(57)【要約】【課題】450〜550MPaの引張強度、20％以上の全伸びを有し、さらには降伏伸びが5％以下となる缶用鋼板およびその製造方法を提案する。【解決手段】成分として、Nb：0.005〜0.05%、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.005％の1種以上を含有することにより、析出強化、結晶粒微細化した鋼板を連続焼鈍により製造する。Nb、Ti、Bの1種以上を添加した鋼を熱延後、40℃/s以下の冷却速度で冷却し550℃以上で巻取ることで、冷圧、再結晶焼鈍後のセメンタイト析出を促進し、その結果、降伏伸びを5％以下にする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C：0.03〜0.13％、Si：0.03％以下、Mn：0.3〜0.6％、P：0.02％以下、Al：0.1％以下、N： 0.012％以下であり、さらにNb：0.005〜0.05%、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.005％の1種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成と、
セメンタイト率：0.5％以上であるフェライト組織を有し、フェライト平均結晶粒径が7μｍ以下であり、
塗装焼付け処理後の引張強度が450〜550MPa、全伸びが20％以上、降伏伸びが5％以下を特徴とする缶用鋼板。
【請求項２】
質量％で、C：0.03〜0.13％、Si：0.03％以下、Mn：0.3〜0.6％、P：0.02％以下、Al：0.1％以下、N： 0.012％以下であり、さらにNb：0.005〜0.05%、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.005％の1種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、
Ａｒ3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、
巻取りまで40℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却し、550℃以上で巻取り、
次いで、酸洗、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、
670〜760℃の均熱温度、40ｓ以下の均熱時間の条件で連続焼鈍し、
調質圧延を行うことを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記巻取りの後に、200〜500℃の温度で熱処理を行うことを特徴とする請求項2に記載の缶用鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記連続焼鈍後、200〜500℃の温度で過時効処理を行うことを特徴とする請求項2または3に記載の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、高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ピース缶等の素材として用いられる缶用鋼板およびその製造方法に関するものであり、詳しくは、降伏伸びが小さく、かつ、高延性、高強度の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、スチール缶の需要を拡大するため、製缶コストの低減、ボトル缶や異形缶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、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。
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、ＤＲＤ缶や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単に薄肉化したのみの鋼板を用いることができず、高強度で極薄の缶用鋼板が望まれていた。
現在、極薄で硬質な缶用鋼板は、焼鈍後に２次冷延を施すDuble Reduce法（以下、ＤＲ法と称す）で製造されている。ＤＲ法を利用して製造した鋼板は高強度かつ降伏伸びが小さいという特徴がある。
一方、最近市場に投入されている異形缶のような高い加工度の缶胴加工を伴う缶には、延性に乏しいＤＲ材は加工性に劣るため適用が難しい。加えて、ＤＲ材は通常の焼鈍後調圧する鋼板に比べて、製造工程も増えるためコストが高い。
【０００３】
こうしたＤＲ材の欠点を回避するため、二次冷延を省略して、種々の強化法を用いて一次冷圧および焼鈍工程で特性を制御するSingle Reduce法（ＳＲ法）により高強度鋼板を製造する方法が下記特許に提案されている。
【０００４】
特許文献1では、C、Nを多量に添加して焼付け硬化させることで、ＤＲ並みの高強度缶用鋼板が得ることが提案されている。塗装焼付処理後の降伏応力が550MPa以上と高く、Nの添加量、熱処理で得られる硬度を調整できるとしている。
特許文献2でも、特許文献１と同様に、塗装後焼付け処理によって+50MPa程度高強度化している。
