JP6540769B2

JP6540769B2 - 高強度極薄鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6540769B2
Application number: JP2017187300A
Authority: JP
Inventors: 芳恵椎森; 佑哉河合; 勇人齋藤; 房亮假屋; 克己小島
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-10-04
Filing date: 2017-09-28
Publication date: 2019-07-10
Anticipated expiration: 2037-09-28
Also published as: JP2018059196A

Description

本発明は、容器用鋼板に代表される高強度極薄鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、スチール缶の需要を拡大するため、製缶コストを低減する策がとられている。

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。そのため、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。したがって、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ない。そこで、高強度で極薄の鋼板が望まれている。

現在、高強度で極薄な鋼板は、焼鈍後に２次冷間圧延を施すＤｏｕｂｌｅＲｅｄｕｃｅ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（以下、ＤＲ材とも称する。）は高強度であるが、２次冷間圧延に伴う加工硬化により全伸びが小さく（延性に乏しく）加工性が劣るという特徴がある。また、通常の焼鈍後調質圧延を行う鋼板に比べて通過工程数が多いため、コストが高くなる。

このようなＤＲ材の欠点を回避するため、種々の強化法を用いて、２次冷間圧延工程を省略し、１次冷間圧延と焼鈍工程で特性を制御するＳｉｎｇｌｅＲｅｄｕｃｅ法 (ＳＲ法) により高強度鋼板を製造する方法が提案されている。

特許文献１では、焼鈍工程において再結晶が完了する高温ではなく、再結晶率：６０〜９０％の部分再結晶状態となるように焼鈍を行うことで、塗装焼付処理後の降伏応力：５５０ＭＰａ以上の高強度を得る技術が開示されている。

特許文献２では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂによる析出強化および結晶粒微細化の複合的な組み合わせにより、４５０〜５５０ＭＰａの高強度と２０％以上の全伸びを両立する鋼板を得る技術が開示されている。

特許文献３では、Ｎによる固溶強化、Ｎｂ析出物による析出強化、および１〜１９％の二次圧延による加工硬化を組み合わせることで、４５０〜６３０ＭＰａの上降伏応力と１３％以上の全伸びを両立する鋼板を得る技術が開示されている。

特開２００１−１０７１８７号公報特開２００８−２７４３３２号公報特許第５９３９３６８号公報

上述したように、薄ゲージ化（薄肉化）するためには缶体の強度確保のために、鋼板強度を高めることが必要である。一方、加工度が高い缶胴加工により成形される缶（例えば、拡缶加工のような缶胴加工により成形される缶体、ビード加工のような缶胴加工により成形される缶体、フランジ加工により成形される缶体）に素材として鋼板を用いる場合には、鋼板の割れが発生しないように、高延性の鋼板を適用する必要がある。

以上の特性について、上記従来技術では、高強度、高延性 (全伸び) の両立が達成されていない。

特許文献１では、再結晶率：６０〜９０％の部分再結晶状態となるよう焼鈍を行うことで高強度を達成している。しかし、部分再結晶状態であるため、延性が低下する。

特許文献２では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂによる析出強化および結晶粒微細化の複合的な組み合わせにより高強度と高延性の両立を達成している。しかし、本発明で解決しようとしている５５０ＭＰａ以上の高強度には達していない。

特許文献３では、Ｎによる固溶強化、Ｎｂ析出物による析出強化、および１〜１９％の二次圧延による加工硬化を組み合わせることで高強度と高延性を両立している。しかし、実施例では、５５０ＭＰａ以上の高強度と１５％以上の全伸びの両立を達成している例はない。

本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、優れた延性を有する高強度極薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、前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、固溶強化の複合的な組み合わせに着目した。そして、Ｎｂ析出物による析出強化、固溶元素およびＮｂ析出物のピン止め効果による結晶粒微細化強化、固溶Ｎ、Ｐによる固溶強化を組み合わせることで延性が劣ることなく高強度化できることを見出した。

また、鋼板の組織を一部に微細なフェライト粒を含む組織とすることで、微細なフェライト粒による強度上昇と、比較的粗なフェライト粒による延性向上の両立が図れることを見出した。具体的には、粒度番号１２．５以上の微細なフェライト粒を面積％で１０％以上有する組織とすることで、高強度の達成と高い延性との両立が図れることを見出した。

さらに、製造方法においては、焼鈍工程における５５０℃から最高到達板温までの平均昇温速度を適切に調整することで、目的とする組織を有する極薄鋼板が得られることも見出した。

