(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C:0.003%以下、Si:0.02%以下、Mn:0.05〜0.60%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.01〜0.10%、N: 0.0010〜0.0050%、Nb:0.001〜0.05%、B:0.0005〜0.002%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
板厚中央部において、（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）≧1.0であり、
圧延方向から90°方向の引張強度が550〜800MPa、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板。
【請求項２】
質量％で、C:0.003%以下、Si:0.02%以下、Mn:0.05〜0.60%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.01〜0.10%、N: 0.0010〜0.0050%、Nb:0.001〜0.05%、B:0.0005〜0.002%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
板厚中央部において、（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）≧1.0であり、
圧延方向の引張強度が550〜750MPa、圧延方向から90°方向の引張強度が550〜800MPaであり、
圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板。
【請求項３】
圧延方向の全伸びが5％以上、かつ、圧延方向から90°方向の全伸びが2%以上であることを特徴とする請求項１または2に記載の高強度缶用鋼板。
【請求項４】
曲げ半径比ｒ／ｔ≧0.5（ｒ：曲げ半径［mm］、ｔ：鋼板板厚［mm］）を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度缶用鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度缶用鋼板の製造方法であって、鋼を連続鋳造によりスラブとし、粗圧延し、850〜960℃の熱間仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、550〜750℃の温度で巻き取り、酸洗し、80％以上の圧延率で冷間圧延を行い、引き続き、520〜700℃の温度で焼鈍を行い、調質圧延を行うことを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、飲料品や食品の容器材料として用いられる3ピース缶胴材および天地蓋材である缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、缶用鋼板としてのスチール缶の需要を拡大するため、製缶コストの低減がとられている。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、絞り加工を行う2ピース缶はもとより、単純な円筒成形が主体の3ピース缶であっても、使用する鋼板の薄肉化が進められている。
【０００３】
しかし、単に鋼板を薄肉化すると缶体強度が低下するので、溶接缶の缶胴部のような高強度材が用いられている箇所には薄肉化した鋼板を用いることができない。そのため、溶接缶の缶胴部などに対しては、高強度で極薄の缶用鋼板が望まれている。
【０００４】
缶体強度に及ぼす機械特性として、YPおよびTSのほかに溶接した円筒体の張り剛性、すなわちヤング率が大きく影響する。つまり、薄肉化のため、高YP、高TS、高ヤング率の缶用鋼板が必要となる。
【０００５】
鉄のヤング率と結晶方位とは強い相関があり、<111>が圧延面に垂直な集合組織（γファイバー）の集積を高めると、全方位のヤング率が上昇し、理想的には約220GPaとなることが分かっている。また、<110>が圧延方向に平行な集合組織（αファイバー）は圧延方向から90°方向のヤング率を高め、特に{112}<110>方位の集積を高めることで、理想的には約280GPaのヤング率を達成可能である。鋼材の結晶方位が、特定の方位への配向を有さない場合、即ち集合組織がランダムである鋼板のヤング率は、約205GPaである。しかしながら、実際に缶用鋼板で高ヤング率を志向した技術は存在しない。
