WO2011068231A1 - 缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2011068231A1
WO2011068231A1 PCT/JP2010/071768 JP2010071768W WO2011068231A1 WO 2011068231 A1 WO2011068231 A1 WO 2011068231A1 JP 2010071768 W JP2010071768 W JP 2010071768W WO 2011068231 A1 WO2011068231 A1 WO 2011068231A1
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多田雅毅
田中匠
小島克己
岩佐浩樹
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for cans having high strength and high workability, and a method for producing the same.
  • DR Double Reduce
  • steel plates called DR (Double Reduce) materials may be used for lids, bottoms, three-piece can bodies, drawn cans, and the like.
  • DR material that performs cold rolling (secondary cold rolling) again after annealing is easier to reduce the plate thickness than SR (Single Reduce) material that performs only temper rolling with a small rolling ratio,
  • SR Single Reduce
  • the DR material is a thin and hard steel plate because work hardening occurs by performing cold rolling after annealing, but the DR material is inferior in workability compared to the SR material because the DR material is poor in ductility.
  • EOE Easy Open End
  • a lid for beverage cans and food cans.
  • EOE Easy Open End
  • the body of a three-piece beverage can is molded into a cylindrical shape and then flanged at both ends in order to tighten the lid and bottom, the can body end also has an elongation of about 10%. Required.
  • a steel plate as a can-making material is required to have a strength corresponding to the plate thickness, and in the case of a DR material, a tensile strength of about 500 MPa or more is required to ensure the strength of the can by making it thin.
  • DR materials are difficult to achieve both the above ductility and strength, and SR materials have been used for EOE and beverage can bodies.
  • this material can also be used as a raw material for steel plates for cans such as 2-piece can bodies, DI (Drawn and Ironed) cans, DRD (Draw-Redraw) cans, aerosol cans and bottom ends.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing a steel sheet having a high r value and excellent flange workability by producing a DR material of low carbon steel at a primary cold rolling rate of 85% or less. Has been.
  • Patent Document 2 discloses a method of manufacturing a DR material that achieves both hardness and workability by performing nitriding in a low carbon steel annealing process.
  • Patent Document 3 discloses a steel slab containing C: 0.01 to 0.08%, Mn: 0.05 to 0.50%, Al: 0.01 to 0.15%, and below the Ar 3 transformation point.
  • a thin steel plate having a thickness of less than 0.21 mm obtained by performing hot finish rolling, followed by cold rolling, followed by recrystallization annealing by continuous annealing, and then skin-passing at a rolling reduction of 5 to 10%.
  • cover for easy open cans which performs score processing from which the ratio of score remaining thickness / steel plate thickness becomes 0.4 or less is disclosed.
  • Patent Document 4 C: 0.04 to 0.08%, Si: 0.03% or less, Mn: 0.05 to 0.50%, P: 0.02% or less, S: 0.02%
  • Al 0.02 to 0.10%
  • N 0.008 to 0.015%
  • the amount of (N total-N as AlN) in the steel sheet is 0.007% or more
  • rolling When the total elongation value in the direction is represented by X and the average value is represented by Y, excellent flange workability equal to or better than that of batch-annealed DR steel sheet when the relationship of X ⁇ 10% and Y ⁇ ⁇ 0.05X + 1.4 is satisfied.
  • a continuous annealed DR steel sheet for welding cans and a manufacturing method thereof are disclosed.
  • the amount of Mn is suppressed to a low value of 0.05 to 0.50 wt%, and it is not possible to cope with an increase in strength for securing a pressure resistance strength by thinning. .
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is applicable to lids, bottoms, three-piece can bodies and two-piece can bodies, DI cans, DRD cans, aerosol cans, bottom ends, and the like, and in particular, materials for EOE.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate for a high-strength and highly workable can that is suitable as a manufacturing method and a method for producing the same.
  • the inventors have conducted intensive research to solve the above problems and obtained the following knowledge.
  • an appropriate amount of C is added to give strength, while the rolling rate of the final stand of primary cold rolling is improved and strain is introduced into the surface layer, and then annealing is performed.
  • the ammonia gas in the annealing atmosphere is suppressed to less than 0.020 vol%, and the secondary cold rolling rate is limited to an appropriate range, It is possible to achieve both strength and ductility by softening the surface layer of the steel sheet.
  • the coiling temperature after hot rolling is high, the cementite that precipitates becomes coarse and the local elongation decreases, so it is necessary to limit the coiling temperature to an appropriate temperature range.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • 1st invention is the mass%, C: 0.070% or more and less than 0.080%, Si: 0.003% or more and 0.10% or less, Mn: 0.51% or more and 0.60% or less, P : 0.001% to 0.100%, S: 0.001% to 0.020%, Al: 0.005% to 0.100%, N: 0.010% or less, the balance Is composed of Fe and unavoidable impurities, and has an average crystal grain size of 5 ⁇ m or more and a crystal grain elongation of 2.0 or less in the cross section in the rolling direction, and from a depth of 3/8 of the plate thickness to 4 of the plate thickness.
  • the difference in hardness obtained by subtracting the average Vickers hardness of the cross section from the surface to the depth of 1/8 of the plate thickness from the average Vickers hardness of the cross section up to a depth of / 8 is 10 points or more and / or Maximum Vickers hardness of cross section between 3/8 depth and 4/8 depth of plate thickness
  • the hardness difference obtained by subtracting the maximum Vickers hardness of the cross section from the surface to the depth of 1/8 of the plate thickness is 20 points or more
  • the tensile strength is 500 MPa or more
  • the elongation at break is 10% or more. It is a steel plate for cans with high strength and high workability.
  • the second invention relates to the crystal grain size from an average crystal grain size between the surface and a depth of 1/8 of the plate thickness, from a depth of 3/8 of the plate thickness to a depth of 4/8 of the plate thickness.
  • the average crystal grain size difference obtained by subtracting the average crystal grain size is 1 ⁇ m or more, and the high strength and high workability steel sheet for cans according to the first invention.
  • the third invention relates to the nitrogen amount from an average N amount between a depth of 3/8 of the plate thickness to a depth of 4/8 of the plate thickness, to a depth of 1/8 of the plate thickness from the surface.