以上のように、本発明は、成分組成、製造方法をトータルで管理することで、高強度と高延性を両立する極薄鋼板が製造可能であることを知見し、本発明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］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％超え０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．２０％以下、Ｐ：０．０２０％超え０．２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、フェライト組織を主体とし、該フェライト組織の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、粒度番号１２．５以上のフェライト粒をフェライト組織全体に対し面積％で１０％以上有し、塗装焼付処理後または塗装焼き付け相当の加熱処理後の上降伏応力が５５０ＭＰａ以上、全伸びが１５％以上である、板厚０．４ｍｍ以下の高強度極薄鋼板。
［２］上記［１］に記載の高強度極薄鋼板の製造方法であって、鋼スラブを仕上げ圧延温度：８２０℃以上で圧延し、巻取温度：５００〜７２０℃で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延後、圧下率：８０％以上で冷間圧延する一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延工程後、５５０℃から最高到達板温まで平均昇温速度：５℃/ｓｅｃ．以上で昇温し、最高到達板温：６５０〜８００℃とし、６５０〜８００℃の温度域での保持時間：５５ｓｅｃ．以下で加熱を行い、前記加熱後冷却するにあたり、６５０℃から３５０℃までの温度範囲を１９ｓｅｃ．以内とする焼鈍工程と、前記焼鈍工程後、圧下率：５％以下で調質圧延を行う調質圧延工程とを有する高強度極薄鋼板の製造方法。
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、本発明において、高強度極薄鋼板とは、上降伏応力が５５０ＭＰａ以上の鋼板である。

本発明によれば、５５０ＭＰａ以上の上降伏応力、１５％以上の全伸びを有する高強度と高延性を両立する極薄鋼板が得られる。

さらに、本発明であれば、鋼板の高強度化により、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。また、高延性により、溶接缶で用いられるビード加工、拡缶加工のような缶胴加工、フランジ加工などの加工度の高い加工を行うことが可能となる。

まず、本発明の高強度極薄鋼板の成分組成について説明する。

Ｃ：０．０２０％超え０．０８０％以下
本発明の極薄鋼板においては、５５０ＭＰａの上降伏応力の達成が必要である。そのためには、Ｎｂを含有させることで生ずるＮｂ析出物 (ＮｂＣ等) による析出強化を利用することが重要となる。Ｎｂ析出物の生成には鋼板のＣ量が重要であり、具体的には、０．０２０％超えのＣ含有量が必要である。一方で、Ｃ量の増加は鉄炭化物の生成を促進し、伸びの低下の要因となる。そのため、Ｃ含有量は０．０８０％以下とする。

Ｓｉ：０．０４％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０．０４％以下とする。

Ｍｎ：０．１０％以上１．２０％以下
Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を増加させる元素である。目標とする上降伏応力を得るためには、Ｍｎ含有量を０．１０％以上とする必要がある。よって、Ｍｎ含有量の下限は０．１０％とする。一方、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えると、表面に濃化してＭｎ酸化物が生成し、耐食性に悪影響を及ぼす。よって、Ｍｎ含有量の上限は１．２０％とする。

Ｐ：０．０２０％超え０．２０％以下
Ｐは固溶強化能の大きな元素である。また、Ｐはフェライト粒界に作用し、フェライト粒の成長を阻害する役割を担うため、後述する粒度番号１２．５以上の微細粒の生成に重要な元素である。十分な固溶強化を得る観点から、目標とする上降伏応力を得るためには、Ｐ含有量を０．０２０％超えとする必要がある。一方、Ｐは過剰に含有することで、耐食性を劣化させる元素であり、０．２０％を超えると耐食性が劣る。以上より、Ｐ含有量は０．０２０％超え０．２０％以下とする。なお、好ましくは、Ｐ含有量は０．０４０％以上とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．１８０％以下とする。より好ましくは、Ｐ含有量は０．１６０％以下とする。

Ｓ：０．０２０％以下
本発明鋼はＮ、Ｃ含有量が高く、また、スラブ割れの原因となる析出物を形成するＮｂを含むため、連続鋳造時矯正帯でスラブエッジが割れやすくなる。スラブエッジ割れを防止する点から、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。

Ａｌ：０．１０％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ため、焼鈍温度を高く設定する必要がある。本発明においては、強度を増加させるために含有する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ため、Ａｌによる再結晶温度の上昇は極力回避することが必要である。よって、Ａｌの含有量は０．１０％以下とする。

