(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、                Si：0.10％以下、
Mn：1.5 ％以下、                Ｐ：0.20％以下、
Ｓ：0.01％以下、                Al：0.01％以下、
Ｎ：0.0050〜0.0250％
を含み、かつ（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を0.0050％以上含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、再結晶率が90％以上である組織を有し、焼付硬化量（ＢＨ量）：100MPa以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量ΔＴＳ：30 MPa以上、塗装・焼付け処理後の降伏応力：550MPa以上を有することを特徴とする板厚：0.3 mm以下の高強度缶用極薄冷延鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記第１群〜第２群のうちから選ばれた１群または２群を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度缶用極薄冷延鋼板。
記
第１群：Nb：0.01％以下、Ti：0.01％以下、Ｂ：0.001 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
第２群：Cu：0.01〜0.2 ％、Ni：0.01〜0.2 ％、Cr：0.01〜0.2 ％、Mo：0.01〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
【請求項３】
請求項１または２に記載の極薄冷延鋼板の表面に、めっき層を形成したことを特徴とする高強度缶用極薄めっき鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、                Si：0.10％以下、
Mn：1.5 ％以下、                Ｐ：0.20％以下、
Ｓ：0.01％以下、                Al：0.01％以下、
Ｎ：0.0050〜0.0250％
を含む組成を有する圧延素材を用い、前記Ｎ量の90％以上が固溶状態となる温度にて圧延を開始し、仕上げ圧延温度を（Ａr3変態点−30℃）以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、 0.5ｓ以内に強制冷却を開始し600 ℃以下の巻取温度で巻取り、さらに巻取り後水冷して熱延板とし、ついで、該熱延板に冷間圧延を施したのち、連続焼鈍工程で、再結晶温度以上で均熱後、150 ℃／ｓ以上の冷却速度で250 ℃以下の温度域までの急冷処理を施し、ついで40℃まで均熱終了後60ｓ以内に冷却することを特徴とする焼付硬化量（ＢＨ量）：100MPa以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量ΔＴＳ：30 MPa以上、塗装・焼付処理後の降伏応力：550MPa以上を有する板厚：0.3 mm以下の高強度缶用極薄冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記冷却後、さらに圧下率：10％以下の冷間圧延を施すことを特徴とする請求項４に記載の高強度缶用極薄冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記水冷を、巻取り後30min 以内に開始し、平均冷却速度を20℃/h以上の水冷とすることを特徴とする請求項４または５に記載の高強度缶用極薄冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種容器用として用いられる缶用鋼板に係り、特に、製缶加工前に施される塗装工程、焼付工程（印刷工程、乾燥工程）などで焼入れ時効および歪時効硬化して、十分に高い強度を示し、鋼板の薄肉化を優位に進められる新規な鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
本発明が対象とするものは、0.3 mm以下、主として0.2 mm以下の極薄鋼板と呼ばれる範疇の缶用鋼板である。これら鋼板は、最終的には錫めっき、ニッケル−錫めっき、クロムめっき（いわゆるティンフリーめっき）あるいは、さらに有機被覆等を施される場合もあり極めて広範囲な用途に適用される。
【０００３】
【従来の技術】
飲料缶、食缶をはじめとして、各種内容物を収納する缶容器は、その部品構造から、缶胴（底蓋と１体）と上蓋からなる２ピース缶と、缶胴および上蓋、底蓋からなる３ピース缶とに大別される。
近年の製缶コストの低減要求の強まりに鑑み、製缶素材の低コスト化が迫られ、素材費用の低減のため、絞り成形を行う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。
【０００４】
しかし、鋼板を薄肉化しても、缶体としての強度は従来どおり維持する必要があり、このため、成形・時効後の缶体強度に優れ、薄肉化に有効に寄与できる硬質で極薄の缶用鋼板が望まれていた。
