JP5907315B1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
良好な成形性（加工性）および強度を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．７０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０７０％以下、Ｎ：０．０１２０％以上０．０１８０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、含有する前記Ｎの内、固溶ＮとしてのＮ含有量が０．０１００％以上であり、フェライト平均粒径が７．０μｍ以下であり、表面から板厚の１／４深さ位置の転位密度が４．０×１０１４ｍ−２以上２．０×１０１５ｍ−２以下であり、時効処理後の圧延直角方向の引張強さが５３０ＭＰａ以上、伸びが７％以上であることを特徴とする高強度鋼板とする。
Description
本発明は、食料缶や飲料缶の製造に用いられる缶容器材料に適した高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、特に優れた成形性を有するため、易開封蓋（ＥＯＥ）や溶接缶胴の製造に好ましく適用できる。
飲料缶や食料缶の製造に用いられ、蓋や底、３ピース缶の胴などに成形される缶用鋼板として、ＤＲ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｒｅｄｕｃｅｄ）材と呼ばれる鋼板が用いられる場合がある。ＤＲ材とは焼鈍の後に再度、冷間圧延を行って製造された鋼板である。ＤＲ材は、圧延率の小さい調質圧延のみを行うＳＲ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｒｅｄｕｃｅｄ）材に比べて、容易に、硬質化させつつ板厚を薄くすることができる。
近年、環境負荷低減およびコスト削減の観点から、飲料缶や食料缶に用いられる鋼板の使用量削減が求められている。このため、鋼板の薄肉化が容易なＤＲ材を缶用鋼板として利用することの要望が大きくなっている。
しかし、ＤＲ材は、加工硬化により硬質化しているため、一般的に成形性が低く、ＤＲ材を缶用鋼板として好ましく利用するためには、ＤＲ材の成形性を改善する必要がある。例えば、成形性を改善したＤＲ材が特許文献１、２で提案されている。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．０６％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．０５％〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０２％〜０．１０％、Ｎ：０．００８％〜０．０１５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板中の固溶Ｎ量（Ｎｔｏｔａｌ−ＮａｓＡｌＮ）が０．００６％以上であり、時効処理後の圧延方向の全伸び値が１０％以上、時効処理後の板幅方向の全伸び値が５％以上、かつ、時効処理後の平均ランクフォード値が１．０以下であることを特徴とするＤＲ鋼が提案されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０４％超０．０８％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５〜０．０２％以下を含有し、鋼板中に固溶する固溶Ｃおよび固溶Ｎの合計が５０ｐｐｍ≦固溶Ｃ＋固溶Ｎ≦２００ｐｐｍの関係を満たし、鋼板中の固溶Ｃが５０ｐｐｍ以下であり、鋼板中の固溶Ｎが５０ｐｐｍ以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフランジ成形性に優れた高強度溶接缶用薄鋼板が提案されている。
しかし、上記従来技術には下記に示す問題がある。
特許文献１に記載された技術では、ＥＯＥ缶のリベット加工の段数など条件によっては必ずしも良好な成形性が得られない。また、特許文献１に記載された技術では、３ピース缶のフランジ加工性などの加工性が十分では無い。
特許文献２に記載された技術では、ＥＯＥ缶製造のために必要なリベット成形性が不十分である。また、固溶Ｃ量を低減させるために長時間の過時効処理が必要であり、製造効率が低下する。
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、上述した従来技術の問題を解決し、良好な成形性（加工性）および強度を有する高強度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、上記課題を解決するために鋭意研究を行った。その結果、鋼成分、熱間圧延条件、冷間圧延条件、焼鈍条件、および二次冷間圧延条件（ＤＲ条件）を最適化することで、時効処理後の圧延直角方向の引張強さが５３０ＭＰａ以上、伸びが７％以上になることを見出した。さらに、フェライト平均粒径、板厚１／４部の転位密度が、上記引張強さと上記伸びの両立に寄与することを見出し、本発明を完成するに至った。具体的には、本発明は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．７０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０７０％以下、Ｎ：０．０１２０％以上０．０１８０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、含有する前記Ｎの内、固溶ＮとしてのＮ含有量が０．０１００％以上であり、フェライト平均粒径が７．０μｍ以下であり、表面から板厚の１／４深さ位置の転位密度が４．０×１０１４ｍ−２以上２．０×１０１５ｍ−２以下であり、時効処理後の圧延直角方向の引張強さが５３０ＭＰａ以上、伸びが７％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