特許文献3では、Nb炭化物による析出強化やNb、Ti、Bの炭窒化物による微細化強化を複合的に組み合わせることで強度―延性バランスがとれた鋼板を提案している。
特許文献4では、Ｍｎ、Ｐ、Ｎ等の固溶強化を用いて高強度化する方法が提案されている。
特許文献5では、Nb、Ti、Bの炭窒化物による析出強化を用いて引張強度が540MPa未満であり、酸化物系介在物の粒子径を制御することで溶接部の成形性を改善する缶用鋼板が提案されている。
【特許文献１】特開2001-107186号公報
【特許文献２】特開平11-199991号公報
【特許文献３】特開平8-325670号公報
【特許文献４】特開2004-183074号公報
【特許文献５】特開2001-89828号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
まず、薄ゲージ化するために強度確保は必須である。一方、拡缶加工のような高い缶胴加工を行う缶体、高いフランジ加工を行う缶体に鋼板を用いる場合には、高延性の鋼を適用する必要がある。また、拡缶加工では缶高さ変動を小さくする鋼が必要とされる。
2ピース缶のボトム加工、拡缶加工を代表とする3ピース缶の缶胴加工には数％の引張加工と同レベルの歪みが入るため、ストレッチャ−ストレインの発生を防止するために降伏伸びの小さい鋼板を適用する必要がある。さらに、腐食性の強い内容物への適用も考慮すると耐食性が良好な鋼板にする必要があるため、耐食性を阻害する過剰な元素添加は行うべきではない。
【０００６】
上記特性を鑑みた場合、前述の従来技術では、強度、延性、降伏伸び、耐食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、2に記載のC、Nを多量に添加して焼付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が、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量が多いことから、降伏伸びは大きいことが考えられる。
特許文献3では析出強化により高強度化することを挙げており、強度―延性バランスの高い鋼が提案されているが、降伏伸びについて記載されておらず、通常の製造方法では本発明で目標とする降伏伸びは得られない。
特許文献4では、固溶強化による高強度化を提案しているが、一般に耐食性を阻害する元素として知られているＰ、Ｍｎが過剰に添加されているため、耐食性を阻害する恐れが高い。
特許文献5では、Nb,Ti等の析出、細粒化強化を用いることで目標強度を得ているが、溶接部の成形性、表面性状の観点からTi、Ca、REMの酸化物添加が必須であり、さらに酸化物の粒子径を制御する必要があるため、コスト増加、操業上の課題が予想される。
【０００７】
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450〜550MPaの引張強度、20％以上の全伸び、降伏伸びが5％以下となる特性を有し、さらに腐食性の強い内容物に対しても耐食性が良好な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。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
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。
析出強化、結晶粒微細化強化の複合的な組み合わせに着目し、Nb、Ti、Bによる析出強化および結晶粒微細化を図ることで伸びを損なわず高強度化できる。さらに、Nb、Ti、Bを添加し、かつ熱延後の冷却速度を小さくし、場合によって巻取り後の熱処理を加えることで、熱延材中のセメンタイト率を増加させる。再結晶焼鈍後の冷却過程では、鋼中固溶Ｃが冷圧時に破砕されたセメンタイトを核として析出するため、焼鈍後の鋼中固溶Ｃ量を極力低減するには、熱延材中のセメンタイト率を高くする必要がある。その結果、最終製品では0.5％以上のセメンタイトを含むフェライト組織となり、降伏伸びを小さくする効果を得る。また、耐食性に支障のない範囲の元素添加量で原板の成分設計を行ったことで、腐食性の強い内容物に対しても良好な耐食性を示す。
本発明は、上記知見に基づき成分、製造方法をトータルで管理することで、高強度高延性缶用鋼板およびその製造方法を完成するに至った。
【０００９】
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：0.03〜0.13％、Si：0.03％以下、Mn：0.3〜0.6％、P：0.02％以下、Al：0.1％以下、N： 0.012％以下であり、さらにNb：0.005〜0.05%、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.005％の1種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成と、
セメンタイト率：0.5％以上であるフェライト組織を有し、フェライト平均結晶粒径が7μｍ以下であり、塗装焼付け処理後の引張強度が450〜550MPa、全伸びが20％以上、降伏伸びが5％以下を特徴とする缶用鋼板。