硬質で極薄の缶用鋼板の製造方法で、現在、主流となっているのは、焼鈍後に２次冷延を施す、いわゆるＤＲ（Double cold Reduced ）法である。ＤＲ法は、冷延−焼鈍した後にさらに30％近い冷間圧延を加え、加工硬化により鋼板を硬質化するとともに板厚の減少を図るものである。
【０００５】
しかしながら、ＤＲ法には、冷延−焼鈍した後の極薄鋼板をさらに高圧下で冷間圧延するため、強力な圧延機が必要であり、また、焼鈍後のインライン処理ができない場合には、工程が増加するという設備上のデメリットがある。さらに、ＤＲ法で製造された鋼板では、表面疵、表面汚れなどが慢性的に発生し、それを完全になくすことが極めて困難である。
【０００６】
このように、ＤＲ法で、健全な表面性状を有する硬質で極薄の缶用鋼板を安定して、しかも低コストで製造するには問題があった。
また、ＤＲ法以外の、他の高強度化の方法としては、例えば自動車用の鋼板で広範囲に行われているように合金元素を多量に添加して鋼を固溶強化する方法が考えられる。しかし、缶用鋼板の場合には特殊な耐食性が要求されているため、添加できる合金元素量は制限される。実際に、ASTM規格、JIS 規格では、添加元素が制限されており、十分な固溶強化を達成することができない。その他、変態組織強化を使う方法、Nb、TiおよびＶなどの炭窒化物形成元素による析出強化を使う方法など、いずれも缶用鋼板製造プロセスにおいては適用が困難であった。
【０００７】
一方、缶用鋼板で利用できる固溶強化元素である、Ｃ、Ｎを有効に使用した高強度缶用鋼板の製造方法が特開平５−345926号公報に提案されている。特開平５−345926号公報に記載された技術では、Ｃ：0.01wt％以下、Ｎ：0.04wt％以下で、かつＣ＋Ｎを0.008wt ％以上、Al：0.005wt ％以下を含む鋼片を熱間圧延、冷間圧延を施し、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍を行い、その後圧下率５％以上の調質圧延を施すことによりＴ−４以上の硬質材が得られるとしている。
【０００８】
また、特開平８−311609号公報には、炭素：0.01〜0.08wt％、Ｎ：0.01wt％以下、酸可溶Al：0.20wt％以下を含み、固溶Ｃ量が5 〜25ppm である、圧延方向の降伏強度が30〜44kgf/mm2 のＤＩ缶用鋼板が提案されている。
また、特開平10−72640 号公報には、Ｃ：0.0010〜0.04wt％、Ｎ：0.0020〜0.0150wt％、Al：0.005 〜0.060wt ％を含み、上記したＮ量の25％以上で、かつ0.001 〜0.01wt％の固溶Ｎを含有する時効硬化性が大きく、材質安定性に優れる缶用鋼板が提案されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平５−345926号公報、特開平８−311609号公報、特開平10−72640 号公報に記載された技術では、Ｔ−５相当の硬質材までが限度であり、それ以上の硬質材を得るためには、焼鈍後に高圧下率の２次冷間圧延を施すＤＲ法の適用が必要となる。しかし、ＤＲ法では、健全な表面性状を有する硬質で極薄の缶用鋼板を安定して、しかも低コストで製造するには問題があるうえ、ＤＲ法で製造された鋼板では、圧延直角方向の強度は大きいが、圧延方向の強度は小さく、すなわち、機械的特性の面内異方性が大きいため、缶体強度の増加という面からは不利となる。このことから、圧延方向および圧延直角方向いずれも高い強度を安定して有する缶用鋼板が要望されていた。
【００１０】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、ＤＲ８相当あるいはそれ以上の硬さを有し、しかも焼付硬化性に優れた高強度極薄冷延鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。本発明の鋼板は、板厚：0.3 mm以下で、塗装焼付処理後の降伏応力が550MPa以上と高く、かつ、缶用鋼板に特有な塗装焼付けでの硬化量（焼付硬化量（ＢＨ量））が100MPa以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量ΔＴＳが30MPa 以上を有する、焼付硬化性に優れた高強度極薄冷延鋼板である。本発明では、いわゆるＤＲ法を適用することなく、焼鈍後に10％以下の調質圧延を適用するだけで、ＤＲ８相当あるいはそれ以上の硬さを有する高強度極薄冷延鋼板とするものである。
【００１１】
なお、本発明でいう焼付硬化量（ＢＨ量）は、鋼板に２％の引張歪を付与し、塗装・焼付処理相当の210 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を行う際の、塗装・焼付処理相当の熱処理前後の降伏応力の差を意味するものとする。また、塗装・焼付け処理後の降伏応力は、鋼板に２％の引張歪を付与し、塗装・焼付処理相当の210 ℃×20min の熱処理を施したのちの降伏応力を意味するものとする。また、塗装・焼付処理による引張強さの増加量ΔＴＳは、２％の引張歪を付与する前の鋼板の引張強さと２％の引張歪を付与後、塗装・焼付処理相当の 210℃×20min の熱処理を施した鋼板の引張強さとの差を意味するものとする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、鋼成分・製造条件に関し、鋭意研究を行った。