【０００６】
現在、極薄で高YPかつ高TSである缶用鋼板は、焼鈍後に２次冷延を施すDouble Reduce法(以下、DR法と称すことがある)で製造されている。しかし、DR法は、熱延、冷延、焼鈍、二次冷延と、通常の焼鈍までの工程に比べて1工程多いのでその分コストが高くなる。従って、DR法で製造された缶用鋼板においてはコストダウンが要望されており、DR工程を省略すべく、各種強化元素を添加して再結晶焼鈍工程までで製造する方法が提案されている。
【０００７】
例えば、特許文献1および特許文献2では、再結晶焼鈍を行うことで高ｒ値および小さい異方性を特徴とする鋼板を提供している。このような異方性が小さい鋼板は、耳発生をできるだけ抑制すべき絞り缶等には適している。
【０００８】
しかし、小さい異方性をそれほど必要としない鋼板については、冷間圧延後、必ずしも再結晶焼鈍を行う必要はない。
過去に、冷間圧延まで一切熱処理を行わないアズロール鋼板や再結晶完了温度以下での熱処理による回復により延性を回復した鋼板の検討が行われている。これらは強化元素を添加しないため耐食性への影響を懸念する必要がなく、飲料缶および食缶として安心して使用することができる。
したがって、小さい異方性を必要とせず高強度である鋼板を製造しようとする場合は、再結晶完了温度以下での回復焼鈍を行う方法は有効であり、以下のような技術が提案されている。
【０００９】
特許文献3では、Ar3変態点以下で仕上げ圧延を行い、高温巻取りして、熱延後の結晶粒径を50μm以上とした後、85〜90％の圧下率で冷間圧延を行い、450〜580℃の連続焼鈍を行って、TSが530〜570MPaでEｌが6〜8％の鋼板を得る技術を開示している。
【００１０】
特許文献4では、熱延時にAr3変態点以下で仕上げ圧延を行い、85％以下の圧下率で冷間圧延を行った後、200℃から500℃の範囲で10分間熱処理することで、YSが640MPaの鋼板を得る技術を開示している。
【００１１】
特許文献5では、冷間圧延をした後400℃以上再結晶温度以下で焼鈍することで、ロックウェル硬さ（HR30T）で70程度を得る技術が開示されている。
【００１２】
特許文献6では、特許文献5と同じ組成の鋼でAr3変態点以下の温度で少なくとも50％以上の熱間圧延をし、50％以上の圧下率で冷間圧延を行った後、400℃以上再結晶温度以下で焼鈍することで、ロックウェル硬さ65程度の鋼を得る技術が開示されている。なお、ここでいう再結晶温度とは再結晶率が１０％の組織になる温度のことを指している。
【００１３】
特許文献7では、熱延時にAr3変態点以下での合計圧下率を40％以上で仕上げ圧延を行い、50％以上の圧下率で冷間圧延を行った後350〜650℃の短時間で焼鈍することで、YSが540MPa〜700MPaの鋼を得る技術を開示している。
【００１４】
一方、高ヤング率を目的とする鋼板は、厚板（特許文献8）や自動車用鋼板（特許文献9）において衝撃吸収エネルギーを高める目的で様々な製造方法が提供されている。
特許文献8では、一方向からの圧延に加え、直角方向からも圧延することで集合組織を制御し、圧延方向および圧延方向から90°方向のヤング率を高めた厚鋼板を得る技術を開示している。
特許文献9では、成分と熱間圧延時の温度および上下ロールの異周速差を最適化し、効果的にせん断層へひずみを導入し、圧延方向のヤング率が220GPa以上で、かつ穴広げ性に優れた自動車用鋼板を得る技術を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開2001-107186号公報
【特許文献２】特開2005-336610号公報
【特許文献３】特開昭48-92221号公報
【特許文献４】特開平8-269568公報
【特許文献５】特開平6-248338号公報
【特許文献６】特開平6-248339号公報
【特許文献７】特開平8-41549号公報
【特許文献８】特開平4-147917号公報
【特許文献９】特開2009-19265号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
しかしながら、上記従来技術は、いずれも問題点を抱えている。
【００１７】