  • the difference in average N amount obtained by subtracting the average N amount between them is 10 ppm or more, and the steel sheet for high strength and high workability cans according to the first invention or the second invention.
  • the fourth invention relates to a nitride having a diameter of 1 ⁇ m or less and 0.02 ⁇ m or more, and has a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface rather than the average nitride number density from the surface to a depth of 1/8 of the plate thickness.
  • the steel sheet for a high-strength and high-workability can according to any one of the first to third inventions, characterized in that the average nitride number density is high.
  • the fifth invention relates to the nitride having a diameter of 1 ⁇ m or less and 0.02 ⁇ m or more, and an average nitride number density from the surface to a depth of 1/20 of the plate thickness,
  • the steel sheet for a high-strength and high-workability can according to any one of the first to fourth inventions, wherein a value divided by an average nitride number density is less than 1.5.
  • 6th invention is the high intensity
  • 7th invention is mass%, C: 0.070% or more and less than 0.080%, Si: 0.003% or more and 0.10% or less, Mn: 0.51% or more and 0.60% or less, P : 0.001% to 0.100%, S: 0.001% to 0.020%, Al: 0.005% to 0.100%, N: 0.010% or less, the balance Is a steel made of Fe and unavoidable impurities made into a slab by continuous casting, and after hot rolling, it is wound at a temperature of less than 620 ° C., and then primary cold rolling at a primary cold rolling rate of 86% or more in total.
  • Rolling with a cold rolling reduction rate of 30% or more in the final stand of rolling is performed, followed by annealing in an atmosphere where ammonia gas is less than 0.020 vol%, and then performing secondary cold rolling at a rolling rate of 20% or less.
  • High strength and high workability steel for cans It is a method of manufacture.
  • the depth of 3/8 of the plate thickness indicates a position that is separated from the surface by a distance of 3/8 of the plate thickness in the center direction of the plate thickness. The same applies to the depth of 4/8 of the plate thickness, the depth of 1/8 of the plate thickness, the depth of 1/4 of the plate thickness, and the depth of 1/20 of the plate thickness.
  • the steel plate for cans of the present invention is a steel plate for cans having a high strength and high workability having a tensile strength of 500 MPa or more and a breaking elongation of 10% or more. And such a steel plate uses the steel containing 0.070% or more and less than 0.080% C, and sets the coiling temperature after hot rolling and the secondary cold rolling rate to appropriate conditions. This makes it possible to manufacture.
  • the secondary cold rolling rate is suppressed to ensure elongation, while high C content is exhibited by increasing the amount of C. If the C content is less than 0.070%, a tensile strength of 500 MPa necessary for obtaining a remarkable economic effect due to the thinning of the steel sheet cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.070% or more. On the other hand, if the amount of C is 0.080% or more, it becomes excessively hard, and it becomes impossible to produce a thin steel plate by secondary cold rolling while ensuring workability. Therefore, the upper limit of the C amount is less than 0.080%.
  • Si 0.003% or more and 0.10% or less If the amount of Si exceeds 0.10%, problems such as deterioration of surface treatment property and deterioration of corrosion resistance are caused, so the upper limit is made 0.10%. On the other hand, if it is less than 0.003%, the refining cost becomes excessive, so the lower limit is made 0.003%.
  • Mn 0.51% or more and 0.60% or less
  • Mn is an element necessary to prevent red heat embrittlement during hot rolling by S and to refine crystal grains and to secure a desirable material. . Further, in order to satisfy the can strength with the thinned material, it is necessary to increase the strength of the material. In order to cope with this increase in strength, it is necessary to add 0.51% or more of Mn. On the other hand, if Mn is added in a large amount, the corrosion resistance deteriorates and the steel plate becomes excessively hardened, so the upper limit is made 0.60%.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less P is a harmful element that hardens steel and deteriorates workability and at the same time deteriorates corrosion resistance. Therefore, the upper limit is made 0.100%. On the other hand, dephosphorization cost becomes excessive to make P less than 0.001%. Therefore, the lower limit is made 0.001%.
  • S 0.001% or more and 0.020% or less S is a harmful element that exists as an inclusion in steel and causes deterioration in ductility and deterioration in corrosion resistance. Therefore, the upper limit is made 0.020%. On the other hand, desulfurization cost becomes excessive to make S less than 0.001%. Therefore, the lower limit is made 0.001%.
  • Al 0.005% or more and 0.100% or less
  • Al is an element necessary as a deoxidizer during steelmaking. When the addition amount is small, deoxidation becomes insufficient, inclusions increase, and workability deteriorates. If the content is 0.005% or more, it can be considered that deoxidation is sufficiently performed. On the other hand, when the content exceeds 0.100%, the frequency of occurrence of surface defects due to alumina clusters and the like increases. Therefore, the Al content is 0.005% or more and 0.100% or less.
  • N 0.010% or less
  • the hot ductility deteriorates and cracks of the slab occur in continuous casting. Therefore, the upper limit is made 0.010%.
  • the N amount is preferably set to 0.001% or more. The balance is Fe and inevitable impurities.
  • the tensile strength is 500 MPa or more. If the tensile strength is less than 500 MPa, the steel plate cannot be made thin enough to obtain a remarkable economic effect in order to secure the strength of the steel plate as a can-making material. Therefore, the tensile strength is 500 MPa or more.
  • the elongation at break is 10% or more. If the elongation at break is less than 10%, cracking occurs during rivet processing when applied to EOE. Moreover, even when applied to a three-piece can body, cracking occurs during flange processing. Accordingly, the elongation at break is 10% or more.
  • the said tensile strength and the said breaking elongation can be measured by the metallic material tension test method shown by "JISZ2241".
  • the average grain size in the cross section in the rolling direction is 5 ⁇ m or more.
  • the final mechanical properties of the steel plate for cans of the present invention are greatly influenced by the state of crystal grains.
  • the average crystal grain size in the cross section in the rolling direction is less than 5 ⁇ m, the steel sheet is insufficiently stretched and the workability is impaired.