その結果、ＤＲ法を適用することなく、ＤＲ８相当あるいはそれ以上の硬質化と大きな焼付硬化量を得るためには、
▲１▼鋼組成を、高延性である低炭素鋼あるいは極低炭素鋼組成とすること、
▲２▼鋼成分・熱間圧延条件および熱間圧延後の冷却条件を調整して、冷間圧延用母板中の固溶Ｎ量を全Ｎ量の80％以上とすること、
▲３▼再結晶温度以上で連続焼鈍を行い、連続焼鈍後に低温域まで急速冷却を行うこと、
が重要であるという知見を得た。
【００１３】
▲１▼〜▲３▼を確保することにより、AIN として析出することによる固溶Ｎ量の減少を防止し、さらに固溶Ｃの炭化物としての析出を防止することができ、製品板での強化に十分な量の（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量を確保することができる。十分な量の（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を有効に活用することで鋼板の強度を著しく増加させ（いわゆる歪み時効、焼入れ時効）、安定して高強度化を図ることができる。このため、連続焼鈍後に強度増加のために従来の２次圧延のような強圧下（圧下率30％程度）を施す必要がなくなり、鋼板表面の硬さ調節、粗度調整、形状矯正のために軽圧下（圧下率：10％以下）を施すだけでよいという知見を得た。
【００１４】
本発明は、上記のような知見に基づいて構成されたものであり、その要旨とするところは次のとおりである。
すなわち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：0.10％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：0.20％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつ（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を0.0050％以上含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、再結晶率が90％以上である組織を有し、焼付硬化量（ＢＨ量）：100MPa以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量ΔＴＳ：30 MPa以上、塗装・焼付処理後の降伏応力：550MPa以上を有することを特徴とする板厚：0.3 mm以下の高強度缶用極薄冷延鋼板であり、また、本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、次第１群〜第２群
第１群：Nb：0.01％以下、Ti：0.01％以下、Ｂ：0.001 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
第２群：Cu：0.01〜0.2 ％、Ni：0.01〜0.2 ％、Cr：0.01〜0.2 ％、Mo：0.01〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
のうちから選ばれた１群または２群を含有することが好ましい。
【００１５】
また、第２の本発明は、第１の本発明の極薄冷延鋼板の表面に、めっき層を形成したことを特徴とする高強度缶用極薄めっき鋼板である。
第３の本発明は、質量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：0.10％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：0.20％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含む組成を有する圧延素材を用い、前記Ｎ量の90％以上が固溶状態となる温度にて圧延を開始し、仕上げ圧延温度を（Ａr3変態点−30℃）以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、 0.5ｓ以内に強制冷却を開始し600 ℃以下の巻取温度で巻取り、さらに巻取り後水冷して、好ましくは固溶Ｎ量が全Ｎ量の80％以上を含有する熱延板とし、ついで、該熱延板に冷間圧延を施したのち、連続焼鈍工程で、再結晶温度以上で均熱後、150 ℃／ｓ以上の冷却速度で250 ℃以下の温度域までの急冷処理を施し、その後長時間停滞することなく、40℃まで均熱終了後から60ｓ以内に冷却することを特徴とする焼付硬化量（ＢＨ量）：100MPa以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量ΔＴＳ：30 MPa以上、塗装・焼付処理後の降伏応力：550MPa以上を有する板厚：0.3 mm以下の高強度缶用極薄冷延鋼板の製造方法であり、本発明では、より高強度を得るために、前記冷却後、さらに圧下率：10％以下の冷間圧延を施すことが好ましく、また、本発明では、巻取り後の前記水冷が、巻取り後30min 以内に水冷を開始し、平均冷却速度を20℃/h以上とすることが好ましい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明の冷延鋼板は、焼付硬化量：100MPa以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量ΔＴＳ：30MPa 以上、塗装・焼付処理後の降伏応力：550MPa以上を有する板厚：0.3 mm以下の高強度缶用極薄冷延鋼板である。本発明の冷延鋼板は、焼付硬化量：100 MPa 以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量30 MPa以上を有し鋼板の薄肉化を優位に進めることができる。
