施例に記載されている鋼の降伏強度は 420MPa程度までであり、本発明が目標とする 500MPa以上には到達していない。，

特許文献 6で提案されている急速冷却による高強度化は、操業上コスト高になる。また、特許文献 6で得られる組織では本発明で目標とする異方性は得られない。これは、後述の本発明技術と対比して考えるに、特許文献 6の技術では、熱間圧延終了後に 1 s以内に 100°C / s以上の冷却速度で 80°C以上の温度範囲にわたって冷却し、 6'50°C以下で巻き取るため、熱延鋼板の結晶粒が十分に成長しないことが関係していると考えられる。本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、塗装焼付け後に 500MPa以上の降伏強度、 0. 9以上の降伏比、 10%以上の全伸びを有し、さらには Δ rがー 0. 50 〜0となる缶用鋼板、およびその母材となる熱延鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者らは、上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。

本発明者らは固溶強化、析出強化、結晶粒微細化強化、時効硬化の複合的な組み合わせに着目した。すなわち、固溶強化元素を用いて固溶強化し、 Nb、 P、 Mnによる固溶強化、析出強化および結晶粒微細化強化（grain refining hardening) を図って複合強化することで、高伸ぴを維持しつつ高強度化する。さらに、鋼中の固溶 C，固溶 Nを利用することで、塗装焼付け後に時効硬化による強度増加を図る。そして、組織を実質的なフユライト単相とし、フェラィト平均結晶粒径を規定することで高い強度と高い延性との両立を保ち、 500MPa以上の降伏強度、 10%以上の全伸びが得られる。特に、本発明では析出強化を利用する際に課題となる異方性の劣化に着目し、熱延条件を適切に制御することで異方性を改善し、 Δ rを一 0· 50〜0とすることが可能となる。本発明では、上記知見に基づき成分、製造方法を総合的に管理することで、髙強度 ·高延性缶用鋼板おょぴその製造方法を完成するに至った。

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 ] 質量％で、 C ： 0.01〜0.12%、 Si： 0.005— 0. 5%、 Mn： 0.3〜1· 5%、 Ρ : 0.005〜0·2%、 A1 : 0.10%以下、 Ν : 0.012%以下、 Nb： 0.005〜0.10%を含有し、残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなる組成と、実質的にフェライト単相である組織とを有し、フェライトの平均結晶粒径が 7 μ m以下であり、塗装焼付け処理により、降伏強度： 500MPa以上、降伏比： 0.9以上、全伸ぴ： 10% 以上、 A r ： —0.50〜0の特性を得ることができる缶用鋼板。

[2] 前記 [1] に記載の缶用鋼板を製造するに際し、質量％で、 C : 0.01 〜0.12%、 Si： 0.005~0.5%、 Mn： 0.3〜1.5%、 P ： 0.005~0.2%、 A1： 0.10% 以下、 N : 0.012%以下、 Nb： 0.005〜0.10%を含有し、残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなる鋼を、 870°C以上の仕上げ温度（finishing temperature： F T) で熱間圧延し、卷取りまで 40°C/ s以下の平均冷却速度で冷却し、 620°C以上の卷取り温度で巻取り、次いで、 80%以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、 650〜750°Cの均熱温度、 40 s以下の均熱時間の条件で連続焼鈍を行い、 1.5% 以下の調圧率（temper elongation) で調質圧延を行うことを特徴とする缶用鋼板の製造方法。

[3] 質量⁰ /₀で、 C ： 0.01〜0.12%、 Si： 0.005〜0.5%、 Μη : 0·3~1·5%、 P : 0.005〜0.2%、 A1 : 0.10%以下、 Ν ： 0.012%以下、 Nb： 0· 005〜0.10%を含有し、残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなる組成と、実質的にフェライト単相である組織とを有し、フェライト平均結晶粒径が 6 u m以上である、缶用鋼板母材として用いるに好適な熱延鋼板。

[4] 前記 [3] に記載の熱延鋼板を製造するに際し、質量％で C ： 0.01- 0.12%、 Si： 0.005〜0.5%、 Mn : 0.3〜1.5%、 P ： 0.005〜0.2%、 A1： 0.10% 以下、 N : 0.012%以下、 Nb： 0.005〜0.10%を含有し、残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなる鋼を、 870°C以上の仕上げ温度で熱間圧延し、コイル卷取りまで 40で/ s以下の平均冷却速度で冷却し、 620°C以上の卷取り温度で卷取ることを特徴とする、缶用鋼板母材として用いるに好適な熱延鋼板の製造方法。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。また、例えば「Si： 0.005〜0.5%」という表記は、「Si : 0.005以上、 0.5%以下」あるいは「0· 005%≤Si≤0.5%」を意味するものとする。また、本発明において、塗装焼付け処理とは、塗装焼付け相当の 210°C、 20 分の熱処理を施す処理のことであり、予歪を与えて時効処理を施すいわゆる焼付け硬化処理とは異なる。図面の簡単な説明