例えば、特許文献3、特許文献4、特許文献6、特許文献7では、熱延時にAr3変態点以下で仕上げ圧延を行う必要がある。確かにAr3変態点以下で仕上げ圧延を行うと、熱延材のフェライト粒径は大きくなり、特許文献3で示されている第3図のように熱延後の鋼の強度は低下するので、鋼自体の強度を低下させる方法として有効である。しかし、中央部より冷却速度の速いエッジ部は仕上げ圧延時の温度が低くなる傾向があり、仕上げ圧延時に導入された歪が再結晶や回復で解放されずにエッジ部の強度を高くする傾向がある。そのため、中央部とエッジ部の強度差が大きくなり、幅方向に均一な熱延板が得られにくいことから、現状の操業で均一なものを得ることは困難である。
【００１８】
特許文献4では、冷間圧延後200〜500℃で10分間以上焼鈍して歪をとることでYSが640〜680MPaの鋼を得ている。しかし、連続焼鈍炉で10分間以上焼鈍をするとなるとラインスピードを低速にしなければならず、生産性を著しく低下させる。
【００１９】
特許文献5や特許文献6では400℃以上再結晶温度以下で焼鈍することを特徴としているが、得られる鋼の強度はロックウェル硬さで65〜70程度であり、本発明で目的としている強度レベルの鋼を得るためには焼鈍温度を低下する必要がある。そのため、通常の缶用材料で製造している焼鈍温度では得ることができないため、焼鈍サイクルを別途設ける必要があり、生産性が低下する。
【００２０】
特許文献8では、圧延方向を途中で直角に変更しているが、薄鋼板では鋼片を一方向に圧延し鋼帯とした後、連続焼鈍ラインやめっきラインを通板する製造方法が一般的である。よって、圧延の方向を途中で変更する製造方法は現実的ではない。
【００２１】
特許文献9では、熱間圧延時に圧延温度の制御や上下ロールの周速差を利用することでせん断層へのひずみを導入することで集合組織の制御を行っており、製造時に生産能率ダウンなどの問題が発生する。
【００２２】
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、例えば溶接缶等に適用され、特に強度と一方向の高ヤング率が要求される缶用鋼板に好適に用いられ、薄肉化して使用しても溶接缶の耐圧強度を高く保つことが可能な高強度な缶用鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
上記に示したように、DR法では、強度は上昇するものの伸びが著しく劣化し、強度と伸びのバランスが悪化する。そのため高強度化に伴い、製缶工程のフランジ加工にて伸びの不足による破断が発生するなど問題がある。また、固溶強化および析出強化のような方法は、冷間圧延時に薄肉化のエネルギーを多大に使用するため生産能率が大幅にダウンするなどの問題がある。
【００２４】
そこで、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。
回復焼鈍で強度を低下させて目的の強度を得ることを前提に、成分組成、製造条件の適正化を検討した。その結果、Ar3変態点以上の温度で仕上げ圧延を行うことで鋼帯幅方向の中央部とエッジ部で強度差がない均一な熱延鋼板が得られること、520〜700℃の温度で焼鈍を行うことで、回復段階で目的の強度レベルまで低下させ、さらに、圧延組織を残存させ集合組織を形成しαファイバーの集積を高めることで圧延方向から0°と90°方向で高ヤング率を有する鋼板が得られることを知見した。これらは本発明の特徴であり、主要な要件である。
【００２５】
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:0.003%以下、Si:0.02%以下、Mn:0.05〜0.60%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.01〜0.10%、N: 0.0010〜0.0050%、Nb:0.001〜0.05%、B:0.0005〜0.002%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部において、（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）≧1.0であり、圧延方向から90°方向の引張強度が550〜800MPa、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板。