【００１７】
本発明の冷延鋼板は、固溶Ｃ＋固溶Ｎの作用を有効に利用することにより、プレス成形前の塗装焼付け工程時に、焼付け硬化量（ＢＨ量）100MPa以上という顕著な時効硬化現象がおこる。また、多量の固溶Ｃ、固溶Ｎを含有し、塗装焼付処理による引張強さの増加量が30 MPa以上と、製缶後の缶体、とくに缶胴部に耐デント性（凹みに対する抵抗性）を付与することができ、缶体強度の飛躍的な増加をもたらす。
【００１８】
まず、本発明の圧延素材および冷延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.02％以下
Ｃは、固溶強化により鋼の強度を増加させる有効な元素であるが、一方では、炭化物を形成し、鋼板の延性、ひいては加工性を低下させる。このため、本発明では、Ｃ含有量を低減することにより、鋼中の炭化物量を低減することで、鋼板の延性、ひいては、加工性を安定して高い値に確保する。また、鋼中に析出する炭化物の量が低減することにより、固溶Ｃが多く残存するようになり、鋼板の高強度化が可能となる。このような望ましい効果は、Ｃ含有量を0.02％以下とすることにより顕著に認められる。このため、Ｃは0.02％以下に限定した。なお、固溶Ｃによる高強度化をさらに促進させるためには、Ｃ含有量を0.010 ％以下の極低炭素域とすることが望ましい。なお、目標とする高い焼付硬化性（ＢＨ性）を得るためには、Ｃ量の下限が存在し、Ｃ含有量は0.002 ％以上とするのが好ましい。
【００１９】
Si：0.10％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、多量の添加は表面処理性の劣化、耐食性の劣化等の問題を生じるため、Siは0.10％以下に限定した。なお、とくに優れた耐食性が要求される場合は、Siは0.02％以下とするのが好ましい。
【００２０】
Mn：1.5 ％以下
Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、本発明では、含有するＳ量に応じて適宜添加する。また、Mnは、結晶粒を微細化する効果を有している。このような効果は0.1 ％以上の含有により顕著に認められ、Mnは0.1 ％以上含有するのが好ましい。一方、Mnを多量に含有すると、鋼板の高強度化は達成できるものの、耐食性が劣化する傾向となり、さらに、フランジ加工性の劣化傾向が顕著となる。このため、Mnは1.5 ％以下に限定した。なお、より良好な成形性が要求される用途では、Mnは0.50％以下とするのが好ましい。
【００２１】
Ｐ：0.20％以下
Ｐは、鋼を著しく硬質化させるが、フランジ加工性やネック加工性を劣化させ、耐食性を著しく劣化させる。このため、本発明では、Ｐは0.20％以下に限定した。フランジ加工性、ネック加工性、耐食性がとくに重要視される用途の場合には、Ｐは0.01％以下とするのが望ましい。
【００２２】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では介在物（硫化物）として存在し、鋼板の延性を減少させ、さらに耐食性を劣化させる元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましいが、0.01％までは許容できる。このため、本発明ではＳは0.01％以下に限定した。なお、特に良好な加工性が要求される用途の場合には、Ｓは0.007 ％以下とするのが好ましい。
【００２３】
Al：0.01％以下
Alは、固溶Ｎと結合し、AlN を形成し、固溶Ｎ量を低減する効果を有する。また、Al含有量の増加は再結晶温度の上昇をもたらし、焼鈍温度を高温とする必要が生じる。高温焼鈍では、不可避的にAlN 形成量が増加するため、したがって、固溶Ｎ量が低減し、時効硬化量が低減し、鋼板強度の低下をもたらす。このような現象が顕著となるのは、Al含有量が0.01％を超える場合である。このようなことから、Alは0.01％以下に限定した。なお、鋼の溶製工程における安定操業の観点からは、Alは0.001 ％以上とするのが望ましい。また、材質のさらなる安定化という観点からは、Alは0.005 ％以下とするのがより望ましい。
【００２４】
Ｎ：0.0050〜0.0250％
Ｎは、時効硬化性を増加させる元素であり、本発明においては、積極的に含有させる。時効硬化性の顕著な増加は0.0050％以上の含有で認められる。一方、0.0250％を超えて含有すると、圧延素材（スラブ）に割れ欠陥を発生する危険性が顕著に増大する。したがって、Ｎは0.0050〜0.0250％に限定した。なお、材質の安定性からはＮは0.0070％以上とするのが好ましい。
【００２５】
冷延鋼板中の（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）：0.0050％以上