Ｎ：０．０１２０％超え０．０２０％以下
Ｎは固溶強化能が大きく、固溶強化による強度上昇に必要な元素である。Ｎの固溶強化により十分な強度上昇を得るためには、Ｎ含有量は０．０１２０％超えとする必要がある。よって、Ｎ含有量の下限は０．０１２０％超えとする。一方、Ｎを過剰に添加すると、連続鋳造時、温度が低下する下部矯正帯でスラブエッジ割れが生じやすくなる。よって、Ｎ含有量の上限は０．０２０％以下とする。なお、好ましくは、Ｎ含有量は０．０１３０％以上とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．０１８０％以下とする。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０１７０％以下とする。

Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下
Ｎｂは析出物生成能の高い元素であり、微細な析出物を生じ、上降伏応力を上昇させる。また、微細なＮｂ析出物はフェライト粒を細粒化し、強度の上昇をもたらす。後述する、粒度番号１２．５以上の微細なフェライト粒を得るためには、上記Ｐに加えてＮｂの含有が必要となる。本発明において、目標の強度を得るためには０．００５％以上のＮｂの含有が必要である。よって、Ｎｂ含有量の下限は０．００５％以上とする。一方、Ｎｂは再結晶温度の上昇をもたらすため、０．０３０％超えでＮｂを含有すると、本発明で記載している最高到達板温：６５０〜８００℃、６５０〜８００℃の温度域での保持時間：５５ｓｅｃ．以下の加熱での焼鈍では未再結晶粒が残存する。よってＮｂ含有量の上限は０．０３０％以下とする。なお、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００７％以上とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０２８％以下とする。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とする。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０２５％以下とする。

上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。

次に、本発明の組織、特性について説明する。

本発明の高強度極薄鋼板は、フェライト組織を主体とする。強度と延性の確保の観点から、本発明の高強度極薄鋼板では、フェライト組織の面積率が組織全体の７０％以上であることが好ましい。より好ましくはフェライト組織の面積率が９０％以上であり、さらに好ましくは９５％以上である。フェライト組織の他には、セメンタイト、パーライト等の組織が含まれていてもよい。また、全伸びを１５％以上とする観点から、本発明鋼のフェライト組織は、好ましくは再結晶組織である。

フェライト組織の平均結晶粒径が８μｍ以下
フェライト組織の平均結晶粒径は、鋼板の上降伏応力に影響を及ぼす。フェライト組織の平均結晶粒径が８μｍを超えると目的とする上降伏応力を確保できないため、フェライト組織の平均結晶粒径は８μｍ以下とする。好ましくは６μｍ以下である。なお、フェライト組織の平均結晶粒径は、例えばＪＩＳＧ０５５１の切断法によるフェライト組織の平均結晶粒径に準じて測定するものとする。また、フェライト組織の平均結晶粒径は成分、冷間圧下率、焼鈍条件等により目標値に制御することが可能である。

粒度番号１２．５以上のフェライト粒がフェライト組織全体に対し面積％で１０％以上
粒度番号１２．５以上のフェライト粒を１０％以上有する組織とすることにより、粒度番号１２．５以上の微細粒による強度上昇と、比較的粗なフェライト粒による延性向上の両立が達成される。粒度番号１２．５以上のフェライト粒の割合が１０％を下回ると、目標とする強度と延性を共に達成することが困難となる。よって、粒度番号１２．５以上のフェライト粒の割合はフェライトフェライト組織全体に対し面積％で１０％以上とする。好ましくは１５％以上である。一方、２５％を超えるとフェライト粒の微細化により高強度は得られるものの、組織全体に対する微細なフェライト粒の占める割合が極端に大きくなることで、全伸びが低下し、高強度と高延性の両立が困難となる恐れがある。よって２５％以下が好ましい。なお、フェライト粒の粒度番号は、ＪＩＳＧ０５５１の定義に従うものとする。また、粒度番号１２．５以上のフェライト粒の割合は、後述する実施例記載の方法にて求めることができる。

上降伏応力５５０ＭＰａ以上
本発明鋼の適用対象である溶接缶のデント強度等を確保するために、塗装焼付処理後または塗装焼き付け相当の加熱処理後の上降伏応力は５５０ＭＰａ以上とする。上記成分組成を採用するとともに、例えば後述する製造条件を採用することで、鋼板の上降伏応力を５５０ＭＰａ以上に制御可能である。上降伏応力は、製缶されてから５５０ＭＰａを達成していればよいが、通常、缶製造時に塗装焼き付けを行うため塗装焼付処理後または塗装焼き付け相当の加熱処理後の上降伏応力は５５０ＭＰａ以上とする。なお、塗装は鋼板に比較して薄いため、上降伏応力の測定値に影響はない。