［２］質量％で、C:0.003%以下、Si:0.02%以下、Mn:0.05〜0.60%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.01〜0.10%、N: 0.0010〜0.0050%、Nb:0.001〜0.05%、B:0.0005〜0.002%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部において、（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）≧1.0であり、圧延方向の引張強度が550〜750MPa、圧延方向から90°方向の引張強度が550〜800MPaであり、圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板。
［３］圧延方向の全伸びが5％以上、かつ、圧延方向から90°方向の全伸びが2%以上であることを特徴とする前記［１］または［2］に記載の高強度缶用鋼板。
［４］曲げ半径比ｒ／ｔ≧0.5（ｒ：曲げ半径［mm］、ｔ：鋼板板厚［mm］）を満足することを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれか一項に記載の高強度缶用鋼板。
［５］前記［1］または［２］に記載の化学成分を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、粗圧延し、850〜960℃の熱間仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、550〜750℃の温度で巻き取り、酸洗し、80％以上の圧延率で冷間圧延を行い、引き続き、520〜700℃の温度で焼鈍を行い、調質圧延を行うことを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。
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。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、圧延方向で550〜750MPa、圧延方向から90°方向で550〜800MPaの引張強度を有し、圧延方向で210Gpa、圧延方向から90°方向で230GPa以上の高ヤング率を有し、さらには、圧延方向の全伸びが5%以上かつ圧延方向から90°方向の全伸びが2%以上有する缶用鋼板が得られる。
【００２７】
さらに、本発明の製造方法は、極低炭素鋼にNbとBを添加することにより再結晶開始温度が上昇しているために、通常の低炭素缶用鋼板と同じ温度域で回復焼鈍が可能となり、エネルギーコストを削減することが可能となる。その結果、生産性を阻害することなく、上記缶用鋼板を製造することが可能となる。
【００２８】
さらに、本発明では、焼鈍温度による強度変化が小さい温度域で焼鈍を行うため、焼鈍温度にばらつきが生じても幅方向に均一な強度レベルの缶用鋼板が得られる。
【００２９】
そして、本発明の缶用鋼板は、薄肉化しても耐圧強度が確保できる溶接缶に使用可能であり高ヤング率によりさらなる薄肉化が可能となる。さらに、高ヤング率化の効果としてスプリングバックが小さくなり、優れたロールフォーミング性を有する。延性が従来DR材よりも優れており、特に溶接缶のフランジ成形や曲げ加工において成形性に優れる。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
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（以下、TSと称することがある）が圧延方向で550〜750MPa、圧延方向から90°方向で550〜800MPaであり、（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）の値が1.0以上と集合組織を制御することで、圧延方向で210Gpa、圧延方向から90°方向で230GPa以上の高ヤング率とした缶用鋼板である。そして、このような缶用鋼板は、850〜960℃の熱間仕上圧延温度で熱間仕上圧延を行い、550〜750℃の温度で巻き取った後、酸洗し、80％以上の圧延率で冷間圧延を行い、520〜700℃の温度で焼鈍を行うことで製造可能となる。これらは、本発明の最も重要な要件である。
【００３１】
本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。
C: 0.003％以下