製品板（冷延鋼板）の時効硬化性を高め、製品板の強度を増加させるために、本発明では、冷延鋼板中の（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量を0.0050％以上、好ましくは0.0070％以上とする。（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量が0.0050％未満では、塗装焼付処理による強度増加が少なく、所望の焼付硬化量(100MPa 以上) 、塗装焼付処理による引張強さの増加量（ΔＴＳ30MPa 以上）が得られない。なお、より好ましい（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）は0.0080〜0.0150％である。
【００２６】
上記した基本組成に加えて、必要に応じ選択元素を含有できる。
選択元素としては、次の第１群〜第２群のうちから選ばれた１群または２群を必要に応じ選択できる。
第１群：Nb：0.01％以下、Ti：0.01％以下、Ｂ：0.001 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Nb、Ti、Ｂはいずれも、強度を増加させる元素であり、必要に応じ１種または２種以上を選択できる。
【００２７】
Nbは、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、成形後の鋼の強度を増加させるうえで有効な元素である。この効果を得るためには、Nbは0.001 ％以上含有するのが好ましい。しかし、0.01％を超えて含有すると、鋼の再結晶温度が顕著に上昇し、冷間圧延後の焼鈍工程に支障をきたすうえ、固溶状態のＮが高温焼鈍で析出して鋼の高強度化機能を失う。このため、Nbは0.01％以下とするのが好ましい。なお、焼鈍条件の観点からはNbは0.007 ％以下とするのが望ましい。
【００２８】
Tiは、Nbと同様に微細な炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、成形後の鋼の強度を増加させるうえで有効な元素である。このような効果は、0.003 ％以上の含有で顕著となり、Tiは0.003 ％以上を含有するのが好ましい。一方、Tiを0.01％を超えて含有すると、固溶Ｃ、固溶Ｎの減少による時効硬化量の低下が顕著となる。このため、Tiは0.01％以下とするのが好ましい。なお、材質の安定化という観点からは、Tiは0.003 〜0.007 ％の範囲とするのがより好ましい。
【００２９】
Ｂは、窒化物を形成する傾向を有するにもかかわらず、本発明の条件下においては時効硬化性を増加させ、鋼の強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果は0.0002％以上の含有で顕著に認められるため、0.0002％以上の含有が好ましい。一方、0.0020％を超えて含有しても、効果が飽和するか、あるいは、逆に時効硬化性が低下する傾向を示す。このため、Ｂは0.0020％以下とするのが好ましい。なお、機械的性質の安定化・均一化という観点から、Ｂは0.0003〜0.0008％とするのがより好ましい。
【００３０】
第２群：Cu：0.01〜0.2 ％、Ni：0.01〜0.2 ％、Cr：0.01〜0.2 ％、Mo：0.01〜0.2 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも時効硬化性を害することなく、最終的な強度を増加させる効果を有し、必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Cu、Ni、Cr、Moいずれもそれぞれ0.01％以上の含有で認められる。一方、Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、それぞれ0.2 ％を超えて含有すると、熱延板が顕著に硬質化し、冷間圧延工程での不具合を発生する危険性が増大する。このため、Cu：0.01〜0.2 ％、Ni：0.01〜0.2 ％、Cr：0.01〜0.2 ％、Mo：0.01〜0.2 ％に限定するのが好ましい。なお、Cu、Ni、Cr、Moの効果は複合添加しても相殺されることはない。したがって、Cu、Ni、Cr、Moは単独または複合添加することが可能である。なお、Cu、Ni、Cr、Moの合計量で0.2 ％以下とすることがさらに望ましい。
【００３１】
残部がFeおよび不可避的不純物
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、例えばSn：0.01％以下が許容できる。
本発明の冷延鋼板は、上記した組成と、さらに再結晶率が90％以上である組織を有する。なお、本発明でいう再結晶率とは、光学顕微鏡を用いた断面組織観察により、面積法で求めた値を用いるものとする。再結晶率が90％未満では、加工性、とくに延性が低下する。このため、本発明では、再結晶率は90％以上とした。
【００３２】
つぎに、本発明鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成の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、ついで、連続鋳造法等の通常公知の鋳造方法で圧延素材（スラブ）とする。
ついで、これら圧延素材を用い、熱間圧延により熱延板とする。