  • the elongation of crystal grains in the cross section in the rolling direction is set to 2.0 or less.
  • the degree of extension is a value that represents the degree to which ferrite crystal grains are extended by processing, as shown in “JISG0202.”
  • JISG0202. When the elongation of the crystal grains in the cross section in the rolling direction exceeds 2.0, the elongation in the direction perpendicular to the rolling, which is important for flange workability and neck workability, is insufficient.
  • the elongation increases with the rolling ratio of the secondary cold rolling, in order to suppress the above-described elongation at the secondary cold rolling ratio of up to about 20%, the steel should have C of 0.070% or more. Need to contain.
  • Vickers hardness can be measured by the hardness test method shown in “JIS Z 2244”. A Vickers hardness test at a load of 10 gf is performed so that the hardness distribution in the plate thickness direction in the cross section of the steel plate can be appropriately evaluated. The measurement is performed at 10 locations, and the average value of the measured values is taken as the average cross-sectional hardness of each. Moreover, let the largest thing of Vickers hardness measurements be cross-section Vickers maximum hardness.
  • Hardness difference 10 points or more, 20 points or more
  • the strength increases when the surface layer is hardened, but since the soft central layer is sandwiched between the hard surface layers, the entire plate is constrained and the elongation decreases, and the necking is reduced. It tends to occur and processability decreases.
  • the surface layer is soft and the central layer is hard, only the central layer of the plate is constrained, so that the strength is high, and a high-strength and highly workable steel plate that does not cause reduction in elongation and constriction is obtained.
  • the difference in cross-sectional average hardness is less than 10 points and / or the maximum cross-section hardness is less than 20 points, the entire plate is homogeneous, so there is no difference from the current material, and a high strength and high workability steel sheet is obtained. I can't do that.
  • the difference in cross-sectional average hardness is 10 points or more and / or the maximum cross-section hardness is 20 points or more, the tensile strength can be 500 MPa or more and the elongation at break can be 10% or more.
  • the average amount of N between the depth of 3/8 of the plate thickness and the depth of 4/8 of the plate thickness is the amount of N using the combustion method for the samples subjected to the electropolishing to the depth of 3/8 of the plate thickness. It was measured.
  • the average N amount from the surface to the depth of 1/8 of the plate thickness is obtained by tape-sealing one side of the sample and then chemically polishing from the surface to the depth of 1/8 of the plate thickness using oxalic acid.
  • the amount of N was measured using a combustion method.
  • Difference in average N amount 10 ppm or more If the difference in average N amount is less than 10 ppm, softening due to a decrease in the N amount of the surface layer cannot be expected because the entire plate has a uniform N amount. It is not possible to obtain a high-strength, high-workability steel sheet.
  • the difference in average N amount is 10 ppm or more, the tensile strength can be 500 MPa or more and the elongation at break can be 10% or more.
  • the number density of nitride is chemically polished to a predetermined position with oxalic acid, etc., electrolyzed with 10 ⁇ m using the SPEED method, an extraction replica is prepared, and the number of nitride per unit field of 1 ⁇ m square is measured using TEM. did.
  • the nitride was identified by analysis using EDX. The amount of solute C was calculated from the peak of internal friction.
  • Average nitride number density ratio 1.5 or less
  • the average nitride number density ratio is 1.5 or more
  • the nitride number density of the surface layer increases and precipitation strengthening due to nitride occurs, so softening cannot be expected. There is no difference from the current material, and it is not possible to obtain a high-strength, high-workability steel sheet.
  • the tensile strength can be 500 MPa or more and the breaking elongation can be 10% or more.
  • the steel sheet for a high-strength, high-workability can of the present invention uses a steel slab having the above composition produced by continuous casting, and after being hot-rolled, wound at a temperature of less than 620 ° C., and then 86% or more At the primary cold rolling rate, rolling is performed with a cold rolling rate of 30% or more in the final stand of the primary cold rolling, followed by annealing in an atmosphere where the ammonia gas is less than 0.020 vol%, and then 20% or less. It is created by performing secondary cold rolling at a rolling rate of.
  • the second cold rolling is performed after annealing to obtain an extremely thin steel plate.
  • Winding temperature after hot rolling less than 620 ° C. If the winding temperature after hot rolling is 620 ° C. or more, the pearlite structure to be formed becomes coarse, and this becomes the starting point of brittle fracture, so the local elongation decreases. Thus, the elongation at break of 10% or more cannot be obtained. Therefore, the coiling temperature after hot rolling is less than 620 ° C. More preferably, it is 560 ° C to 620 ° C.
  • Primary cold rolling rate 86% or more
  • the primary cold rolling rate is small, it is necessary to increase the rolling rate of hot rolling and secondary cold rolling in order to finally obtain a very thin steel plate. Increasing the hot rolling rate is not preferable for the above-described reason, and the secondary cold rolling rate needs to be limited for the reason described later.
  • the primary cold rolling rate is 86% or more. More preferably, it is 90 to 92%.
  • Final stand rolling ratio of primary cold rolling 30% or more
  • Annealing requires that the concentration of ammonia gas in the atmosphere be less than 0.020 vol% in order to suppress nitridation of the surface layer. Preferably it is 0.018 vol% or less, More preferably, it is 0.016 vol% or less. Moreover, it is necessary to complete recrystallization by annealing.
  • the soaking temperature is preferably 600 to 750 ° C. from the viewpoint of operation efficiency and prevention of breakage during annealing of the thin steel sheet.
  • Secondary cold rolling rate 20% or less
  • the secondary cold rolling rate is 20% or less. If the secondary cold rolling rate exceeds 20%, work hardening by secondary cold rolling becomes excessive, and a breaking elongation of 10% or more cannot be obtained. Therefore, the secondary cold rolling rate is 20% or less. Preferably it is 15% or less, More preferably, it is 10% or less.
  • the plating and other processes are performed as usual, and finished as a steel plate for cans.
  • the plated steel sheet (cover) obtained as described above was subjected to a heat treatment equivalent to baking at 210 ° C. for 10 minutes, and then subjected to a tensile test.