本発明の缶用鋼板は、冷間圧延で導入される歪で高強度化し、焼鈍温度は再結晶開始温度以下とし焼鈍後に圧延組織を残存させてDR材並みの強度を確保することを特徴とする。さらに効率的に生産するためには再結晶温度を上昇させ、C量を低減する必要がある。延性に関しても、Cが多すぎると缶成形時に必要な局部延性を十分に得ることができなくなる。また、残存固溶炭素量が増加すると、製缶の最終工程である巻き締め部の伸びフランジ成形時に割れを生じたり、加工硬化量についても大きくなるためネック加工やフランジ加工をする際にしわが発生したりする恐れがある。以上より、C含有量は0.003％以下とする。
【００３２】
Si：0.02%以下
Siは固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であるが、多量に添加するとめっき性を損ない、耐食性が著しく低下する。よって、Si含有量は0.02％以下とする。
【００３３】
Mn:0.05％〜0.60％
Mn含有量が0.05％を下回ると、S含有量を低下させた場合でも、熱間脆性を回避することが困難となり、熱間圧延時に表面割れ等の問題が生じる。よって、Mnの下限は0.05％とする。一方、Mnは固溶強化により鋼の強度を増加させ、結晶粒径を小さくする。しかしながら、JIS G 3303に規定されたとりべ分析値やアメリカ合衆国材料試験協会規格（ASTM）のとりべ分析値において、通常の食品容器に用いられるぶりき原板のMn量上限は0.60%以下と規定されている。0.60％を超えると、表面へ濃化してMn酸化物を生成し、耐食性に悪影響を及ぼす。このため、Mn含有量の上限は0.60%とする。
【００３４】
P:0.02%以下
Pは、多量に添加すると、鋼の硬質化、耐食性の低下を引き起こす。また過度に低減してもその効果が飽和することに加え、製造コストの上昇につながるため望ましくない。よって、P含有量の上限は0.02%とする。
【００３５】
S:0.02%以下
Sは、鋼中でMnと結合してMnSを形成し、多量に析出することで鋼の熱間延性を低下させる。よって、Sの上限は0.02%とする。
【００３６】
Al:0.01〜0.10%
Alは、脱酸剤として添加される元素である。また、NとAlNを形成することにより、鋼中の固溶Nを減少させる効果を有する。しかし、Alの含有量が0.01%未満では、十分な脱酸効果や固溶N低減効果が得られない。一方、0.10%を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、製造コストが上昇することや表面欠陥の発生率が増大するなどの問題が生ずる。よって、Al含有量は0.01%以上0.10%以下とする。
【００３７】
N:0.0010〜0.0050%
Nは、AlやNb等と結合し窒化物や炭窒化物を形成し熱間延性を害するため、少ないほど好ましい。また、Nは固容強化元素の一つであり、多量に添加すると鋼の硬質化につながり伸びが著しく低下して成形性を悪化させる。よってN量の上限は0.0050%とする。一方、Nを安定して0.0010%未満とするのは難しく、製造コストも上昇する。よって、N含有量は0.0010%以上0.0050%以下とする。
【００３８】
Nb:0.001〜0.05％
Nbは炭化物生成能の高い元素であり、生成された炭化物による粒界のピン止めによって再結晶温度が上昇する。従って、Nb添加量を変化させることで、鋼の再結晶温度を変えて、随時目的の温度で焼鈍することが可能となる。また、焼鈍温度を随時変えられることで鋼種が異なる他の鋼板と焼鈍の機会を合わせることもでき、生産性の面から非常に効率的である。しかし、0.05％超えで含有すると、再結晶温度が高くなりすぎて、CAL通板性が低下する。また、炭化物の析出強化により目標の強度より高くなる。よって、Nb含有量は0.05％以下とする。基本的に、本発明では鋼板強度の高くなる元素は添加しないが、Nbについては焼鈍温度の観点から添加する必要があり、0.05％以下であれば、むしろ添加量を調整することでNbの析出強化を利用して所望の強度にすることが可能である。また、Nb添加は、溶接時の再結晶を抑制することで、溶接強度が低下するのを防止することにも有効である。一方、Nb含有量が0.001％未満では、上記の効果を発揮することができないため、0.001％を下限とする。
【００３９】
B:0.0005〜0.002%
Bは再結晶温度を上昇させる元素である。従って、Nb添加と同様の理由でBを添加する。しかし、過剰に添加すると熱間圧延時にオーステナイト域での再結晶を阻害し圧延荷重を大きくしなければならないため、上限は0.002%とする。また、0.0005％未満では再結晶温度を上昇させることはできないので、0.0005％を下限とする。