（２）（１）に記載の高強度鋼板の製造方法であって、スラブを加熱温度１１８０℃以上にて加熱し、熱延仕上げ温度８２０〜９００℃として圧延し、巻取り温度６４０℃以下にて巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、酸洗して、８５％以上の圧延率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、６２０℃以上６９０℃以下で焼鈍する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後、圧延率８〜２０％の二次冷間圧延を行う二次冷間圧延工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
本発明の高強度鋼板は、特定の成分組成からなり、フェライト平均粒径が７．０μｍ以下であり、表面から板厚の１／４深さ位置の転位密度が４．０×１０１４ｍ−２以上２．０×１０１５ｍ−２以下であることで、時効処理後の圧延直角方向の引張強さが５３０ＭＰａ以上、伸びが７％以上になる。
上記の通り、本発明の高強度鋼板は高成形性を有するため、リベット加工やフランジ加工を施して成形する用途にも好ましく適用できる。特に、本発明の高強度鋼板は、引張強さが５３０ＭＰａ以上であり、充分な強度を有するため、従来のものより板厚を抑えても高品質な缶胴や缶蓋になる。板厚を薄くすることで、省資源化、低コスト化を実現できる。
また、成形性及び強度の点において優れる本発明の高強度鋼板は、各種金属缶のみならず、乾電池内装缶、各種家電・電気部品、自動車用部品等の幅広い範囲への適用も期待できる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の高強度鋼板は、特定の成分組成を有し、フェライト平均粒径、板厚１／４位置の転位密度が特定の範囲になるように調整されている。その結果、本発明の高強度鋼板は高強度であるとともに成形性に優れる。以下、成分組成、フェライト平均粒径、板厚１／４位置の転位密度、高強度鋼板の材質（高強度、高成形性）、高強度鋼板の製造方法の順で説明する。
＜成分組成＞
本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．７０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０７０％以下、Ｎ：０．０１２０％以上０．０１８０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。そして、含有する上記Ｎの内、固溶ＮとしてのＮ含有量が０．０１００％以上である。以下、各成分について説明する。以下の説明において「％」は「質量％」を意味する。
本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．７０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０７０％以下、Ｎ：０．０１２０％以上０．０１８０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。そして、含有する上記Ｎの内、固溶ＮとしてのＮ含有量が０．０１００％以上である。以下、各成分について説明する。以下の説明において「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１０％以上０．０８０％以下
Ｃは鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｃ含有量を０．０１０％以上とすることで、時効処理後の圧延直角方向の引張強さを５３０ＭＰａ以上とすることができる。Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、時効処理後の圧延直角方向の伸びが７％未満に低下し、鋼板のフランジ加工性やリベット成形性が低下する。そこで、Ｃ含有量を０．０８０％以下とする必要がある。良好なフランジ加工性やリベット成形性を確保する観点からＣ含有量を０．０４０％未満とすることが好ましい。Ｃ含有量が多いほどフェライト平均粒径を微細化することができるため、鋼板を高強度とするためにはＣ含有量を０．０２０％以上とすることが好ましい。