図 1は、缶用鋼板（冷延鋼板）の異方性（Δ Γ ) (縦軸）と缶用鋼板母材である熱延鋼板のフライト平均結晶粒径（横軸： μ ιη ) との関係を示す図である。発明を実施するための最良の形態

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明の缶用鋼板は、塗装焼付け処理により、降伏強度 500MPa以上、降伏比 0. 9以上、全伸ぴ 10%以上、 Δ r— 0. 50〜0の鋼板特性が得られる高強度髙延性缶用鋼板である。ここで、塗装焼付け処理は、 210°C、 20分の処理を基準とするが、 180〜265°C、 2〜30分の熱処理であれば概ね同等の効果が得られる。なお、時効硬化させる熱処理として、塗装焼付け処理でなく、ラミネート処理

(heat laminat ing) を行ってもよい。以下、塗装焼付け処理というときは、ラミネート処理など、同様の加熱処理を含むものとする。

また、塗装焼付け処理を施した、前記の鋼板特性を備えた缶用鋼板も本発明の鋼板である。この場合の塗装焼付け処理条件も前記基準に沿うものが望ましいが、前記鋼板特性を得られる条件であれば、とくに限定はない。通常、 D R法を用いて高強度化した鋼板では、数％しか伸びを示さない。これに対して、本発明は、 Nb、 P、 Mnにより固溶強化、析出強化、結晶粒微細化強化した鋼板を連続焼鈍により製造することで、高伸びを維持しつつ高強度化することを特徴とする。また、固溶 C、 Nの適正量を鋼中に残存させることで、塗装焼付け処理などの製缶工程で必須の熱処理により 30MPa以上の時効硬化を生じさせる。すなわち時効硬化で Y Pを増加させることで、絞り缶での底部の耐圧強度や、溶接缶のデント強度を上昇することを可能にする。さらには、熱延時の仕上げ温度を 870t以上、その後の冷却速度を 40°C/s以下、かつ、卷取り温度を 620°C以上とすることで、 τ ：ー0.50~0の範囲の値を得る。

これらは、本発明の特徴であり、重要な要件である。このように、固溶強化元素、析出強化元素、微細化強化元素を中心とする成分、組織、そして、製造条件の璩正化により、降伏強度が 500MPa以上、降伏比が 0.9以上で、全伸ぴが 10%以上、かつ、 Δ rがー 0· 50〜0を有する缶用鋼板が得られる。次に、本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。

• C :0.01~0.12%

本発明の缶用鋼板においては、連続焼鈍、調質圧延後に所定以上の強度（降伏強度⁵ OOMPa以上）を達成すると同時に 10%以上の全伸ぴを有することが必須であり、そのためにはフェライト平均結晶粒径を 7 /x m以下とすることが必要である。これらの特性を満たす鋼板を製造するに際しては、 C含有が重要である。特に鋼板の強度とフェライト平均結晶粒径には、炭化物の量や密度が大きく関わってくるので、析出に利用できる炭素量を確保する必要がある。さらに、粒界に炭化物を析出させることで、 Pの粒界偏析が抑制され、 Pの固溶強化を最大限に利用できる効果もある。

以上の効果を得るために、 C添加量の下限は 0.01%に限定する。一方、 C含有量が 0.12%を超えると、鋼の溶製（steel making) に際し、冷却過程の中で亜包晶割れを起こすため、上限は 0.12%に限定する。望ましい下限は 0.04%以上、望ましい上限は 0.10%以下である。

• Si:0.005~0.5%

Siは固溶強化により鋼を高強度化させる元素であるが、多量に含有させると耐食性 (corrosion resistance) 力 S著しく損なわれる。よって、 Si含有量の上限は 0.5%に限定する。好ましくは 0.05%以下である。一方、髙ぃ耐食性が要求される用途では S iを極力低くする必要があるが、低減コストも考慮して、下限は 0.005%に限定する。

• Mn:0.3~1.5% Mnは固溶強化により鋼の強度を増加させ、結晶粒径も小さくする。結晶粒径を小さくする効果が.顕著に生じるのは Mn含有量が 0.3%以上であり、目標とする強度を確保するためには少なくとも 0.3%の Mn含有量が必要である。よって、 Mn含有量の下限は 0.3%に限定する。一方、 Mnを多量に含有すると耐食性が劣る。よって、上限は 1.5%に限定する。好ましくは 1.1%以下である。