【００４０】
残部はFeおよび不可避不純物とする。
【００４１】
次に、本発明の缶用鋼板の機械的性質について説明する。
【００４２】
集合組織:板厚中央部において、（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）≧1.0
本発明では再結晶粒が発生しない圧延組織とするため、<110>が圧延方向に平行な集合組織、いわゆるαファイバーが発達した組織とする。特に｛112｝<110>方位の集積が高まると圧延方向と圧延方向から90°方向のヤング率が高まる。この｛112｝<110>方位は、冷間圧延時の圧延率が90%付近となるときに、顕著に発達する圧延集合組織である。
一方、再結晶時には、｛112｝<110>方位の集積は減少し、｛554｝<225>方位およびγファイバーである｛111｝<112>方位が発達する。
よって、冷間圧延時の圧延率を高めて｛112｝<110>方位の集積を高め、その後、｛111｝<112>方位が高まる再結晶現象を発生しない温度域で焼鈍することで、圧延方向と圧延方向から90°方向のヤング率が高い鋼板を得ることができる。
【００４３】
以上より、本発明では、板厚中央部において、（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）≧1.0となるよう集合組織を制御し、圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上の鋼板を得ることとする。
【００４４】
なお、上記（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）は、減厚加工および歪除去を目的とした化学研磨（シュウ酸エッチング）を行い、次いで研磨した板厚1/2の位置にてX線回折装置を用いて集合組織を測定し、評価することができる。詳細は実施例に後述する。
【００４５】
引張強度
引張強度は、蓋の耐圧強度や缶の突き刺し強度および缶体強度を確保するために必要である。また、本発明は、DR法で製造された缶用鋼板のコストダウンとしてDR工程の省略を可能にするものである。そして、本発明では、再結晶現象が発生しない温度域で回復により圧延組織を軟化させて強度をコントロールし、従来DR材相当の機械特性が得られるため、現行のDR8〜9として使用されている用途に対し、代替が可能とする。よって、DR8〜9相当の強度として、引張強度は、圧延方向で550〜750MPa、圧延方向から90°方向で550〜800MPaとする。
なお、引張強度は、「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。
【００４６】
圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上
本発明の缶用鋼板は、溶接缶の缶胴部に好適に用いられる。圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率を230GPa以上として、溶接缶胴の周方向が圧延方向から0°および90°方向となるように適用することで、薄肉化された鋼板でも缶体強度を確保できる。従来の缶用鋼板は210GPa未満であるため、溶接缶胴に圧延方向から0°および90°方向のどちらに適用しても従来以上の缶体の剛性が得られ、缶体強度をアップさせることができる。以上より、圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上とする。
【００４７】
全伸び:圧延方向：5％以上、圧延方向から90°方向：2％以上（好適条件）
溶接缶のフランジ成形性など曲げ成形をされる用途については従来以上に全伸びが求められる。特にフランジ割れの発生率と全伸びは相関がある。本発明では、圧延まま組織を回復現象により歪みを開放し従来のDR材以上の延性を得ることとし、従来のDR材の全伸びが2%未満であることを考慮すると、全伸びは少なくとも2%以上とする。圧延方向の全伸びを5％以上、圧延方向から90°方向の全伸びを2％以上とすることでフランジ割れ発生率を従来以下に低減することができる。
【００４８】
曲げ半径比ｒ／ｔ≧0.5（ｒ：曲げ半径［mm］、ｔ：鋼板板厚［mm］）（好適条件）