［２］質量％で、C：0.03〜0.13％、Si：0.03％以下、Mn：0.3〜0.6％、P：0.02％以下、Al：0.1％以下、N： 0.012％以下であり、さらにNb：0.005〜0.05%、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.005％の1種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、
Ａｒ3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、巻取りまで40℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却し、550℃以上で巻取り、次いで、酸洗、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、670〜760℃の均熱温度、40ｓ以下の均熱時間の条件で連続焼鈍し、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］前記［２］において、前記巻取りの後に、200〜500℃の温度で熱処理を行うことを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
［４］前記［２］または［３］において、前記連続焼鈍後、200〜500℃の温度で過時効処理を行うことを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
【００１０】
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、本発明において、塗装焼付け処理とは、塗装焼付け、ラミネートに相当する処理のことであり、具体的には170〜265℃、12秒〜30分の範囲で熱処理を行っている。なお、本明細書の実施例では標準的な条件として210℃、20分の熱処理を実施している。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、450〜550MPaの引張強度、20％以上の全伸びを有し、さらには降伏伸びが5％以下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、Nb、Tiによる析出強化および細粒化強化を行うことにより、他の特性に弊害なく、複合強化し強度を上昇させたので、最終製品で確実に引張強度が450〜550MＰaの鋼板が製造できる。
そして、原板の高強度化により、溶接缶を薄ゲージ化しても高い缶体強度を確保することが可能となる。ボトム部の耐圧強度を必要とする陽圧缶用途に関しても、現行ゲージのまま高い耐圧強度を得ることが可能となる。また、延性を高くすることにより、溶接缶で用いられる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。
さらに、降伏伸びを5％以下にすることで、2ピース缶のボトム加工や拡缶加工などの3ピース缶の缶胴加工にてストレッチャ−ストレイン発生を防止できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
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と称することもある）450〜550MPa、全伸び20％以上、降伏伸び5％以下の、耐食性に良好でかつ時効性の小さい高強度高延性缶用鋼板である。本発明で提案している炭素量の鋼では通常の条件で製造すると10％程度の降伏伸びを生じる。これに対して、本発明では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂなどの析出強化元素を添加し、熱延時の仕上げ圧延後の冷却速度を小さくし、場合によって巻取り後の熱処理を加えることで、熱延材中のセメンタイト率を増加させる。それを核として、冷圧、焼鈍後の鋼中固溶Cをセメンタイトとして析出させ、鋼中の固溶C量を減少することで降伏伸びを上記の範囲にすることを可能とする。さらに、伸びについても、上記に示す成分系にて上記の方法を適用することで、高い伸びを得ることを可能にする。これらは、本発明の特徴であり、最も重要な要件である。このように、析出強化元素、結晶粒微細化強化元素を中心とする成分、組織、そして、製造条件を適正化することで、降伏伸びが5％以下で、20％以上もの高伸びを有する高強度缶用鋼板が得られることになる。
【００１３】
次に、本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。
C:0.03〜0.13％
本発明の缶用鋼板においては、連続焼鈍後に所定以上の強度（引張強度450〜550MPa）を達成すると同時に20％以上の全伸び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7μｍ以下にすることが必要である。また、本発明の重要な特徴となる降伏伸びを5％以下にするためには、焼鈍後の冷却過程で固溶C量を減少する必要があり、固溶Cの析出サイトとなるセメンタイト率が重要となる。これらの特性を満たす鋼板を製造するに際して、C添加量は重要となってくる。また、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る効果もある。上記特性を満たす条件として、C含有量下限は0.03％に限定した。特に、引張強度を500MPa以上、降伏伸びを4％以下にする場合にはC含有量は0.07％以上とするのが望ましい。一方、C添加量が0.13％を超えると、鋼の溶製中冷却過程の中で亜包晶割れを起こすため、上限は0.13％に限定する。