  • tensile strength breaking strength
  • elongation at break were measured at a tensile speed of 10 mm / min using a JIS No. 5 size tensile test piece.
  • the sample of the plated steel plate was extract
  • the average crystal grain size and the elongation of crystal grains in the cross section in the rolling direction are determined by the linear test line described in “JIS G 0551” after polishing the vertical section of the steel sheet and revealing the grain boundary by night etching. It was measured by the cutting method.
  • the pressure strength is measured by forming a sample with a thickness of 0.21 mm into a 63 mm ⁇ lid, then winding it around a 63 mm ⁇ weld can body, introducing compressed air into the can, and the pressure when the can lid is deformed.
  • the can lid was deformed at ⁇ , 0.19 MPa or less, it was rated as x.
  • the moldability was tested by a method specified in JIS Z 2247 using a tester specified in JIS B 7729.
  • the Erichsen value (molding height at the time of the occurrence of through cracking) is 6.5 mm or more, ⁇ ⁇ , less than 6.5 mm, 6.0 mm or more is ⁇ , and less than 6.0 mm is x.
  • Tables 1 to 3 show examples of invention numbers. 6 ⁇ No. No. 12 is excellent in strength, and has achieved a tensile strength of 500 MPa or more necessary for an ultrathin steel plate for cans. Moreover, it is excellent in workability and has an elongation of 10% or more necessary for processing of a lid or a three-piece can body.
  • the comparative example No. No. 1 has insufficient tensile strength because the C content is too small. Moreover, No. of the comparative example. In No. 2, since the C content is too large, ductility is impaired by secondary cold rolling, and elongation at break is insufficient. Comparative Example No. Since No. 3 has too little Mn content, the tensile strength is insufficient. Comparative Example No. Since No. 4 has too much Mn content, ductility is impaired by secondary cold rolling and the elongation at break is insufficient. Moreover, No. of the comparative example. Since No. 5 has too much N content, ductility is impaired by secondary cold rolling and elongation at break is insufficient.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．０７０％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：０．００３％以上０．１０％以下、Ｍｎ：０．５１％以上０．６０％以下等を含有し、圧延方向断面において、平均結晶粒径が５μｍ以上、結晶粒の展伸度が２．０以下であり、板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の断面の平均ビッカース硬度から、表面から板厚の１／８の深さまでの間の断面の平均ビッカース硬度を引いた硬度差が１０ポイント以上、および／又は最大ビッカース硬度差が２０ポイント以上で、引張強度が５００ＭＰａ以上で、破断伸びが１０％以上であることを特徴とする高強度高加工性缶用鋼板。この高強度高加工性缶用鋼板はイージーオープン缶の材料として好適である。

Description

缶用鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度であり、かつ、高い加工性を有する缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。
　飲料缶や食缶に用いられる鋼板のうち、蓋や底、３ピース缶の胴、絞り缶などには、ＤＲ（Ｄｏｕｂｌｅ　Ｒｅｄｕｃｅ）材と呼ばれる鋼板が用いられる場合がある。焼鈍の後に再度冷間圧延（二次冷間圧延）を行うＤＲ材は、圧延率の小さい調質圧延のみを行うＳＲ（Ｓｉｎｇｌｅ　Ｒｅｄｕｃｅ）材に比べて板厚を薄くすることが容易であり、薄い鋼板を用いることにより製缶コストを低減することが可能となる。
ＤＲ材は焼鈍後に冷間圧延を施すことで加工硬化が生じるため、薄くて硬い鋼板であるが、ＤＲ材は延性に乏しいため、ＳＲ材に比べて加工性に劣る。
　また、飲料缶、食缶の蓋としては、ＥＯＥ（Ｅａｓｙ　Ｏｐｅｎ　Ｅｎｄ）が広く使用されている。
　ＥＯＥを製造する際には、タブを取り付けるためのリベットを張り出し加工および絞り加工によって成形する必要があり、この加工に要求される材料の延性は、引張試験における約１０％の伸びに相当する。