曲げ加工性は、一般的に曲げ半径と鋼板板厚の比で評価される。ｒ／ｔ≧0.5とすることで180°曲げ加工しても割れが発生せず、曲げ特性に優れることになる。蓋に使用されるプルタブは開缶時にスコア（切れ目）を破壊するまで変形しないことが必要とされ、高い鋼板強度や端面を曲げ加工などで剛性を確保している。またPC、ゲーム機器、家電製品などの内部に使用されるシャーシは、成形や固定のネジ止め部などで曲げ加工が行われる。曲げ特性に優れる本発明をプルタブや電子部品のシャーシに適用することで、従来DR材より割れ発生率を低減できる。
【００４９】
次に、本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の缶用鋼板は、上記組成からなる鋼を連続鋳造によりスラブとし、粗圧延し、850〜960℃の熱間仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、550〜750℃の温度で巻き取り、酸洗し、80％以上の圧延率で冷間圧延を行い、引き続き、520〜700℃の温度で焼鈍を行い、調質圧延を行うことで製造される。
【００５０】
転炉等を用いた通常公知の溶製方法により溶製することができる。また、連続鋳造法等の通常用いられる鋳造方法で圧延素材とする。この時、スラブ再加熱温度:1050〜1300℃が好ましい。熱間圧延前のスラブ再加熱温度は、特に条件は規定しないが、加熱温度が高すぎると製品表面の欠陥や、エネルギーコストが上昇するなどの問題が発生する場合がある。一方、低すぎると、最終仕上圧延温度の確保が難しくなる。
【００５１】
熱間圧延により、熱延板とする。圧延開始時には、圧延素材が、1250℃以上になるのが好ましい。
熱間仕上圧延温度:850〜960℃
熱間仕上圧延温度は、熱延鋼板の結晶粒微細化や析出物分布の均一性の観点から、Ar3変態点以上とする。一方、仕上圧延温度が高すぎても、圧延後のγ粒粒成長がより激しく起こり、それに伴う粗大γ粒により変態後のα粒の粗大化を招く。具体的には、仕上圧延温度は850〜960℃の範囲とする。850℃より低い場合は、Ar3変態点以下の圧延となり、α粒の粗大化を招く。よって、仕上圧延温度を850℃以上960℃以下、好ましくは870℃以上930℃以下とする。
巻取温度550〜750℃
巻取温度が550℃より低い温度域では硬化するもののフェライトの粗大粒と微細粒が混在し、材質が不均一となる。一方、750℃よりも高くなると、鋼板のスケール厚みが顕著に増大し、次工程の酸洗時の脱スケール性が悪化する可能性がある。よって、550℃以上750℃以下とする。さらに、圧延方向の全伸びが5％以上かつ圧延方向から90°方向の全伸びが2%以上、または、曲げ半径比ｒ／ｔ≧0.5（ｒ：曲げ半径［mm］、ｔ：鋼板板厚［mm］）とするためには、熱延板の結晶粒を粗大にする必要があり、巻取温度は580℃以上750℃以下が好ましい。続く酸洗工程は、表層スケールが除去できればよく、特に条件は規定しない。
【００５２】
次いで、冷間圧延、焼鈍、調質圧延を行う。
圧延率:80%以上
冷間圧延の圧延率が80%未満の場合は、焼鈍後に目的の強度に達しない。さらに、板厚方向での組織の不均一が原因と考えられる材質面での劣化が顕著となる。また、{112}<110>方位の集合組織を形成する点からも圧延率は80%以上とする。好ましくは、85%以上である。
焼鈍温度:520〜700℃
焼鈍は、520〜700℃の温度域で行う。本発明における焼鈍の目的は、冷間圧延で導入した歪により鋼板の強度が高くなっている状態から、歪取り焼鈍を行うことで目標の強度まで低下させることである。520℃未満では、十分に歪みが解放されず、また目標の強度よりも高くなるため、520℃を下限とする。一方、温度が高すぎると再結晶が開始して、軟化しすぎて目標の強度が得られないことや、｛112｝<110>方位の集積が減少して｛111｝<112>方位が集積するため、700℃を上限とする。このように、焼鈍温度は、集合組織を｛112｝<110>方位に集積させ、材質強度およびヤング率を規定の範囲に確保する点から重要な要素であり、好ましくは520℃以上700℃以下である。さらに、圧延方向の全伸びが5％以上かつ圧延方向から90°方向の全伸びが2%以上、または、曲げ半径比ｒ／ｔ≧0.5（ｒ：曲げ半径［mm］、ｔ：鋼板板厚［mm］）とするためには、鋼板の歪みを多く開放することが必要であり、550℃以上700℃以下が好ましい。圧延方向の全伸びが5％以上かつ圧延方向から90°方向の全伸びが2%以上の特性を得る点からは、より好ましくは570℃以上700℃以下である。曲げ半径比ｒ／ｔ≧0.5（ｒ：曲げ半径［mm］、ｔ：鋼板板厚［mm］）の特性を得る点からは、より好ましくは590℃以上700℃以下である。焼鈍方法は材質の均一性と高い生産性の観点から連続焼鈍法が好ましい。焼鈍時の均熱時間は生産性の観点から、10秒以上、90秒以下とすることが好ましい。