なお、本発明において、塗装焼付処理または塗装焼き付け相当の加熱処理とは、通常、当業者が行う方法で行うことができる。例えば、１５０〜３００℃、５〜３０分の塗装焼付け処理または塗装焼き付け相当の熱処理である。好ましくは、２１０℃、１０分の塗装焼付け処理または塗装焼き付け相当の熱処理とする。

全伸び１５％以上
全伸びが１５％を下回ると、例えば、本発明鋼の適用対象である、拡缶加工、ビード加工、フランジ加工等の高い加工性の加工を伴う缶への適用が困難となる。従って、全伸びの下限は１５％以上とする。なお、全伸びは、上記成分組成を採用するとともに、例えば後述する製造条件を採用することで目標値に制御可能である。

板厚が０．４ｍｍ以下
現在、製缶コストの低減を目的として、鋼板の薄肉化が進められている。しかしながら、鋼板の薄肉化、すなわち、鋼板板厚の低減に伴って、缶体強度の低下が懸念される。これに対して、本発明の高強度極薄鋼板は、板厚が薄い場合でも、缶体強度を低下させることがない。板厚が薄い場合に、高延性かつ高強度という本発明の効果が顕著にでる。この点から、板厚は０．４ｍｍ以下とする。好ましくは０．３ｍｍ以下、より好ましくは０．２ｍｍ以下である。

次に、本発明の高強度極薄鋼板の製造方法の一例について説明する。
本発明の高強度極薄鋼板の製造方法は、上記成分組成からなる鋼スラブを仕上げ圧延温度：８２０℃以上で圧延し、巻取温度：５００〜７２０℃で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延後、必要に応じて酸洗し、圧下率：８０％以上で冷間圧延する一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延工程後、５５０℃から最高到達板温までの平均昇温速度：５℃/ｓｅｃ．以上で昇温し、最高到達板温：６５０〜８００℃とし、６５０〜８００℃の温度域での保持時間：５５ｓｅｃ．以下で加熱を行い、前記加熱後冷却するにあたり、６５０℃から３５０℃までの温度範囲を１９ｓｅｃ．以内とする焼鈍工程と、前記焼鈍工程後、圧下率：５％以下で調質圧延を行う調質圧延工程とを有する。

圧延素材となる鋼について説明する。鋼は、上述の成分組成に調整された溶鋼を、転炉等を用いた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ことで得られる。

上記により得られた鋼に対して、仕上げ圧延温度：８２０℃以上で圧延し、巻取温度：５００〜７２０℃で巻取る熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造する。熱間圧延の圧延開始時には、鋼の温度を１２００℃以上１２５０℃以下（スラブ加熱温度）にするのが好ましい。

仕上げ圧延温度：８２０℃以上
仕上げ圧延温度が８２０℃未満では、オーステナイト相とフェライト相の２層域での圧延となるため粒成長し、熱間圧延後の鋼板の組織が粗大粒となる。そして、冷間圧延し焼鈍した後の鋼板の結晶粒が粗大化することで、上降伏応力が低下するため目標とする上降伏応力が得られない。よって、熱間圧延工程における仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。また、熱間圧延時の仕上げ圧延温度が９９０℃を超えた場合、スケールが発生するため、仕上げ圧延温度は９９０℃以下が好ましい。

巻取温度：５００〜７２０℃
巻取温度が５００℃未満では、ランナウトテーブルで急冷されることにより幅方向の温度分布が不均一となり、材質の不均一や幅方向の形状不良の要因となる。そのため、巻取温度の下限は５００℃以上とする。一方、巻取温度が７２０℃を超えると、鋼板のスケール厚みが増大し、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。そのため、巻取温度の上限は７２０℃以下とする。

次いで、必要に応じて酸洗し、圧下率：８０％以上で１次圧延する１次冷間圧延を施す。

なお、必要に応じて行う酸洗はスケールを除去する目的であり、酸洗方法は特に限定しない。鋼板の表層スケールが除去できればよく、通常行われる方法により酸洗することができる。また、酸洗以外の化学的除去や、機械的除去等の方法でスケールを除去してもよい。

１次冷間圧延における圧下率：８０％以上
１次冷間圧延における圧下率は、本発明において重要な要件の一つである。１次冷間圧延での圧下率が８０％未満では、上降伏応力が５５０ＭＰａ以上の鋼板を製造することは困難である。従って、圧下率は８０％以上とする。好ましくは、８５％以上である。