　また、３ピース飲料缶の胴材は、筒状に成形された後、蓋や底を巻き締めるために両端にフランジ加工を施されるため、同じく缶胴端部にも約１０％の伸びが要求される。
　一方、製缶素材としての鋼板は板厚に応じた強度が必要とされ、ＤＲ材の場合は薄くすることによる缶強度を確保するために、約５００ＭＰａ以上の引張強度が必要とされる。
　従来用いられてきたＤＲ材では、上記のような延性と強度を両立することは困難であり、ＥＯＥや飲料缶の胴材にはＳＲ材が用いられてきた。しかし、現在、コスト低減の観点から、ＥＯＥや飲料缶の胴材に対してもＤＲ材を適用する要求が高まっている。さらに、この材料は２ピース缶胴、ＤＩ（Ｄｒａｗｎ　ａｎｄ　Ｉｒｏｎｅｄ）缶、ＤＲＤ（Ｄｒａｗ−Ｒｅｄｒａｗ）缶、エアゾール缶およびボトムエンドなどの缶用鋼板の素材としても用いることができる。
　これらを受けて、特許文献１には、低炭素鋼を一次冷間圧延率８５％以下にてＤＲ材を製造することにより、ｒ値が高く、フランジ加工性に優れた鋼板の製造方法が開示されている。
　特許文献２には、低炭素鋼焼鈍工程において窒化処理を施すことにより、硬度と加工性を両立するＤＲ材の製造方法が開示されている。
　特許文献３には、Ｃ：０．０１~０．０８％、Ｍｎ：０．０５~０．５０％、Ａｌ：０．０１~０．１５％を含有する鋼スラブを、Ａｒ３変態点以下の熱間仕上げ圧延を行い、次いで冷間圧延を行った後、連続焼鈍により再結晶焼鈍を施し、その後５~１０％の圧下率でスキンパスして得た板厚０．２１ｍｍ未満の薄鋼板を用いて、スコア残厚／鋼板厚の比が０．４以下となるスコア加工を行うイージーオープン缶用蓋の製造方法が開示されている。
　特許文献４には、Ｃ：０．０４~０．０８％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．０５~０．５０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０２~０．１０％、Ｎ：０．００８~０．０１５％を含有し、鋼板中の（Ｎ　ｔｏｔａｌ−Ｎ　ａｓ　ＡｌＮ）量が、０．００７％以上で、かつ圧延方向の全伸び値をＸ、平均値をＹで表した場合に、Ｘ≧１０％かつＹ≧−０．０５Ｘ＋１．４の関係を満たす場合に、バッチ焼鈍ＤＲ鋼板同等以上の優れたフランジ加工性を有する溶接缶用連続焼鈍ＤＲ鋼板および製造方法が開示されている。
特開昭６３−７３３６号公報 特開２００４−３２３９０５号公報 特開昭６２−９６６１８号公報 特開２００７−１７７３１５号公報
　しかしながら、上記従来技術は、いずれも以下に示す問題点がある。
　特許文献１に記載の製造方法では、一次冷間圧延率を小さくする必要があるため、熱間圧延の仕上げ厚の制約により、極薄の鋼板は製造できない。熱間圧延の仕上げ厚を小さくすると、仕上げ圧延温度が低くなり、所定の温度に保つことが困難である。
　特許文献２に記載の製造方法では、再結晶が終了した後に窒化処理を施す必要があるため、連続焼鈍工程において窒化処理を施す場合でもラインスピードの低下や加熱炉長の増加などのコスト増が避けられない。
　特許文献３および特許文献４に記載の製造方法ではＭｎ量が０．０５~０．５０ｗｔ％と低く抑えられており、薄肉化による耐圧強度確保のための高強度化に対応することが出来ない。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、蓋、底、３ピース缶胴および２ピース缶胴、ＤＩ缶、ＤＲＤ缶、エアゾール缶およびボトムエンドなどに適用可能であり、特にＥＯＥの材料として好適である高強度高加工性缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を行い下記の知見を得た。
　高強度材で延性を確保するには、適切な量のＣを添加して強度を付与しつつ、一次冷間圧延の最終スタンドの圧延率を向上して表層にひずみを導入した後、焼鈍で表層のフェライト粒を粗大化させ、かつ、表層の窒化を抑制するために焼鈍雰囲気中のアンモニアガスを０．０２０ｖｏｌ％未満に抑制し、二次冷間圧延率を適切な範囲に制限して、鋼板の表層を軟質化することで、強度と延性を両立することが可能である。
　また、熱間圧延後の巻き取り温度が高いと、析出するセメンタイトが粗大となり、局部伸びが低下するため、巻き取り温度も適切な温度範囲に制限する必要がある。
　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。
　第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０７０％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：０．００３％以上０．１０％以下、Ｍｎ：０．５１％以上０．６０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向断面において、平均結晶粒径が５μｍ以上、結晶粒の展伸度が２．０以下であり、板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の断面の平均ビッカース硬度から、表面から板厚の１／８の深さまでの間の断面の平均ビッカース硬度を引いた硬度差が１０ポイント以上、および／又は板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の断面の最大ビッカース硬度から、表面から板厚の１／８の深さまでの間の断面の最大ビッカース硬度を引いた硬度差が２０ポイント以上、引張強度が５００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上であることを特徴とする高強度高加工性缶用鋼板である。
　第二の発明は、前記結晶粒径に関して、表面から板厚の１／８の深さまでの間の平均結晶粒径から、板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の平均結晶粒径を引いた平均結晶粒径差が１μｍ以上であることを特徴とする第一の発明に記載の高強度高加工性缶用鋼板である。
　第三の発明は、前記窒素量に関して、板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の平均Ｎ量から、表面から板厚の１／８の深さまでの間の平均Ｎ量を引いた平均Ｎ量差が１０ｐｐｍ以上であることを特徴とする第一の発明または第二の発明に記載の高強度高加工性缶用鋼板である。
　第四の発明は、直径１μｍ以下０．０２μｍ以上の窒化物に関し、表面から板厚の１／８の深さまでの間の平均窒化物数密度よりも、表面から板厚の１／４の深さまでの間の平均窒化物数密度が大きいことを特徴とする第一の発明乃至第三の発明のいずれかに記載の高強度高加工性缶用鋼板である。
　第五の発明は、前記直径１μｍ以下０．０２μｍ以上の窒化物に関し、表面から板厚の１／２０の深さまでの間の平均窒化物数密度を、表面から板厚の１／４の深さまでの間の平均窒化物数密度で割った値が１．５より小さいことを特徴とする第一の発明乃至第四の発明のいずれかに記載の高強度高加工性缶用鋼板である。