調質圧延は、目標の表面仕上げが達成可能な条件であれば圧延条件については特に規定しない。
【実施例】
【００５３】
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溶製し、鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを1250℃で再加熱した後、仕上げ圧延温度を870〜890℃、巻取り温度を560〜680℃の範囲で熱間圧延を行った。次いで、酸洗後、82.6％〜91.3%の圧延率で冷間圧延して、板厚0.20〜0.30mmの鋼板を製造した。
得られた鋼板を、連続焼鈍炉にて焼鈍温度500〜750℃、焼鈍時間30ｓで（回復）焼鈍を行い、No1〜13については伸張率が1.5％以下となるように調質圧延を施した。No14〜15については圧延率25％で二次圧延を行った。なお、詳細な製造条件を表2に示す。
【００５４】
【表１】
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【００５５】
【表２】
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【００５６】
以上により得られた鋼板に対して、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行い、引張強度を評価した。ヤング率はJIS Z2254で規定している固有振動法により、共振周波数から算出した。
集合組織の評価は、減厚加工および歪除去を目的とした化学研磨（シュウ酸エッチング）を行い研磨した板厚1/2の位置にて測定した。測定にはX線回折装置を使用し、Schulzの反射法により（110）、（200）、（211）、（222）極点図を作成した。これらの極点図から結晶方位分布関数（ODF：Orientation Distribution Function）を算出し、Euler空間（Bunge方式）のΨ2=45°断面を作図した。この時、ゴーストの影響を除くために奇数項の計算も行った。
また、長さ100mm×巾20mmに鋼板を調整し、180°曲げ加工する試験を実施した。曲げ半径を変化させて試験を行い、曲げ部の鋼板断面で割れが発生しない最小曲げ半径を明らかにし、その曲げ半径比ｒ／ｔ（ｒ：曲げ半径［mm］、ｔ：鋼板板厚［mm］）を求めた。曲げ半径比ｒ／ｔが0.5以上を○、0.5未満を×とした。
【００５７】
以上により得られた結果を表3に示す。
【００５８】
【表３】
0005811686.tif 000004
【００５９】
表3より、本発明例（No2〜5、No11〜13）は、圧延方向（以下、RD（Rolling Direction）と称する）の引張強度が550〜750MPaかつ圧延方向から90°方向（以下、TD (Transverse Direction)と称する）の引張強度が550〜800MPaであり、かつ（{112}<110>方位の集積強度）／（{111}<112>方位の集積強度）の値が1.0以上であり、RDのヤング率210GPa以上かつTDのヤング率が230GPa以上である。また、曲げ半径比ｒ／ｔが0.5以上を確保できており、180°曲げを行った場合に割れが発生せず曲げ特性が優れているのがわかる。
一方、比較例（No1）は焼鈍温度が本発明範囲を下回り、回復が進まずTDの引張強度が過剰である。また、比較例（No6、8および9）は焼鈍温度が本発明範囲を上回り、再結晶開始温度を上回っているため再結晶粒が発生し、引張強度が不足している。比較例（No10）は、Nbが無添加であり、かつC量が本発明範囲を上回っており、また、比較例（No7）はBが添加されていないため、再結晶温度が上昇していない。そのため、本発明の焼鈍温度範囲内にもかかわらず、本発明の範囲の引張強度に達していない。No14および15は既存技術であるDR法で製造したDR材であるが、引張強度は本発明範囲内となるものの、二次圧延を施すことで延性が劣化している。また完全に再結晶を完了させているため、αファイバー集合組織が集積しておらずヤング率はRD、TDともに本発明範囲外である。