なお、熱間圧延工程後１次冷間圧延工程前に適宜他の工程が含まれても良い。また、熱間圧延工程の直後に酸洗を行わずに１次冷間圧延工程を行っても良い。

次いで、一次冷間圧延工程後、５５０℃から最高到達板温まで平均昇温速度：５℃/ｓｅｃ．以上で昇温し、最高到達板温：６５０〜８００℃とし、６５０〜８００℃の温度域での保持時間：５５ｓｅｃ．以下で加熱を行い、加熱後冷却するにあたり、６５０℃から３５０℃までの温度範囲を１９ｓｅｃ．以内とする焼鈍を行う。

５５０℃から最高到達板温まで平均昇温速度５℃/ｓｅｃ．以上で昇温
上記のＰ、Ｎｂの添加に加え、焼鈍時の５５０℃から最高到達板温までの平均昇温速度を５℃/ｓｅｃ．以上に制御することにより、粒度番号１２．５以上の微細粒を面積％で１０％以上有する組織を得ることが可能となる。これは、鋼板の加熱速度が大きくなることにより、鋼板中に固溶元素の濃度勾配が生じ、固溶元素の濃度が濃い部分では粒成長が極端に抑制されるためである。５５０℃から最高到達板温までの平均昇温速度が５℃/ｓｅｃ．未満の場合では、鋼板中の固溶元素が均一となり、固溶元素が濃化する領域を作ることが出来ず、微細粒を含む組織を得ることが出来ない。よって、焼鈍時の５５０℃から最高到達板温までの平均昇温速度は５℃/ｓｅｃ．以上とする。平均昇温速度を制御する温度域は５５０℃から最高到達板温までである。再結晶はＦｅ原子の拡散を伴うため、再結晶組織を制御するためには、Ｆｅ原子が拡散可能な５５０℃以上の温度域の昇温速度を制御することが重要となる。そのため、平均昇温速度を制御する温度域を５５０℃から最高到達板温までとする。

焼鈍時の最高到達板温：６５０〜８００℃
鋼板の組織をより均一とするために、焼鈍時の最高到達板温は６５０℃以上とする。一方、焼鈍時の最高到達板温が８００℃を超える条件で連続焼鈍するためには、鋼板の破断を防止するために、鋼板の搬送速度を低下させる必要があり、生産性が低下する。そのため、焼鈍時の最高到達板温は６５０℃以上８００℃以下とする。好ましくは、６６０℃以上７６０℃以下である。

焼鈍時の６５０〜８００℃の温度域での保持（加熱）時間：５５ｓｅｃ．以下
焼鈍時の６５０〜８００℃の温度域での保持時間が５５ｓｅｃ．を超えるような搬送速度の条件では生産性を確保できないため、焼鈍時の６５０〜８００℃の温度域での保持時間は５５ｓｅｃ．以下とする。また、保持時間の下限については規定をしていないが、保持時間を短縮するために搬送速度を速くすると、蛇行させずに安定的に搬送することが困難となる。そのため、１０ｓｅｃ．を下限とすることが好ましい。

焼鈍の加熱後冷却：６５０℃から３５０℃までの温度範囲を１９ｓｅｃ．以内に急冷
焼鈍の加熱後に急冷処理を行う。６５０℃から３５０℃までの冷却速度の制御により、Ｃの析出を抑制し、固溶Ｃによる固溶強化を積極的に利用することで、目標とする上降伏応力を得る。
６５０℃から３５０℃までの温度範囲は急速に冷却することが重要であり、１９ｓｅｃ．以内に急冷する。好ましくは１０ｓｅｃ．以内で急冷する。一方、１ｓｅｃ．未満では著しい急冷により通板中の鋼板が破断する恐れがある。よって、１ｓｅｃ．以上が好ましい。なお、３５０℃未満の領域の冷却速度は特に限定するものではないが、３５０℃から１５０℃まで２００ｓｅｃ．以内に冷却することが好ましい。

なお、焼鈍には連続焼鈍装置を用いればよい。また、１次冷間圧延工程後焼鈍工程前に適宜他の工程が含まれても良いし、１次冷間圧延工程の直後に焼鈍工程を行っても良い。

調質圧延工程
焼鈍工程後、圧下率：５％以下の調質圧延を行う。圧下率を大きくすると、加工時に導入される歪みが大きくなり、全伸びが低下する。本発明では、極薄材において１５％以上の全伸びを確保する必要があるため、調質圧延工程における圧下率は５％以下とする。また、圧下率の下限については規定をしていないが、調質圧延工程には鋼板の表面粗さを付与する役割があり、鋼板に表面粗さを均一に付与するために、圧下率は１％以上とすることが好ましい。