　第六の発明は、前記炭素量に関して、鋼中固溶Ｃの量が５１ｐｐｍ以上であることを特徴とする第一の発明乃至第五の発明のいずれかに記載の高強度高加工性缶用鋼板である。
　第七の発明は、質量％で、Ｃ：０．０７０％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：０．００３％以上０．１０％以下、Ｍｎ：０．５１％以上０．６０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造によりスラブとし、熱間圧延を行った後に６２０℃未満の温度で巻き取り、次いで、トータルで８６％以上の一次冷間圧延率で、一次冷間圧延の最終スタンドの冷間圧延率が３０％以上の圧延を行い、引き続きアンモニアガスが０．０２０ｖｏｌ％未満の雰囲気中で焼鈍を行い、次いで、２０％以下の圧延率で二次冷間圧延を行うことを特徴とする高強度高加工性缶用鋼板の製造方法である。
　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、板厚の３／８の深さとは、表面から板厚中心方向に板厚の３／８の距離を隔てた位置を示す。その他の、板厚の４／８の深さ、板厚の１／８の深さ、板厚の１／４の深さ、板厚の１／２０の深さも同様である。
　本発明によれば、引張強度が５００ＭＰａ以上でかつ破断伸びが１０％以上の高強度高加工性缶用鋼板を得ることができる。その結果、鋼板の加工性向上により、ＥＯＥのリベット加工時や３ピース缶のフランジ加工時に割れを生じず、板厚の薄いＤＲ材による製缶が可能となり、缶用鋼板の大幅な薄肉化が達成される。
　以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の缶用鋼板は、引張強度が５００ＭＰａ以上でかつ破断伸びが１０％以上の高強度高加工性缶用鋼板である。そして、このような鋼板は、０．０７０％以上０．０８０％未満のＣを含有する鋼を用いて、熱間圧延後の巻き取り温度および二次冷間圧延率を適正な条件に設定することにより、製造することが可能となる。
　本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。
　Ｃ：０．０７０％以上０．０８０％未満
　本発明の缶用鋼板においては、二次冷間圧延率を抑えて伸びを確保する一方、Ｃ量を高めとすることで高強度を発揮する。Ｃ量が０．０７０％未満であると、鋼板の薄肉化による顕著な経済効果を得るために必要な引張強度５００ＭＰａが得られない。したがって、Ｃ量は０．０７０％以上とする。一方、Ｃ量が０．０８０％以上では過剰に硬質となり、加工性を確保したまま二次冷間圧延で薄い鋼板を製造することが不可能となる。したがって、Ｃ量の上限は０．０８０％未満とする。
　Ｓｉ：０．００３％以上０．１０％以下
　Ｓｉ量が０．１０％を超えると、表面処理性の低下、耐食性の劣化等の問題を引き起こすので、上限は０．１０％とする。一方、０．００３％未満とするには精錬コストが過大となるため、下限は０．００３％とする。
　Ｍｎ：０．５１％以上０．６０％以下
　Ｍｎは、Ｓによる熱延中の赤熱脆性を防止し、結晶粒を微細化する作用を有し、望ましい材質を確保する上で必要な元素である。さらに薄肉化した材料で缶強度を満足するには材料の高強度化が必要である。この高強度化に対応するためにはＭｎ量は０．５１％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎを多量に添加し過ぎると、耐食性が劣化し、また鋼板が過剰に硬質化するので、上限は０．６０％とする。
　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、鋼を硬質化させ、加工性を悪化させると同時に、耐食性をも悪化させる有害な元素である。そのため、上限は０．１００％とする。一方、Ｐを０．００１％未満とするには脱リンコストが過大となる。よって、下限は０．００１％とする。
　Ｓ：０．００１％以上０．０２０％以下
　Ｓは、鋼中で介在物として存在し、延性の低下、耐食性の劣化をもたらす有害な元素である。そのため、上限は０．０２０％とする。一方、Ｓを０．００１％未満とするには脱硫コストが過大となる。よって、下限は０．００１％とする。
　Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下
　Ａｌは、製鋼時の脱酸材として必要な元素である。添加量が少ないと、脱酸が不十分となり、介在物が増加し、加工性が劣化する。含有量が０．００５％以上であれば十分に脱酸が行われているとみなすことができる。一方、含有量が０．１００％を超えると、アルミナクラスターなどに起因する表面欠陥の発生頻度が増加する。よって、Ａｌ量は０．００５％以上０．１００％以下とする。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは多量に添加すると、熱間延性が劣化し、連続鋳造においてスラブの割れが発生する。よって、上限は０．０１０％とする。なお、Ｎ量を０．００１％未満とするには精錬コストが過大となるので、Ｎ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　なお、残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
　次に、本発明の缶用鋼板の機械的性質について説明する。
　引張強度は５００ＭＰａ以上とする。引張強度が５００ＭＰａ未満であると、製缶素材としての鋼板の強度を確保するために、顕著な経済効果が得られるほど鋼板を薄くすることができない。よって、引張強度は５００ＭＰａ以上とする。
　破断伸びは１０％以上とする。破断伸びが１０％未満であると、ＥＯＥに適用した場合のリベット加工の際に割れを生じる。また、３ピース缶胴に適用した場合でも、フランジ加工の際に割れを生じる。したがって、破断伸びは１０％以上とする。
　なお、上記引張強度および上記破断伸びは「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１」に示される金属材料引張試験方法により測定することができる。
　次に、本発明の缶用鋼板の結晶粒について説明する。
　圧延方向断面における平均結晶粒径は５μｍ以上とする。本発明の缶用鋼板の最終的な機械的性質には結晶粒の状態が大きく影響する。圧延方向断面における平均結晶粒径が５μｍ未満であると、鋼板の伸びが不足し、加工性を損なうことになる。
　また、圧延方向断面における結晶粒の展伸度を２．０以下とする。展伸度とは、「ＪＩＳＧ０２０２」に示されるように、加工によってフェライト結晶粒が展伸された度合いを表す値である。圧延方向断面における結晶粒の展伸度が２．０を超えると、フランジ加工性やネック加工性に重要な圧延直角方向の伸びが不足する。二次冷間圧延の圧延率とともに展伸度は増加するが、２０％程度までの二次冷間圧延率で上記の展伸度に抑えるためには、鋼が０．０７０％以上のＣを含んでいる必要がある。すなわち、Ｃが０．０７０％未満であると熱間圧延後に析出するセメンタイト粒の数が少なくなり、結果的に固溶Ｃが多く残存する。固溶Ｃは焼鈍時の粒成長を抑えるため、一次冷間圧延によって扁平した結晶粒の形状が残存し、展伸度は大きくなる。