• P :0.005% ~0.2%

Pは固溶強化能が大きい元素であるが、多量に添加すると耐食性が著しく損なわれる。よって、上限は 0.2%に限定する。好ましくは 0.1%以下である。一方、高い耐食性が要求される用途では極力 P添加量を低くする必要があるが、低減コストも考慮して、下限は 0.005%に限定する。

• A1:0.10%以下

A1含有量が増加すると、再結晶温度の上昇がもたらされるので、焼鈍温度を高くする必要がある。本発明においては、強度を増加させるために添加した他の元素によっても再結晶温度の上昇がもたらされ焼鈍温度が高くなるので、 A1による再結晶温度の上昇は回避することが得策である。よって、 A1含有量の上限は 0.10%に限定する。なお、脱酸を充分に行い、酸素の残留による鋼中の気泡発生を抑制する観点から 0.02%超を含有させることが好ましい。

• N :0.012%以下

Nは時効硬化を増加させるために効果のある元素である。時効硬化の効果を発揮させるためには、 0.005%以上、好ましくは 0.0060%以上添加するのが望ましい。一方、多量に添加すると、熱間延性が劣化し、連続鐯造時に矯正帯 (unbending zone) でズラブ割れが生じやすくなる。よって、 N含有量の上限は 0.012%に限定する。 Nによる時効硬化を積極的に活用しない場合は、 0.001〜0.004%程度の含有量でよいが、その場合は、他の強化元素を多めに添加しないと YSが低目になる。

• Nb:0.005% ~0.10%

Nbは、本発明においては重要な添加元素である。 Nb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て強度を上昇させる。また、フェライ 8 053589

10 トを細粒化することで強度を上昇させる。しかも粒径は強度だけでなく、絞り加工時の表面性状にも影響する。最終製品のフェライト平均結晶粒径が 7 ;x mを超えると、絞り加工後、一部で肌荒れ現象が発生し、表面外観の美麗さが失われる。以上のように Nb添加量によって強度や表面性状を調整することができ、 0. 005 %を超えるときにこの効果が生じる。よって、下限は 0. 005%に限定する。好ましくは 0. 01 %以上である。

一方、 Nbは再結晶温度の上昇をもたらす。そのため、 0. 10 %超えで含有させ.ると、本発明で規定する 650〜750°Cの均熱温度、 40s以下の均熱時間で行う連続焼鈍では未再結晶が一部残存するなど、焼鈍し難くなる。この対策として焼鈍温度を高くすると、再結晶組織は得られるが、鋼中の元素が表層濃化するため、表面性状が劣る。よって、 Nb添加量の上限は 0. 10 %に限定する。好ましくは 0. 06%以下である。鋼板の組成の残部は Feおよび不可避不純物とする。不可避的不純物としては、例えば Sが挙げられる。次に本発明の缶用鋼板の組織および鋼板特性について説明する。

• フェライト単相組織、フェライト平均結晶粒径： 7 μ m以下

まず、本発明では実質的にフェライト単相組織から成るものとする。ここで、「実質的」にとは、本発明の作用効果の観点から、フェライト単相組織と同等であるという意味である。例えば、セメンタイト等を 1 %程度以下含む場合でも、本発明の作用効果を奏する限り、実質的にフェライト単相組織であると判断する。

また、フェライト平均結晶粒径が 7 μ mを超えると、製缶後の表面外観の美麗さが失われる。これは肌荒れ現象のような表面の粗度の極端な変化に対応するものと考えられる。特にこの現象は、 2ピース缶の缶胴部（body of weld cans) , 拡缶加工を行う 3ピース缶の缶胴部において確認される。以上より、フェライト平均結晶粒径は 7 μ m以下とする。フェライト平均結晶粒径の下限はとくに限定されないが、通常は 4 μ m以上程度となる。なお、フェライト結晶粒径は、 JIS G0551で規定されている切断法を用いて測定する。

また、フェライト平均結晶粒径は、主として鋼板組成、冷間圧延率、焼鈍温度を調整して目標値に制御する。具体的には、 C ： 0.01〜0.12%、 Si： 0.005 〜0.5%、 Mn : 0.3〜1.5%、 P : 0.005~0.2%、 A1 : 0.10%以下、 N ： 0.012% 以下、 Nb： 0.005~0.10% (またはこれらの好適範囲）を含有する組成として（残部は鉄おょぴ不可避的不純物）、 870°C以上の仕上げ温度で熱間圧延し、卷取りまで 40°C/ s以下の速度で冷却して、 620 以上の温度でコイルに巻き取ったのち、圧下率 80%以上の冷間圧延を行った後に、均熱温度： 650〜750°C、均熱時間： 40 s以下の条件で連続焼鈍を行うことで、 7 μ m以下の結晶粒径を得ることができる。