【００１４】
Si: 0.03％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が、0.03％超えで添加すると耐食性が著しく損なわれる。よって、Si添加量は0.03％以下とする。
【００１５】
Mn:0.3〜0.6％
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てくるのはMｎ添加量が0.3％以上であり、目標強度を確保するには少なくとも0.3％のMn添加量が必要とされる。よって、Mn添加量の下限は0.3％とする。一方、0.6％を超えて含有すると耐食性、表面特性が劣る。よって、上限は0.6％とする。
【００１６】
P: 0.02％以下
Pは固溶強化能が大きい元素ではあるが、0.02%を超えて添加すると耐食性が劣るため、0.02％以下とする。
【００１７】
Al:0.1％以下
Al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で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、Alによる再結晶温度の上昇は極力回避することが得策である。よって、Al含有量は0.1％以下とする。
【００１８】
N:0.012％以下
Ｎは時効硬化を増加させるために必要な元素である。一方、多量添加すると、連続鋳造時、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。よって、0.012％以下とする。時効硬化の効果を発揮させるためには、0.005％以上添加するのが望ましい。
【００１９】
Nb:0.005％〜0.05％
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、細粒化することで強度を上昇させる。また、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7μｍ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。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る。また、Ｎｂを添加して熱延時の仕上げ後の冷却速度を小さくし、高温で巻取ることで、セメンタイトの析出を促進し、降伏伸びを小さくすることができる。0.005％を超えるときにこの効果が生じるため、下限は0.005％に限定する。一方、Nbは再結晶温度の上昇をもたらすので、0.05％超えで含有すると、本発明で記載している670〜760℃の焼鈍温度、40s以下の均熱時間での連続焼鈍では未再結晶が一部残存するなど、焼鈍し難くなるため、Nb添加量の上限は0.05％に限定する。
【００２０】
Ti:0.005％以上0.05％以下
TiについてもＮｂと同様の理由で強度、降伏伸びを得ることを目的として添加する。0.005％以上含有するときにこの効果が生じるので、下限を0.005％とする。上限についてもＮｂと同様に、再結晶温度の観点から0.05％とする。
【００２１】
B:0.0005％以上0.005％以下
Bはフェライト粒内のB系析出物を核としてセメンタイト析出を促進させるため、降伏伸びを小さくする効果を示す。0.0005％以上含有するときにこの効果が生じるので、下限を0.0005％とする。上限については再結晶温度の観点から0.005％とする。
【００２２】
なお、S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。
S：0.01％以下
本発明鋼はNb、C、N含有量が高いため、連続鋳造時矯正帯でスラブエッジが割れやすくなる。スラブ割れを防止する点からS添加量は0.01％以下にすることが望ましい。
残部はFeおよび不可避不純物とする。
【００２３】
次に本発明の缶用鋼板の組織について説明する。
セメンタイトを0.5％以上含むフェライト単相組織、フェライト平均結晶粒径：7μｍ以下
まず、本発明ではセメンタイトを0.5％以上含むフェライト単相組織とする。降伏伸びを5％以下にするためには、焼鈍後の冷却中に鋼中固溶Cをセメンタイトとして析出させる必要がある。セメンタイト率が0.5％未満の鋼では、固溶Cが残存し、本発明が目標とする降伏伸びが得られないため、セメンタイト率を0.5％以上とした。降伏伸びを4％以下にする場合は、セメンタイト率は1.0％以上にするのが望ましい。なお、固溶Cの指標となる時効指数については後述する。一方、セメンタイト率が10％超えでは、延性が低下するため、セメンタイトの上限は10％が好ましい。なお、セメンタイト率は、光学顕微鏡で観察した視野にて単位面積あたりセメンタイトが占有する面積率を測定して算出した。
フェライト平均結晶粒径が7μｍ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ため、フェライト結晶粒径は7μｍ以下とした。