なお、上記圧延方向断面における平均結晶粒径および上記圧延方向断面における結晶粒の展伸度は「ＪＩＳ　Ｇ　０５５１」に示される結晶粒度の顕微鏡試験方法により測定することができる。
　なお、注釈がない場合は、特に、鋼板の表裏面を区別しない。
　ビッカース硬度は「ＪＩＳ　Ｚ　２２４４」に示される硬度試験方法により測定することができる。鋼板断面における板厚方向の硬度分布が適当に評価できるように荷重１０ｇｆでのビッカース硬度試験を行う。測定は各１０箇所を行い、測定された値の平均値を、それぞれの断面平均硬度とする。また、ビッカース硬度測定のうち最大のものを、断面ビッカース最大硬度とする。
　硬度差：１０ポイント以上、２０ポイント以上について
　表層が硬質化した場合は強度が高くなるが、硬質な表層で軟質な中央層が挟まれるため、板全体が拘束されて伸びが低下し、くびれが発生しやすくなり加工性が低下する。表層が軟質で中央層が硬質な場合は板の中央層のみが拘束されるため強度が高く、伸びの低下とくびれが発生しない高強度高加工性鋼板が得られる。断面平均硬度の差が１０ポイント未満以内、および／又は断面最大硬度が２０ポイント未満以内では、板全体が均質な硬度のため、現行の材料と何ら変わりは無く、高強度高加工性鋼板を得ることは出来ない。断面平均硬度の差が１０ポイント以上、および／又は断面最大硬度が２０ポイント以上とすることで引張強度が５００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上とすることが出来る。
　板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の平均Ｎ量は板厚の３／８の深さまで電解研磨を実施したサンプルを燃焼法を用いてＮ量を測定した。表面から板厚の１／８の深さまでの平均Ｎ量は、サンプルの片面をテープシールした後、シュウ酸を用いて表面から板厚の１／８の深さまで化学研磨し、残ったサンプルを燃焼法を用いてＮ量を測定した。
　平均Ｎ量差：１０ｐｐｍ以上について
　平均Ｎ量差が１０ｐｐｍ未満では、板全体が均質なＮ量のため、表層のＮ量が低下することによる軟質化は期待できず、現行の材料と何ら変わりは無く、高強度高加工性鋼板を得ることは出来ない。平均Ｎ量の差が１０ｐｐｍ以上とすることで引張強度が５００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上とすることが出来る。
　窒化物の数密度は所定の位置までシュウ酸などで化学研磨した後、ＳＰＥＥＤ法を用いて１０μｍ電解し、抽出レプリカを作製して、ＴＥＭを用いて１μｍ四方の単位視野あたりの窒化物の個数を測定した。窒化物は、ＥＤＸを用いて分析を行い同定した。
固溶Ｃ量は内部摩擦のピークより算出した。
　平均窒化物数密度比：１．５以下について
　平均窒化物数密度比が１．５以上では、表層の窒化物数密度が大きくなり、窒化物による析出強化が発生するため軟質化は期待できず、現行の材料と何ら変わりは無く、高強度高加工性鋼板を得ることは出来ない。平均窒化物数密度比を１．５より小さくすることで引張強度が５００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上とすることが出来る。
　次に、本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度高加工性缶用鋼板は、連続鋳造によって製造された上記組成からなる鋼スラブを用い、熱間圧延を行った後に６２０℃未満の温度で巻き取り、次いで、８６％以上の一次冷間圧延率で、一次冷間圧延の最終スタンドの冷間圧延率が３０％以上の圧延を行い、引き続きアンモニアガスが０．０２０ｖｏｌ％未満の雰囲気中で焼鈍を行い、次いで、２０％以下の圧延率で二次冷間圧延を行うことで作成する。
　通常は一回の冷間圧延のみでは顕著な経済効果が得られるような薄い板厚とすることは困難である。すなわち、一回の冷間圧延で薄い板厚を得るには圧延機への負荷が過大であり、設備能力によっては不可能である。例えば、最終板厚を０．１５ｍｍとする場合には、熱間圧延後の板厚を２．０ｍｍとすると、９２．５％と大きな一次冷間圧延率が必要となる。
　また、冷間圧延後の板厚を小さくするために熱間圧延の段階で通常よりも薄く圧延することも考えられるが、熱間圧延の圧延率を大きくすると、圧延中の鋼板の温度低下が大きくなり、所定の仕上げ圧延温度が得られなくなる。さらに、焼鈍前の板厚を小さくすると、連続焼鈍を施す場合は、焼鈍中に鋼板の破断や変形等のトラブルが生じる可能性が大きくなる。これらの理由により、本発明においては焼鈍後に二回目の冷間圧延を施し、極薄の鋼板を得ることとする。
　熱間圧延後の巻取り温度：６２０℃未満
　熱間圧延後の巻取り温度が６２０℃以上であると、形成するパーライト組織が粗大となり、これが脆性破壊の起点となるために局部伸びが低下して１０％以上の破断伸びが得られない。よって、熱間圧延後の巻取り温度は６２０℃未満とする。より好ましくは、５６０℃~６２０℃である。
　一次冷間圧延率：８６％以上
　一次冷間圧延率が小さい場合、最終的に極薄の鋼板を得るために熱間圧延と二次冷間圧延の圧延率を大きくする必要がある。熱間圧延率を大きくすることは上述の理由から好ましくなく、二次冷間圧延率は後述する理由により制限する必要がある。以上の理由により、一次冷間圧延率を８６％未満とすると製造が困難となる。したがって、一次冷間圧延率は８６％以上とする。より好ましくは、９０~９２％である。
　一次冷間圧延の最終スタンド圧延率：３０％以上
　鋼板の表層を粗大粒として軟質化するためには最終スタンドの圧延率を大きくして、鋼板表層に歪を導入することによって、焼鈍時のフェライト粒成長を促進する必要がある。中心層と比較して表層の結晶粒径を１μｍ粗大化させるには、一次冷間圧延の最終スタンド圧延率を３０％以上とすることが必要である。
　焼鈍
　焼鈍では、表層の窒化を抑制するために、雰囲気中のアンモニアガスの濃度を０．０２０ｖｏｌ％未満とすることが必要である。好ましくは０．０１８ｖｏｌ％以下であり、より好ましくは０．０１６ｖｏｌ％以下である。また、焼鈍により再結晶が完了する必要がある。操業効率および薄鋼板の焼鈍中の破断防止の観点から均熱温度は６００~７５０℃とすることが好ましい。
　二次冷間圧延率：２０％以下
　二次冷間圧延率は２０％以下とする。二次冷間圧延率を２０％超えとすると、二次冷間圧延による加工硬化が過大となり、１０％以上の破断伸びが得られなくなる。したがって、二次冷間圧延率は２０％以下とする。好ましくは１５％以下、より好ましくは、１０％以下である。
　二次冷間圧延以降は、めっき等の工程を常法通り行い、缶用鋼板として仕上げる。
　表１に示す成分組成を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を実機転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを１２５０℃で再加熱した後、表２に示す条件で熱間圧延、一次冷間圧延を施した。熱間圧延の仕上げ圧延温度は８９０℃とし、圧延後には酸洗を施している。次いで、一次冷間圧延の後、均熱温度６３０℃、均熱時間２５秒の連続焼鈍および表２に示す条件で二次冷間圧延を施した。