•降伏強度（Y P ) ： 500MPa以上（塗装焼付け後）

降伏強度は溶接缶の耐デント強度を確保する上での重要な因子となる。一般に、耐デント強度は板厚と降伏強度の関係式で表される。従来 D R材が用いられていた用途に本発明を適用する場合、 D R材の板厚（通常 0.15-0.17mm) でデント強度を確保するため、降伏強度を 500MPa以上とする。 YPの上限は限定する必要が無い.が、一般的には 700MPa以下程度となる。

•降伏比（YR) ： 0.⁹以上（塗装焼付け後）

引張強度を高くすると、熱間圧延時や冷間圧延時の変形抵抗が高くなり、圧延の操業性が低下する。一方、缶体強度の観点から降伏強度を 500MPa以上に確保する必要がある。つまり、降伏強度を高く引張強度を小さくする必要があり、操業に支障なく上記特性を得るための条件として降伏比を 0.9以上とした。とくに YRに上限はなく、最大値（= 1 ) となってもよい。

なお、 YP、 TSは主として鋼板組成、冷間圧延率、焼鈍温度を調整して目標値に制御する。具体的には、 C ： 0.01~0· 12%、 Si ： 0.005〜0· 5%、 Μη： 0.3 〜1.5%、 Ρ ： 0.005〜0, 2%、 A1 : 0.10%以下、 Ν : 0.012%以下、 Nb ： 0.005 〜0.10% (またはこれらの好適範囲）を含有する組成として（残部は鉄おょぴ不可避的不純物）、 870°C以上の仕上げ温度で熱間圧延し、卷取りまで 40°C/ s 以下の速度で冷却して、 620°C以上の温度でコイルに卷き取ったのち、 80%以上の冷間圧延を行った後に、均熱温度： 650〜750°C、均熱時間： 40 s以下の条件で連続焼鈍を行うことで、目標値に制御することができる。

塗装焼付け前の YPおよび YRはとくに限定されないが、それぞれ 450〜550MPa および 85〜95程度である。

•全伸び（E1) ： 10%以上（塗装焼付け後）

伸ぴ（全伸ぴ）が 10%を下回ると、例えば、拡缶加工のような高い缶胴加工を伴う缶への鋼板の適用が困難になる。よって、全伸ぴは 10 %以上とする。全伸びの上限はとくに限定する必要は無いが、一般には 50%程度が上限となる。前述のフニライト単相細粒組織とすることは、全伸ぴ 10%以上を確保する手段としてとくに効果的である。 > 塗装焼付け前の E1はとくに限定されないが、 15〜50%程度である。

• Δ r ：一 0· 50〜Ο (塗装焼付け後）

本発明では、異方性の指標として、下記式にて表される Δ rを用いることとする。

Δ r = ( r 0 + r go - 2 X r 45) / 4

r 0は圧延方向に引張試験を行った時、 r ₄₅は圧延方向と 45° を成す方向に引張試験を行った時、 r goは圧延方向と 90° を成す方向に引張試験を行った時の r値 (Lankford value) を示す。

厶 rがー 0. 50未満の鋼板では、例えば、 D R D缶に加工した際、耳 ¾生が大きいためトリム代が大きくなり、鋼板の歩留まりが低下する。すなわち、歩留まりの観点から耳発生量を抑制するために、 Δ rは一 0. 50〜 0の範囲にする必要がある。また、 A rの絶対値が大きいと、 D R D缶や溶接缶のフランジ部で、円周方向の板厚分布（板厚の偏差）に起因してフランジしわが発生するため、 Δ r ： - 0. 45〜.0の鋼を用いることが望ましい。さらに、缶の真円度が重視される用途では、円周方向の板厚分布を極力抑制する必要があるため、 Δ rは一0. 30〜 0とすることが望ましい。

なお、 Δ rは主として熱間圧延時の仕上げ温度、仕上げ後の冷却速度、巻取り温度を調整して目標値に制御する。具体的には、 Δ rは 870°C以上の仕上げ温度で熱間圧延し、卷取りまで 40°C/ s以下の速度で冷却して、 620^以上の温度でコイルに卷き取ることで目標値に制御することができる。

塗装焼付け前の Δ rはとくに限定されないが、概ね焼付け後に近い値をとる。次に缶用鋼板母材用の熱延鋼板の組織について説明する。

•熱延鋼板組織：フユライト単相組織、平均結晶粒径 6 z m以上

本発明では熱延鋼板での組織は、実質的にフェライト単相糸且織とする。「実質的に」の意味は冷延鋼板（冷間圧延 ·焼鈍 ·調質圧延したもの）の場合と同じで、セメンタイト等を 1 %以下程度含む場合でも、本発明の作用効果を奏する限り、実質的にフェライト単相組織であると判断する。