なお、フェライト結晶粒径は、例えば、JIS  G0551の切断法によるフェライト平均結晶粒径に準じて測定するものとする。また、フェライト平均結晶粒径は、成分、冷間圧延率、焼鈍温度により目標値に制御する。具体的には、C：0.03〜0.13％、Si：0.03％以下、Mn：0.3〜0.6％、P：0.02％以下、Al：0.1％以下、N： 0.012％以下であり、さらにNb：0.005〜0.05%、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.005％のうち1種以上を添加して、Ａｒ3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、その後40℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却、巻取り、次いで酸洗、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、670〜760℃の均熱温度、40ｓ以下の均熱時間の条件で連続焼鈍、調質圧延を行うことで7μｍ以下の結晶粒径が得られる。
【００２４】
引張強度：450〜550MPa
引張強度は溶接缶のデント強度、2ピース缶の耐圧強度を0.2ｍｍ程度の板厚材について確保するために450MPa以上とする。一方、550Mpa超えの強度を得ようとすると多量の元素添加が必要となり、耐食性を阻害する危険があるため、強度は550MPa以下とする。
なお、引張強度は成分、冷間圧延率、焼鈍温度により目標値に制御する。具体的には、C：0.03〜0.13％、Si：0.03％以下、Mn：0.3〜0.6％、P：0.02％以下、Al：0.1％以下、N： 0.012％以下であり、さらにNb：0.005〜0.05%、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.005％の1種以上を添加して、Ａｒ3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、その後40℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却、巻取り、次いで酸洗、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、670〜760℃の均熱温度、40ｓ以下の均熱時間の条件で連続焼鈍、調質圧延を行うことで目標値に制御する。
【００２５】
全伸び：20％以上
全伸びが20％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適用が困難になる。従って、全伸びの下限は20％に限定する。なお、全伸びは成分、熱間圧延時の仕上げ後の冷却速度、巻取り温度により目標値に制御する。
【００２６】
降伏伸び：5％以下
2ピースでのボトム加工、3ピース缶の缶胴加工にてストレッチャ−ストレインの発生を防止するために降伏伸びは5％以下とする。特に、ストレッチャ−ストレインに厳しい用途では、降伏伸びを4％以下にするのが望ましい。なお、降伏伸びは、成分、熱間圧延時の仕上げ後の冷却速度、巻取り温度、巻取り後の熱処理、焼鈍後の過時効処理により目標値に制御する。
【００２７】
時効指数については特に請求項では限定していないが、本発明を実施する上で望ましい条件は以下に示す範囲である。
時効指数：20MPa以下  
目標の降伏伸びを得るには、焼鈍後の冷却過程で鋼中固溶Cをセメンタイトして析出させることで固溶C量を小さくする必要がある。本発明が目標とする5％以下の降伏伸びを得るには、時効指数を20MPa以下にすることが望ましい。
【００２８】
次に本発明の缶用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により溶製し、次に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。
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。仕上げ温度はＡｒ3変態点以上とする。また、巻取りまで40℃/ｓ以下の速度で冷却し、550℃以上の温度で巻取る。次いで、酸洗し、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、670〜760℃の均熱温度、40ｓ以下の均熱時間で連続焼鈍を行い、調質圧延を行う。
【００２９】
熱間圧延仕上げ温度：Ａｒ3変態点以上
熱間圧延における仕上げ圧延温度は、強度を確保する上で重要因子となる。仕上げ温度がＡｒ3変態点未満では、γ+αの2相域熱延により粒成長するため、強度が低下する。よって、熱間圧延仕上げ温度は、Ａｒ3変態点以上に限定した。
【００３０】
仕上げ圧延後、巻取りまでの平均冷却速度：40℃/ｓ以下
本発明で重要項目となる降伏伸びは仕上げ圧延後の冷却速度の影響を大きく受ける。冷圧、焼鈍後の降伏伸び、全伸びを本発明の目標値にするには、熱延後の冷却速度を小さくして熱延材にてセメンタイトを析出させる必要がある。その条件として、仕上げ後の平均冷却速度は40℃/ｓ以下に限定した。
【００３１】
巻取り温度：550℃以上
巻取り温度は本発明で重要となる強度、延性、降伏伸びを目標値に制御する上で大きな因子である。巻取り温度を550℃以下にすると、巻取りまでの冷却速度を40℃/ｓ超にする必要があり、操業上でも様々な課題が予想されるため、550℃を下限とした。