なお、焼鈍工程後調質圧延工程前に適宜他の工程が含まれても良いし、焼鈍工程の直後に調質圧延工程を行っても良い。

以上により、本発明の高強度極薄鋼板が得られる。なお、本発明では、調質圧延工程後に、さらに種々の工程を行うことが可能である。例えば、本発明の高強度極薄鋼板に対して、さらに鋼板表面にめっき層を有していてもよい。めっき層としては、Ｓｎめっき層、ティンフリー等のＣｒめっき層、Ｎｉめっき層、Ｓｎ−Ｎｉめっき層などである。また、塗装焼付け処理工程、フィルムラミネート等の工程を行ってもよい。

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、鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを１２００℃で再加熱した後、熱間圧延を行った。次いで、通常の方法にて酸洗後、一次冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。得られた冷延鋼板に対して、表１に示す条件で焼鈍を行った。次いで、調質圧延を施し、極薄鋼板を得た。なお、詳細な製造条件は表２に示す。

以上により得られた極薄鋼板に対して、２１０℃、１０分の塗装焼付け処理に相当する熱処理を行った後、引張試験を行い上降伏応力及び全伸びを測定した。また、フェライト組織の平均結晶粒径、粒度番号１２．５以上のフェライト粒の割合を測定した。測定方法は以下の通りである。

引張試験は、圧延方向に対して平行な方向を引張方向とする小型試験片 (平行部長さ：３０ｍｍ、平行部幅：１２．５ｍｍ、標点間距離：２５ｍｍ)を採取し、２１０℃、１０分の塗装焼付相当処理を施した後に、引張速度１０ｍｍ/分で引張試験を行い、上降伏応力、全伸びを測定した。

ミクロ組織は、サンプルを研磨して、ナイタル液で結晶粒界を腐食させて、光学顕微鏡で観察した。

フェライト組織の平均結晶粒径は、上記のようにして観察したミクロ組織について、ＪＩＳＧ０５５１の切断法を用いて、圧延方向断面で測定した。

粒度番号１２．５以上の粒の面積率は、上記のようにして観察したミクロ組織について、観察視野内の各フェライト粒の面積から粒度番号を算出し、粒度番号１２．５以上であるフェライト粒の占める面積を視野内のフェライト組織の面積で割ることにより算出した。測定は圧延方向断面で行った。なお、フェライト粒の粒度番号はＪＩＳＧ０５５１の定義に従うものとした。

以上により得られた結果を製造条件と併せて、表２に示す。

表２より、本発明例では、５５０ＭＰａ以上の上降伏応力と１５％以上の全伸びとを両立する、高延性かつ高強度な極薄鋼板が得られていた。

本発明によれば、高延性かつ高強度な極薄鋼板が得られる。本発明は、容器用鋼板、特に高加工度の缶胴加工を伴う３ピース缶などの、高い延性と強度、また板厚が薄いことが求められる用途に最適である。

Claims

成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％超え０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．２０％以下、Ｐ：０．０２０％超え０．２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
組織は、フェライト組織が面積率で組織全体の７０％以上とし、該フェライト組織の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、粒度番号１２．５以上のフェライト粒をフェライト組織全体に対し面積％で１０％以上２５％以下を有し、
塗装焼付処理後または塗装焼き付け相当の加熱処理後の上降伏応力が５５０ＭＰａ以上、全伸びが１５％以上である、
板厚０．４ｍｍ以下の高強度極薄鋼板。
請求項１に記載の高強度極薄鋼板の製造方法であって、鋼スラブを仕上げ圧延温度：８２０℃以上で圧延し、巻取温度：５００〜７２０℃で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後、圧下率：８０％以上で冷間圧延する一次冷間圧延工程と、
前記一次冷間圧延工程後、５５０℃から最高到達板温まで平均昇温速度：５℃/ｓｅｃ．以上で昇温し、最高到達板温：６５０〜８００℃とし、６５０〜８００℃の温度域での保持時間：５５ｓｅｃ．以下で加熱を行い、前記加熱後冷却するにあたり、６５０℃から３５０℃までの温度範囲を１９ｓｅｃ．以内とする焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後、圧下率：５％以下で調質圧延を行う調質圧延工程と
を有する高強度極薄鋼板の製造方法。