冷間圧延 ·連続焼鈍、調質圧延後の鋼板の異方性は、熱延鋼板段階でのフエライト粒径の影響を大きく受ける。例えば、図 1は、後述の実施例に示す鋼 1 にて、冷間圧延圧下率： 90 %、均熱温度： 710°C、均熱時間： 30 s の連続焼鈍を行って得られた冷延鋼板の異方性と、熱延鋼板段階（熱延材）でのフェラィト平均結晶粒径の関係を示している。図 1によると、熱延材のフェライト平均結晶粒径が 6 /X m未満では、 Δ rは一 0. 50未満となり、所望の異方性の値を得ることができない。従って、熱延材でのフェライト平均結晶粒径は 6 m以上にするのが好ましい。 Δ rがー 0. 4⁵ 0の鋼を用いようとする場合は、熱延材でのフェライト平均結晶粒径は 7 μ m以上にすることがより好ましい。 Δ rが一 0. 30 0の鋼を用いようとする場合は、熱延材でのフェライト平均結晶粒径は 8 μ m以上にすることがより好ましい。なお、上限はとくにないが、通常は熱延材でのフェライト平均結晶粒径は 15 /i m以下程度である。フェラィト結晶粒径の測定方法は、冷延鋼板と同様とする。

なお、熱延材の結晶粒径は主として成分、熱延時の F T、 C Tまでの冷却速度、 C Tを調整して目標値に制御する。なお、板厚おょぴ時効指数は請求項で特に限定していないが、本特許を実施する上で望ましい条件は以下に示す範囲である。

•缶用鋼板の好適板厚： 0. 2 以下、熱延鋼板の好適板厚： 2 mm以下

本発明は主には絞り缶、溶接缶の薄肉化への適用を目的としているため、板厚は主に 0· 2mm以下で利用される。

冷間圧延の操業性の観点からは、本発明で提案されている強度レベルの鋼を 0. 2mm以下の板厚にするには、 94%前後、あるいはそれ以下の圧延率で圧延することが望ましい。このため、熱延材の板厚は 2 mm以下にすることが好ましい。 •時効指数： 30MPa以上

塗装焼付け後ゃラミネート処理後に降伏強度 500MPaを確実に得るため、時効指数を 30MPa以上とするのが望ましい。なお、本発明において、時効指数とは、 8%予歪.み付与後、 100°C— 60分の加熱処理をしたときの時効硬化量を示す。次に本発明の缶用鋼板おょぴその母材熱延鋼板の製造方法について説明する。

上述した化学成分に調整された溶鋼を、転炉等を用いた通常公知の溶製方法 ( steel making ) tこより.溶製し（produce )、次 ίこ連続錄造法 ( cont inuous casting) 等の通常用いられる鎳造方法で圧延素材（鋼塊、とくにスラブ）とする。

次に、上記により得られた圧延素材を用いて熱間圧延により、熱延鋼板とする。熱間圧延に先立ち、圧延素材は 1250°C以上に加熱することが望ましい（SRT ≥ 1250°C ) _o これは、鋼中の Nを完全に固溶させるためである。粗圧延開始温度は 1350°C以下が好ましい。

仕上げ温度は 870°C以上とする。また、卷取りまで 40°C / s以下の速度で冷却し、 620°C以上の卷取り温度で卷取る。なお、異方性の観点から、ここで得られた熱延材のフェライト平均結晶粒径は 6 μ m以上にする。母材熱延鋼板は、以上の工程により製造されるが、後述の酸洗等を施しても良い。

缶用の冷延鋼板を製造する場合は、さらに冷間圧延を施すが、その前に鋼板表面を覆うスケール（scale) を、通常は酸洗によって除去する。その後、 80 %以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、 650〜750 Cの均熱温度、 40s以下の均熱時間の条件で連続焼鈍を行い、 1. 5 %以下の調圧率で調質圧延を行う。以下、各要件の詳細を説明する。

•熱間圧延仕上げ温度（FT) ： 870°C以上熱間圧延における仕上げ圧延温度は、異方性を制御する上で重要な項目になる。 Nb添加鋼で Δ rを一 0· 50以上（0以下）に確保するためには、熱延材のフェライ'ト平均結晶粒径を 6 _β m以上にすることと、集合組織を制御することが必要である。これらを得るため、熱延仕上げ温度は ⁸⁷0°C以上とする。なお、 FTは 950°C以下とすることが、スケールに起因する欠陥の抑制の観点から好ましい。