本発明では圧延開始時に圧延素材が、全Ｎ量の90％以上が固溶状態となる温度以上となっていることが肝要となる。
【００３３】
全Ｎ量の90％以上を固溶状態とするには、成分にも依存するが、通常の再加熱プロセスではおおむね1150℃以上に加熱するか、あるいはAlN の析出が遅れる直送圧延プロセスの場合には、圧延素材を連続鋳造後変態点以下に冷却することなく、圧延可能温度に保持した加熱炉に挿入し加熱するのが好ましい。いずれにしろ、本発明では、少なくとも熱間圧延の開始時に、圧延素材において全Ｎ量の90％以上が固溶状態となっていればよいのであって、熱間圧延開始時に、全Ｎ量の90％以上が固溶状態にないと、製品板で固溶Ｎによる時効硬化が十分に発揮されないのである。なお、熱間圧延開始時に全Ｎ量の90％以上を固溶状態とするためには、熱間圧延開始温度は1100℃以上とするのが好ましい。
【００３４】
仕上げ圧延温度：（Ar3 変態点−30℃）以上
本発明では、AlN の析出を有効に抑制するため、熱間圧延における仕上げ圧延温度を、（Ar3 変態点−30℃）以上とする。仕上げ圧延温度が（Ar3 変態点−30℃）未満では、AlN の析出が顕著となり、固溶Ｎが低減する。なお、より好ましくは（Ar3 変態点−10℃）以上である。
【００３５】
強制冷却：熱間圧延終了後、 0.5ｓ以内に開始
強制冷却は、水冷とするのが好ましい。強制冷却は熱間圧延終了後、 0.5ｓ以内に開始するのが好ましい。強制冷却の開始が圧延終了から 0.5ｓを超えると、AlN の析出を抑制できない。
巻取り温度：600 ℃以下
巻取り温度は、AlによるＮの固定を抑制するため、600 ℃以下とするのが好ましい。巻取り温度が600 ℃を超えると、AlN 析出量が顕著に増加し、目標とする十分な焼付硬化性を得ることができない。なお、高い焼付硬化性を安定して得るためには、巻取り温度は570 ℃以下とするのがさらに好ましい。また、巻取り温度を600 ℃以下とすることにより、巻取り後の冷却中に生ずる炭化物をより微細かつ均一に分散させることが可能となる。
【００３６】
巻取り後：水冷
本発明では、巻取り後30min 以内に水冷を開始し、平均冷却速度で20℃／h 以上の冷却速度で冷却するのが好ましい。なお、ここで冷却速度は、鋼帯の長さ方向の中央部で、かつ板幅中央部の平均冷却速度とする。これにより、AlN の析出を防止することができるうえ、巻取り後の冷却過程で析出する炭化物をより微細に、さらにより均一に分散させることができる。巻取り後の水冷開始が30min を超えると、水冷効果が不十分となる。また、冷却速度が20℃／h 未満では、特に炭化物の分布の改善効果が十分でない。
【００３７】
上記した熱間圧延、および圧延後冷却により、全Ｎ量の80％以上が固溶状態となる熱延板とすることができる。
熱延板（冷延鋼板用母板）中の固溶Ｎ：全Ｎ量の80％以上
本発明の特徴である冷延鋼板の大きな時効硬化性を確保するためには、熱延板（冷延鋼板用母板）中の固溶Ｎ量を全Ｎ量の80％以上とする必要がある。本発明の冷延鋼板は、好ましくは、熱延板を酸洗したのち、冷間圧延し、ついで短時間の連続焼鈍を行い、製造されるが、この連続焼鈍工程ではAIN は析出傾向にある。熱延板（冷延鋼板用母板）の固溶Ｎ量が、全Ｎ量の80％未満では、所望の冷延鋼板の時効硬化性が達成できない。なお、本発明では、通常実施されるブロムエステルを用いた溶解による抽出分析によりAlN となっているＮ量を求め（以下、Ｎ as AlN ）、全Ｎ量からＮ as AlN を引いた値を固溶Ｎ量とする。
【００３８】
このような熱延板を冷延鋼板用母板として、酸洗、冷間圧延を施し、冷延板とする。酸洗は常法に従い、塩酸、硫酸等の酸で表面スケールを除去すればよい。冷間圧下率も常法に従うが、当然のことではあるが、板厚が薄いほど高めとなる。
ついで、冷延板は、連続焼鈍を施される。
【００３９】
連続焼鈍の均熱温度：再結晶温度以上
連続焼鈍工程では、再結晶率90％以上の組織として、一定以上の加工性を確保するために、再結晶温度以上の温度で均熱するのが好ましい。均熱温度が再結晶温度未満では、再結晶率90％以上の組織とならず、製品コイルの幅方向および長手方向の材質の均一性が劣化する。ただし、この温度範囲内であれば、とくに一定の温度に保持する必要はない。操業の安定性から10ｓ以上の均熱相当時間があれば十分である。
【００４０】
連続焼鈍均熱後の急冷処理：150 ℃／ｓ以上の冷却速度で250 ℃以下の温度域まで連続焼鈍均熱後の冷却条件は、本発明において最も重要な要件の一つである。この冷却の目的は、焼鈍後に微細な炭化物が微細に分散した組織にすること、あるいは固溶Ｃとして残存させること、少なくとも粗大炭化物を生成させないことであり、焼付硬化性を確保するために十分な量の固溶Ｃ、固溶Ｎを確保することである。このため、均熱温度から150 ℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するのが好ましい。この冷却速度より低い冷却速度では、固溶Ｎ、固溶Ｃのうちでは、とくに固溶Ｃの減少が顕著となる。なおさらに安定して目標特性を得るためには200 ℃／ｓ以上の冷却速度とするのが望ましい。
【００４１】