また、降伏伸びを4％以下にするためには、熱延後にできるだけ多くのセメンタイトを析出させ、焼鈍工程の冷却開始時のセメンタイト率を増加する必要がある。その条件として巻取り温度を620℃以上にするのが望ましい。さらに、降伏伸びを3％以下にするには、巻取り温度を700℃以上にすることが望ましい。
【００３２】
熱延後の熱処理条件：200℃以上500℃以下
極力ストレッチャ−ストレインの発生を抑制する用途では、連続焼鈍後の降伏伸びを2％以下にする必要がある。熱延材でセメンタイトを析出させ、焼鈍時の冷却過程で固溶Cを析出させることで降伏伸びを低減しているが、巻取り工程までで上記の降伏伸びを得ることは難しく、巻取り後に熱処理を行うことが好ましい。熱処理温度が200℃未満では上記の効果を得ることはできないため、下限は200℃とする。一方、500℃超えでは析出していたセメンタイトが固溶するため、上限は500℃とする。
【００３３】
冷間圧延率（圧下率）：80％以上
冷間圧延における圧下率は、この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、引張強度が450MPa以上の鋼板を製造することは困難である。さらに、ＤＲ材並みの板厚（0.17ｍｍ程度）を得るためには80％未満の冷圧率では、少なくとも熱延板の板厚を1ｍｍ以下にする必要があり、操業上困難である。従って、圧下率は80％以上とする。
【００３４】
焼鈍条件：均熱温度670℃〜760℃、均熱時間40ｓ以下
焼鈍は連続焼鈍を用いる。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、均熱温度は670℃以上に限定する。一方、760℃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。生産性の点から、670〜720℃の範囲において再結晶を完了することが望ましい。均熱時間についても40ｓ超え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40ｓ以下とする。
【００３５】
過時効処理：200〜500℃
均熱焼鈍後過時効処理を行うことで、降伏伸びを小さくする。200℃未満では、Cの拡散が遅くなるため、鋼中固溶Cが析出し難くなるため、下限は200℃とした。一方、500℃以上になると操業が困難になるため、上限は500℃とした。
なお、調圧率については請求項で限定していないが、本特許を実施する上で望ましい範囲は以下に示すとおりである。
【００３６】
調圧率：2.0％以下
調圧率が高くなるとＤＲ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び20％以上を確保する必要があるため、調圧率は2.0％以下が望ましい。
【実施例１】
【００３７】
表1に示す成分組成を含有し、残部がFe及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℃で再加熱した後、仕上げ圧延温度880〜900℃で熱間圧延し、巻取りまで冷却速度20〜50℃/ｓで冷却し、巻取り温度550〜750℃で巻取った。次いで、酸洗後、90％以上の圧下率で冷間圧延し、0.2ｍｍの薄鋼板を製造した。得られた薄鋼板を、加熱速度15℃/secで690〜760℃に到達させ、690℃〜760℃、20〜30秒間の連続焼鈍を行った。次いで、冷却後、圧下率が1〜2％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。なお、詳細な製造条件を表2に示す。
【００３８】
【表１】
2008274332.tif 000002
【００３９】
【表２】
2008274332.tif 000003
【００４０】
以上により得られためっき鋼板（ティンフリースチール）に対して、210℃、20分の塗装焼付け処理を行った後、引張試験を行い、結晶組織と平均結晶粒径について調査した。調査方法は以下の通りである。
【００４１】
引張試験は、JIS5号サイズの引張試験片を用いて行い、引張強さ（TS）、伸び（El）を測定し、強度、延性および時効性を評価した。
結晶組織は、サンプルを研磨して、ナイタル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について、JIS  G5503の切断法を用いて測定した。
得られた結果を表３に示す。
【００４２】
【表３】
2008274332.tif 000004
【００４３】
表3より、本発明例（水準No1〜9、11〜18）は、組織が平均結晶粒径7μｍ以下であり、セメンタイトを0.5％以上含む均一かつ微細なフェライト組織であるため、降伏伸びが小さく、強度および延性の両者に優れていることが認められる。
一方、比較例（No10）では、仕上げ圧延後の冷却速度が大きいため、セメンタイト率が低く、降伏伸びが本発明例に比べて劣る。
比較例（No19）では、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ添加量が本発明範囲外であるため、セメンタイト率が小さく、強度および降伏伸びが本発明例に比べて劣る。
【産業上の利用可能性】
【００４４】
本発明によれば、強度、延性、降伏伸びのいずれの特性にも優れた鋼板が得られるため、高加工度の缶胴加工を伴う3ピース缶、ボトム部が数％加工される2ピース缶を中心に缶用鋼板として最適である。