•仕上げ圧延後、卷取りまでの平均冷却速度： 40°C/ s以下

缶用鋼板（冷延鋼 fe ) の異方性は熱延材のフェライト平均結晶粒径の影響を大きく受ける。前述したように（図 1参照）、 Δ rを一 0. 50〜 0の範囲内にするには、熱延材のフェライト平均結晶粒径は 6 μ m以上にする必要がある。熱延材のフェライト平均結晶粒径を 6 μ m以上にするためには、熱延後の冷却速度を小さくする必要があり、その条件として、仕上げ後の平均冷却速度を 40°C / s以下とする。ここで平均冷却速度は、熱間圧延の終了からコイル巻取りまでの温度低下量を、経過した時間で除したものとする。

Δ rがー 0. 45〜 Oの鋼を幅方向全体で確実に得るためには、熱延材のフェラィト平均結晶粒径を 7 m以上にすることが好ましく、そのためには平均冷却速度を 30°C / s以下にする必要がある。

また、 Δ rがー 0. 30〜 0の鋼を幅方向全体で確実に得るためには、熱延材のフェライト平均結晶粒径を 8 i m以上にすることが好ましく、そのためには平均冷却速度は 20°C/ s以下にする必要がある。

平均冷却速度は、生産性の観点から、 10°C /s以上とすることが好ましい。なお、冷却速度は例えば冷却水の供給量等で制御する。一般的な工業規模の熱間圧延設備において最大強度で水冷した場合の冷却速度は 80〜100°C/s程度であり、通常の熱延においては、経済性の観点から、この上限付近、少なくとも 50°C /s以上で鋼板が水冷される。他方、強制冷却手段を全く使用しない場合の冷却速度は数で s程度であるが、卷取り温度が高温となり、スケールに起因する欠陥が生じるため、工業生産手段としては現実的でない。

•卷取り温度（CT) ： 620°C以上

熱延材のフェライト平均結晶粒径を 6 μ m以上にするためには、コイル卷取 9

16 り温度を高くする必要があり、その条件として卷取り温度を 620°C以上とする。 Δ rを- 0. 45 ~ 0とする観点からは、好ましくは 640で以上である。また、厶 rがー 0. 30〜 0の鋼を得るためには、卷取り温度は 700°C以上にすることが望ましい。

巻取り温度は脱スケール性の観点から、 750°C以下とすることが好ましい。 •冷間圧延率（圧下率）： δΟ%以上

冷間圧延における圧下率は、本発明において重要な条件の一つである。冷間圧延での圧下率が 80%未満では、降伏強度が 500MPa以上の鋼板を製造することは困難である。さらに、 D R材並みの板厚（0. 2mm以下、通常 0. 17mm程度）を得るためには、 80%未満の圧下率では、少なくとも熱延板の板厚を 1 mm以下にする必要があり、操業上困難である。よって、圧下率は 80 %以上とする。なお、一般的な圧延設備の能力では、過大な冷間圧延率の場合には圧延荷重が増大して圧延不能となることから、冷間圧延率の上限は 96 %程度とすることが好ましい。

•焼鈍条件：均熱温度 650°C ~ 750°C、均熱時間 40s以下

焼鈍は連続焼鈍法で行うものとする。連続焼鈍における均熱温度は、良好な加工性を確保するため、鋼板の再結晶温度以上とする必要があり、かつ、組織をより均一にするためには.、 650°C以上の温度で均熱する必要がある。一方で、 750°C超えで連続焼鈍するためには、鋼板の破断を防止するために極力速度を落とす必要があり、生産性が低下する。生産性を低下させない条件として 750°C以下とする。均熱時間についても 40 s以上になるような速度では生産性を確保できないため、均熱時間は 40 s以下とする。均熱時間の下限はとくになく、例えば均熱温度（最高温度）に到達してすぐ冷却する、均熱時間ゼロの処理でも問題はない。

•調圧率： 1. 5%以下

調圧率（調質圧延による圧下率）が高くなると D R材と同様に、加工時に導入される歪が多くなるため延性が低下する。本発明では極薄材で全伸ぴ 10 % 以上を確保する必要があるため、調圧率は 1. 5 %以下とする。 JP2008/053589

17

〔実施例〕

(実施例 1 )

表 1に示す成分組成を含有し、残 ¾が Fe及び不可避不純物からなる鋼を転炉で溶製し、鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを 1250°Cで再加熱した後、熱間圧延を開始した。熱間圧延は、仕上げ圧延温度 880°C〜 900°Cの範囲で行い、卷取りまで平均冷却速度 20〜40°C / sで冷却し、卷取り温度 620〜700°Cの範囲でコイルに卷取った。次いで、酸洗後、約 90〜94 %の圧下率で冷間圧延し、 0. 17〜0. 2mniの薄鋼板を製造した。得られた薄鋼板を、加熱速度 l ⁵ °C /secで 690〜 750°Cに到達させ、 690°C ~ 750°C、 20秒間の連続焼鈍を行った。次いで、冷却後、圧下率（伸長率で測定）が 1. 5 %以下になるように調質圧延を施し、通常のクロム鍍金（電気めつき）を連続的に施して、ティンフリースチールを得た。なお、均熱温度は Nb添加量に応じて 690°Cから 750°Cの範囲内で調整した。