また、この急冷処理は、250 ℃以下の温度域まで継続するのが好ましい。250 ℃より高い温度で急冷処理を停止すると炭化物の析出形態が粗くなり、同時に固溶Ｃ量も激減する。なお、より好ましくは、200 ℃以下の温度域まで急冷処理を行うのが望ましい。このような急冷処理を安定して行うには、従来のガスジェット冷却の能力を増強すること、冷却ガスとして水素を適用すること、高速処理の可能な連続焼鈍を利用することなどが必要となる。また、焼鈍後の酸洗処理が必要となるが水冷も適用可能である。
【００４２】
さらに、均熱の終了（冷却の開始）から積算して60ｓ以内に40℃まで冷却するのが好ましい。40℃まで冷却するのに、これ以上の時間を要すると、いわゆる過時効現象に類似の現象が生じ、鋼板の時効硬化能が低下する。
連続焼鈍、急冷処理ののち、さらに、圧下率：10％以下の２次圧延を施してもよい。本発明の２次圧延は、強度増加を目的とするものではなく、表面粗さの調整、形状調整等が目的であり、好ましくは1.0 ％以上の圧下率とするのが好ましい。圧下率が10％を超えると、延性とくに均一伸びが劣化する。圧下率が10％以下と軽圧下であるため、設備的な負荷の低減という観点では工業的に有用である。
【００４３】
上記した工程を経て冷延鋼板とされる。本発明の冷延鋼板は、製缶加工前（プレス加工前）の塗装焼付処理により硬質材となっており、板厚が0.3 mm以下の極薄鋼板に適用された場合にその優位性がより有効に発揮される。
上記した工程により製造される冷延鋼板は、（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）量が0.0050％以上を有し、塗装・焼付処理（210 ℃×20min ）により、焼付硬化量：100MPa以上、塗装・焼付処理後の降伏応力：550MPa以上、塗装・焼付処理前後の引張強さの差ΔＴＳ：30MPa 以上を有する高強度缶用極薄冷延鋼板となる。本発明の鋼板は、固溶Ｃと固溶Ｎの両者作用を組み合わせて、従来にない大きな時効硬化性（焼付硬化性）を得ることができ、降伏応力のみならず引張強さの増加も得られ、しかも圧延方向および圧延直角方向いずれの強度も増加するという顕著な効果を有する。また、本発明の冷延鋼板は、固溶Ｃ＋固溶Ｎの作用を有効に利用することにより、めっき後のリフロー処理後にも強度が増加し、また、プレス成形後の塗装焼付処理時にも、焼付硬化量（ＢＨ量）100MPa以上という顕著な時効硬化現象が生じ、成形時の負荷がほとんど同じレベルで、缶体強度の飛躍的な増加をもたらす。
【００４４】
本発明では、極薄冷延鋼板の表面（少なくとも片面）にめっき層を形成し、極薄めっき鋼板とすることができる。表面に形成されるめっき層は缶用鋼板に適用されるいずれのものも適用可能である。めっき層としては、錫めっき、クロムめっき、ニッケルめっき、ニッケル・クロムめっきが例示できる。また、これらのめっき処理後に塗装、有機樹脂フィルム等を貼ることもなんら問題ない。
【００４５】
【実施例】
本発明の効果を実施例に基づいて説明する。
（実施例１）
表１に示す成分の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で圧延素材（スラブ）とした。ついで、これら圧延素材に、表２に示す条件で熱間圧延を施し板厚：1.8 mmの熱延板とした。なお、これら熱延板の製造にあたり、巻き取り後水冷を行ったものは、巻き取り後30min 以内に水冷を開始した。その後、これら熱延板に酸洗による脱スケール処理を施し、さらに冷間圧延を施し、ついで表２に示す条件で連続焼鈍および２次圧延をおこない、最終仕上げ板厚：0.15mmの極薄冷延鋼板とした。なお、連続焼鈍時の均熱温度は再結晶温度以上であった。ここで、２次圧延で圧下率を20％と高めた冷延鋼板（鋼板No. 12）は従来例（ＤＲ鋼板）である。
【００４６】
このようにして得られた極薄冷延鋼板について、固溶Ｃ、固溶Ｎ量の測定、再結晶率の測定（組織調査）、引張試験、硬さ試験、および焼付硬化試験を実施した。
（ｉ）固溶Ｃ、固溶Ｎ量の分析
化学分析により鋼板中のＮ量を分析し、またブロムエステルを用いた溶解による抽出分析によりAlN として存在するＮ量を求めた。鋼板中の固溶Ｎ量は、｛（鋼板中のＮ量）−（AlN として存在するＮ量）｝の値を用いた。
【００４７】
また、固溶Ｃ量は、内耗により測定した。捩り振子型内部摩擦測定装置によりＣ、Ｎピークを分離し、そのＣのピークを採用した。Ｎについては化学分析と整合することを確認した。なお、スラグ加熱時の固溶Ｎ量は、スラグ加熱温度に加熱された室温まで急冷された素材について同様に測定した。また熱延板（冷延鋼板用母材）についても測定した。
（ii）組織調査
冷延鋼板の幅方向中央部から、試験片を採取し、圧延方向と平行な断面で、表層部を除く板厚方向断面について、光学顕微鏡により、断面組織を観察し、面積法により、再結晶粒の全面積に占める割合を算出し、再結晶率とした。
（iii ）引張試験
これら冷延鋼板の幅方向の中央部から圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）に、JIS 13号-B引張試験片を採取し、クロスヘッド速度：10mm/sで引張試験を実施し、降伏点ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。なお、引張試験は製品化後１日以内に実施した。引張試験片としてJIS 13号-B試験片を用いたのは、標点外で破断する現象を極力低減するためである。
（iv）焼付硬化性試験