以上により得られた鋼板にＳｎめっきを両面に連続的に施して、片面Ｓｎ付着量２．８ｇ／ｍ２のぶりきを得た。試験結果を表２、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　以上により得られためっき鋼板（ぶりき）に対して、２１０℃、１０分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、引張試験を行った。引張試験は、ＪＩＳ５号サイズの引張試験片を用いて、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張強度（破断強度）および破断伸びを測定した。
　また、めっき鋼板のサンプルを採取し、圧延方向断面における、平均結晶粒径および結晶粒の展伸度を測定した。圧延方向断面における平均結晶粒径および結晶粒の展伸度は、鋼板の垂直断面を研磨しナイタルエッチングにより粒界を現出させた上で、「ＪＩＳ　Ｇ　０５５１」に記載の直線試験線による切断法により測定した。
　耐圧強度の測定は、板厚０．２１ｍｍのサンプルを６３ｍｍΦの蓋に成形したのち、６３ｍｍΦの溶接缶胴に巻締めて取り付け、缶内部に圧縮空気を導入し、缶蓋が変形したときの圧力を測定した。内部の圧力が０．２０ＭＰａでも缶蓋が変形しなかったときを◎、内部の圧力を０．１９ＭＰａまで上昇させても缶蓋が変形せず、内部の圧力が０．２０ＭＰａでは缶蓋が変形したものを○、０．１９ＭＰａ以下で缶蓋が変形したときを×とした。
　成形性は、ＪＩＳ　Ｂ　７７２９に規定された試験機を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４７に規定された方法で試験を実施した。
　エリクセン値（貫通割れ発生時の成形高さ）が６．５ｍｍ以上を◎、６．５ｍｍ未満で６．０ｍｍ以上を○、６．０ｍｍ未満を×とした。
　表１~表３より発明例であるＮｏ．６~Ｎｏ．１２は強度に優れており、極薄の缶用鋼板として必要な引張強度５００ＭＰａ以上を達成している。また、加工性にも優れており、蓋や３ピース缶胴の加工に必要な１０％以上の伸びを有している。
　一方、比較例のＮｏ．１は、Ｃ含有量が少なすぎるため、引張強度が不足している。また、比較例のＮｏ．２は、Ｃ含有量が多すぎるため、二次冷間圧延により延性が損なわれ、破断伸びが不足している。比較例のＮｏ．３はＭｎ含有量が少なすぎるため、引張強度が不足している。比較例のＮｏ．４は、Ｍｎ含有量が多すぎるため、二次冷間圧延により延性が損なわれ、破断伸びが不足している。また、比較例のＮｏ．５は、Ｎ含有量が多すぎるため、二次冷間圧延により延性が損なわれ、破断伸びが不足している。
　比較例のＮｏ．１３は、巻取り温度が高すぎるため、結晶粒が粗大化し強度が不足している。比較例のＮｏ．１４は、最終スタンドの二次冷間圧延率が小さすぎるため、平均結晶粒径が大きく、中央層の平均結晶粒径が大きく、強度が不足している。比較例のＮｏ．１５は、二次冷間圧延率が大きすぎるため、二次冷間圧延により延性が損なわれ、破断伸びが不足している。比較例のＮｏ．１６、Ｎｏ．１７は、焼鈍雰囲気中のアンモニアガスの濃度が高すぎるため、表層が硬質化することにより延性が損なわれ、破断伸びが不足している。

Claims (7)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０７０％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：０．００３％以上０．１０％以下、Ｍｎ：０．５１％以上０．６０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向断面において、平均結晶粒径が５μｍ以上、結晶粒の展伸度が２．０以下であり、板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の断面の平均ビッカース硬度から、表面から板厚の１／８の深さまでの間の断面の平均ビッカース硬度を引いた硬度差が１０ポイント以上、および／又は板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の断面の最大ビッカース硬度から、表面から板厚の１／８の深さまでの間の断面の最大ビッカース硬度を引いた硬度差が２０ポイント以上、引張強度が５００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上であることを特徴とする高強度高加工性缶用鋼板。
  2. 　前記結晶粒径に関して、表面から板厚の１／８の深さまでの間の平均結晶粒径から、板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の平均結晶粒径を引いた平均結晶粒径差が１μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度高加工性缶用鋼板。
  3. 　前記窒素量に関して、板厚の３／８の深さから板厚の４／８の深さまでの間の平均Ｎ量から、表面から板厚の１／８の深さまでの間の平均Ｎ量を引いた平均Ｎ量差が１０ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度高加工性缶用鋼板。
  4. 　直径１μｍ以下０．０２μｍ以上の窒化物に関し、表面から板厚の１／８の深さまでの間の平均窒化物数密度よりも、表面から板厚の１／４の深さまでの間の平均窒化物数密度が大きいことを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の高強度高加工性缶用鋼板。
  5. 　前記直径１μｍ以下０．０２μｍ以上の窒化物に関し、表面から板厚の１／２０の深さまでの間の平均窒化物数密度を、表面から板厚の１／４の深さまでの間の平均窒化物数密度で割った値が１．５より小さいことを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の高強度高加工性缶用鋼板。
  6. 　前記炭素量に関して、鋼中固溶Ｃの量が５１ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の高強度高加工性缶用鋼板。
  7. 質量％で、Ｃ：０．０７０％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：０．００３％以上０．１０％以下、Ｍｎ：０．５１％以上０．６０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造によりスラブとし、熱間圧延を行った後に６２０℃未満の温度で巻き取り、次いで、トータルで８６％以上の一次冷間圧延率で、一次冷間圧延の最終スタンドの冷間圧延率が３０％以上の圧延を行い、引き続きアンモニアガスが０．０２０ｖｏｌ％未満の雰囲気中で焼鈍を行い、次いで、２０％以下の圧延率で二次冷間圧延を行うことを特徴とする高強度高加工性缶用鋼板の製造方法。
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