T JP2008/053589

18 表 1

以上により得られためっき鋼板（ティンフリ一スチール）に対して、 210°C、 20分の塗装焼付け処理を行った後、引張試験を行った。また、結晶組織と平均結晶粒径について調査した（なお、結晶組織や結晶粒径は塗装焼付け処理前後でとくに変化しない）。なお、熱延鋼板についても同様に結晶組織と平均結晶粒径を調査した。調査方法は以下の通りである。

引張試験は、 JIS5号サイズの引張試験片（JIS Z 2201に記载）を用いて、降伏伸び、引張強さ、伸び（全伸び）を測定し、強度おょぴ延性を評価した。 r 値測定は JIS 5号ハーフサイズの引張試験片（幅 12. 5mm、平行部 35匪、標点間距離 20m_m) を用いて行い、下記の方法で Δ rを測定した。

Δ r = ( r 0 + r go - 2 X r 45) / 4

なお、 r 0は圧延方向に引張試験を行った時、 r ₄₅は圧延方向から 45° を成す方向に引張試験を行った時、 r ₉₀は圧延方向から 90° を成す方向に引張試験を行った時の r値を示す。

結晶組織（熱延鋼板、冷延鋼板とも）は、サンプル（圧延方向断面）を研磨して、ナイタル（ni tal：硝酸アルコール溶液）で結晶粒界を腐食させて、光学顕微鏡で観察した。平均結晶粒径は、上記のようにして観察した結晶組織 T JP2008/053589

19 について、 JIS G 0551に規定された切断法を用いて測定した。

得られた結果を表 2に示す。

表 2.

表 2より、本発明例（No. 1〜6、 20、 21) は、焼鈍材（めっき鋼板）組織のフェライト平均結晶粒径が 7 m以下であり、また組織観察により混粒組織を含まない均一かつ微細なフェライト単相組織であることが確認された。また表 2より、本発明例は強度おょぴ延性の両者に優れていることが認められる。なお、時効指数は Nを 0. 005 %以上含有する発明例（No. 1〜 6、 20) では³ OMPa を達成しており、また Nを 0. 0060%以上含有する発明例（No. 1、 2、 4〜6、 20) では 40MPaを達成していた。

一方、 Nb含有量が過多である比較例（No. 7) では異方性が不足しており、 Nb 含有量が不足している比較例（No. 8) では強度が不足している。

なお、発明例においては、熱延組織は平均粒径 6 m以上の実質的なフェラィト単相組織であった。 (実施例 2 )

表 3に示す成分組成（実施例 1の No. 1 と同じ）を含有し、残部が Feおよび不可避不純物からなる鋼を実機転炉で溶製し、鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを 1250°Cで再加熱した後、熱間圧延を開始した。熱間圧延は、仕上げ圧延温度を 830~ 900°Cで行い、卷取りまでの平均冷却速度を 16〜45°C /sで冷却し、卷取り温度を 580〜720°Cの範囲で卷取った。次いで、 75〜94%の圧下率で冷間圧延して、 0. 15〜0. 18m mの薄鋼板を製造した。得られた薄鋼板を、加熱速度 20°C /secで 630〜740°Cに到達させ、 630〜740°C、 20〜30秒間の連続焼鈍を行った。次いで、冷却後、圧下率が 1. 5 %以下になるように調質圧延を施し、通常のクロム鍍金を連続的に施して、ティンフリースチールを得た。詳細な製造条件を表 4に示す。

表 3

*単位:質量％

表 4

以上により得られためっき鋼板（ティンフリ一スチール）に対して、 210°C、 20分の塗装焼付け処理を行った後、引張試験を行い、また結晶組織と平均結晶粒径について調査した。熱延鋼板についても結晶組織や結晶粒径を調査した。なお、各試験及ぴ調查方法は実施例 1 と同様の方法である。

得られた結果を表 5に示す。 P T/JP2008/053589

22 表 5

表 5より、本発明例（No. 9〜12他）では、仕上げ圧延後の冷却速度を小さくして巻取り温度を高くすることで、異方性が小さく、延性が高い高強度鋼板が得られることがわかる。