これら冷延鋼板の幅方向の中央部から圧延方向に、JIS 13B 引張試験片を採取し、２％の引張予歪を付加したのち一旦除荷し、210 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施し、その後、引張試験を行い変形応力（降伏応力）、引張強さを求めた。塗装焼付処理相当の熱処理前後の降伏応力の差、（（塗装焼付処理後の降伏応力）−（塗装焼付処理前の２％変形応力））を求め、焼付硬化量（ＢＨ量）とした。
【００４８】
また、塗装焼付処理相当熱処理前後の引張強さの差、（（塗装焼付処理後の引張強さ）−（塗装焼付処理前の引張強さ））を求め、塗装焼付処理相当熱処理による引張強さの変化ΔＴＳとした。
（v ）硬さ試験
これら冷延鋼板およびこれら冷延鋼板に塗装焼付処理相当の熱処理を施したのちの鋼板について、JIS Z 2245の規定に準拠してＨＲ３０Ｔ硬さを測定した。
【００４９】
これらの結果を表３に示す。
【００５０】
【表１】
0004244486.tif 000002
【００５１】
【表２】
0004244486.tif 000003
【００５２】
【表３】
0004244486.tif 000004
【００５３】
本発明例は、２次圧延の圧下率を高くすることなく（すなわち、大きな圧下率のＤＲ法を適用することなく）塗装焼付処理前後の引張強さの変化ΔＴＳが30MPa 以上、かつ焼付硬化量が100 MPa 以上で、塗装焼付処理後の降伏応力が550MPa以上で、ＤＲ８相当の硬さを有する高強度極薄冷延鋼板となっている。また、本発明では、Ｌ方向、Ｃ方向の強度差が小さい。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、塗装焼付硬化量が少なく、塗装焼付処理後の引張強さの増加も少ない。また従来例（ＤＲ材）は焼付硬化量も少なく、引張強さの増加が認められない。
【００５４】
さらに、これら鋼板（鋼板No. １〜No. ７）を用いて、２ピースのDRD 缶（缶径70mm）を製造し、缶体、とくに缶底の凹みに対する抵抗（耐デント性）を評価した。缶体、特に缶底の凹みに対する抵抗の評価は、先端部半径15mmの圧子を缶底に押し付けて、永久歪を生じる荷重を測定した。
その結果、本発明例は、同一の調質度のＤＲ鋼板( めっき層付き) （従来例）に比べ耐デント荷重が平均で約20％高い値を示した。
（実施例２）
表１に示す鋼Ａについて、表４に示す製造条件で極薄冷延鋼板とした。なお、この際、コイル水冷を行う場合には、巻取後30min 以内に水冷を開始した。また焼鈍時の均熱温度は再結晶温度以上とした。これら冷延鋼板について、固溶Ｃ、固溶Ｎ量の測定、再結晶率の測定（組織調査）、引張試験、硬さ試験、および焼付硬化試験を実施した。試験方法は実施例１と同様とした。なお、これら鋼板表面には、焼鈍前にNiめっきを施しさらに連続焼鈍を行って表面にNiの拡散層を形成した。なお、２次圧延で圧下率を20％と高めた冷延鋼板（鋼板No. 12）を従来例（ＤＲ鋼板）とした。
【００５５】
これらの結果を表５に示す。
【００５６】
【表４】
0004244486.tif 000005
【００５７】
【表５】
0004244486.tif 000006
【００５８】
本発明の冷延鋼板（本発明例）は、２次圧延の圧下率を高くすることなく（すなわち、ＤＲ法を適用することなく）塗装焼付処理後の引張強さの増加量が30 MPa以上、かつ焼付硬化量が100 MPa 以上で、塗装焼付処理後の降伏強さが550MPa以上で、ＤＲ８相当の硬さを有する、従来にない優れた特性を有する高強度極薄鋼板となっている。また、本発明例は、Ｌ方向、Ｃ方向の強度差がＤＲ材（従来例）に比べ少ない。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、塗装焼付硬化量が少なく、塗装焼付処理後の引張強さの増加量も少なく、低強度である。
【００５９】
ついで、これら鋼板に、電気錫めっきラインにて錫めっき処理（めっき目付量25g/m2）を施し、さらにインラインにて、リフロー処理を行い、島状の錫相を有する錫めっき鋼板とした。
これら錫めっき鋼板について、冷延鋼板と同様に特性を調査したが、めっき前の冷延鋼板の特性とほとんど変化はなかった。
【００６０】
また、これら錫めっき鋼板に樹脂層を塗装焼付けし、３ピース缶（缶径60mm）に成形して、軸方向圧縮強度および缶胴部の凹みに対する抵抗を評価した。缶胴部の凹みに対する抵抗は、実施例１と同様な方法で評価した。その結果、本発明例は同一の調質度のＤＲ鋼板（従来例）を用いて錫めっきを行った従来例と比べていずれの強度も平均でほぼ25％程度改善された。
【００６１】
【発明の効果】
本発明によれば、従来、焼鈍後に高圧下率の２次圧延を実施して初めて得られていた高硬質材を、焼鈍ままあるいは10％以下の低い圧下率の２次圧延で得ることができ、しかも、焼付硬化量が100MPa以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量が30MPa 以上と、優れた焼付硬化性を有し、塗装焼付処理後の降伏応力550MPa以上を有する缶用鋼板として用途の拡大が可能となり、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の鋼板は、強度の増加が圧延方向および圧延直角方向いずれの強度も上昇し異方性が小さく、より有効に缶体強度の増加に寄与できるという効果がある。