一方、仕上げ圧延温度が低い、卷取り温度が低い、もしくは仕上げ圧延後の冷却速度が大きい比較例（No. 13〜； 15他）では、強度、延性については目標値に到達するものの、卷取り温度が低いため、異方性の大きい鋼板となっている。均熱温度が低い比較例（Nol 6他）では、強度、異方性については目標値に到達するものの、再結晶が完了せず未再結晶が一部残存しているため、延性が小さい鋼板となっている。

また、これらの鋼板に対して絞り加工すると、本発明例（No. 9〜12他）では、鋼板の表面性状が良好で、肌荒れは認められず、耳の発生量も小さい。一方、 Δ rがー 0. 50以下になる比較例では、鋼板に関しては、耳発生量が大きくなった。

なお、発明例においては、熱延組織は平均粒径 6 /X m以上の実質的なフェラィト単相組織であった。産業上の利用の可能性

本発明によれば、 500MPa以上の降伏強度、 0. 9以上の降伏比、 10 %以上の全伸ぴを有し、さらには Δ rがー 0. 50〜 0となる高強度高延性缶用鋼板が得られる。

詳細には、本発明は、固溶強化元素を用いて固溶強化し、さらに、 Nb、 ' P、 Mn等による複合強化（固溶強化、析出強化および細粒化強化）を行うことにより、高伸ぴを維持しつつ強度を上昇させたので、焼鈍工程後の調質圧延が圧下率 1. 5 %以下程度の軽圧下でも、確実に降伏強度が 500MPa以上の鋼板が製造でさる。

その結果、原板（鋼板）の高強度化により、溶接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、ボトム部の耐圧強度を必要とする陽圧缶（pressured can) 用途に関しても、現行肉厚のまま高い耐圧強度を得ることが可能となる。さらに、延性を高くすることにより、拡缶加工のような高い缶胴加工を行うことも可能となる。

また、絞り缶用途では缶のトリム代を小さくして歩留まりを上げるために耳発生を防止する必要があるが、本発明では、仕上げ温度を 870°C以上、卷取りまでの冷却速度を 40°C / s以下、卷取り温度を 620°C以上にすることで Δ rを一 0. 50〜 0の範囲に抑え、耳発生を防止することができる。

すなわち、本発明によれば、強度、延性、異方性のいずれの特性にも優れた鋼板が得られるため、髙加工度の缶胴加工を伴う 3ピース缶、陽圧缶のように耐圧強度を必要とする 2ピース缶を中心に缶用鋼板として最適である。

Claims

請求の範囲

1. 質量％で、

C ： 0.01〜0.12%、 Si ： 0, 005〜0.5%、

Mn : 0.3〜1.5%、 P ： 0.005〜0.2%、

A1 : 0.10%以下、 N : 0.012%以下、

Nb： 0.005~0.10%

を含有し、残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなる組成と、実質的にフェラィト単相である組織とを有し、フェライトの平均結晶粒径が 7 μ πι以下であり、塗装焼付け処理により、降伏強度： 500MPa以上、降伏比： 0.9以上、全伸ぴ： 10%以上、て： - 0.50〜 0の特性を得ることができる缶用鋼板。

2. 質量。/。で、

C ： 0.01~0.12%, Si： 0.005〜0.5%、

Mn : 0.3〜： l.5%、 P ： 0.005〜0.2%、

A1 ： 0.10%以下、 N ： 0.012%以下、

Nb： 0.005~0.10%

を含有し、残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなる鋼を、 870°C以上の仕上げ温度で熱間圧延し、

巻取りまで 40°C/s以下の平均冷却速度で冷却し、 620°C以上の卷取り温度で卷取り、

次いで、 80%以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、 650〜 750 °Cの均熱温度、 40 s以下の均熱時間の条件で連続焼鈍を行い、 1.5%以下の調圧率で調質圧延を行う缶用鋼板の製造方法。

3. 質量％で、

C ： 0.01〜0.12%、 Si ： 0.005〜0.5%

Mn： 0.3~1.5%、 P ： 0.005〜0.2%

A1 ： 0.10%以下、 N ： 0.012%以下、

Nb： 0.005— 0.10% 含有し、残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなる組成と、実質的にフェライト単相である組織とを有し、フェライト平均結晶粒径が 6 μ m以上である熱延鋼板。

4. 質量％で、

C ： 0.01— 0.12%, Si： 0.005~0.5%,

Mn ·' 0.3〜1.5%、 P ： 0.005~0.2%,

A1 : 0.1Q%以下、 N : 0.012%以下、

Nb： 0.005〜0.10%

を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を.、 870°C以上の仕上げ温度で熱間圧延し、

卷取りまで 40°C/s以下の平均冷却速度で冷却し、 620で以上の卷取り温度で卷取る熱延鋼板の製造方法。