Ｃは鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｃ含有量を０．０１０％以上とすることで、時効処理後の圧延直角方向の引張強さを５３０ＭＰａ以上とすることができる。Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、時効処理後の圧延直角方向の伸びが７％未満に低下し、鋼板のフランジ加工性やリベット成形性が低下する。そこで、Ｃ含有量を０．０８０％以下とする必要がある。良好なフランジ加工性やリベット成形性を確保する観点からＣ含有量を０．０４０％未満とすることが好ましい。Ｃ含有量が多いほどフェライト平均粒径を微細化することができるため、鋼板を高強度とするためにはＣ含有量を０．０２０％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５％以下
鋼板がＳｉを多量に含有すると、表面濃化により鋼板の表面処理性が劣化し、鋼板の耐食性が低下する。このためＳｉ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは０．０３％以下である。
鋼板がＳｉを多量に含有すると、表面濃化により鋼板の表面処理性が劣化し、鋼板の耐食性が低下する。このためＳｉ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは０．０３％以下である。
Ｍｎ：０．１０％以上０．７０％以下
Ｍｎは、固溶強化により鋼板の硬度を向上させる効果を有する。また、ＭｎはＭｎＳを形成することで、鋼中に含まれるＳに起因する熱間延性の低下を防止する効果を有する。この効果を得るためにはＭｎ含有量を０．１０％以上にすることが必要である。さらにＭｎには粒径を微細化する効果があるため、Ｍｎ含有量を０．２０％以上にすることが好ましい。さらに、Ｎの拡散速度を低下させることで、ＡｌＮの生成を抑制して、固溶Ｎを確保しやすくする効果があり、特に引張強さを５９０ＭＰａ以上に高強度化する場合に有効である。このため、Ｍｎ含有量を０．５０％超にすることが更に好ましい。また、Ｍｎを過剰に添加しても上記の効果が飽和するだけでは無く、顕著に伸びが低下するため、Ｍｎ含有量は０．７０％以下とする。
Ｍｎは、固溶強化により鋼板の硬度を向上させる効果を有する。また、ＭｎはＭｎＳを形成することで、鋼中に含まれるＳに起因する熱間延性の低下を防止する効果を有する。この効果を得るためにはＭｎ含有量を０．１０％以上にすることが必要である。さらにＭｎには粒径を微細化する効果があるため、Ｍｎ含有量を０．２０％以上にすることが好ましい。さらに、Ｎの拡散速度を低下させることで、ＡｌＮの生成を抑制して、固溶Ｎを確保しやすくする効果があり、特に引張強さを５９０ＭＰａ以上に高強度化する場合に有効である。このため、Ｍｎ含有量を０．５０％超にすることが更に好ましい。また、Ｍｎを過剰に添加しても上記の効果が飽和するだけでは無く、顕著に伸びが低下するため、Ｍｎ含有量は０．７０％以下とする。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐを多量に含有すると過剰な硬質化や中央偏析により成形性が低下する。また、Ｐを多量に含有すると耐食性が低下する。このためＰ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。
Ｐを多量に含有すると過剰な硬質化や中央偏析により成形性が低下する。また、Ｐを多量に含有すると耐食性が低下する。このためＰ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは鋼中で硫化物を形成して鋼板の熱間延性を低下させる。よって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓは鋼中で硫化物を形成して鋼板の熱間延性を低下させる。よって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
Ａｌ：０．００５％以上０．０７０％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。この効果を得るためにはＡｌ含有量を０．００５％以上にする必要がある。Ａｌは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。固溶Ｎが減少すると鋼板の強度が低下するためＡｌ含有量は、０．０７０％以下とする。固溶Ｎ量を安定的に０．０１００％以上確保する観点からはＡｌ含有量を０．０２０％以下とすることが好ましく、０．０１８％以下とすることがより好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。この効果を得るためにはＡｌ含有量を０．００５％以上にする必要がある。Ａｌは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。固溶Ｎが減少すると鋼板の強度が低下するためＡｌ含有量は、０．０７０％以下とする。固溶Ｎ量を安定的に０．０１００％以上確保する観点からはＡｌ含有量を０．０２０％以下とすることが好ましく、０．０１８％以下とすることがより好ましい。
Ｎ：０．０１２０％以上０．０１８０％以下、固溶Ｎ：０．０１００％以上
Ｎは固溶Ｎとして存在することで、鋼板の高強度化に寄与する。さらに、固溶Ｎが０．０１０％以上存在することで、二次冷間圧延時に転位の導入が促進され、高強度化と成形性のバランスが向上する。この効果のために、固溶ＮとしてのＮ含有量を０．０１００％以上にすることが必要である。さらに好ましくは、０．０１２０％以上である。そして、固溶Ｎ：０．０１００％以上にするためには、Ｎ含有量を０．０１２０％以上とすることが必要である。好ましくは、Ｎ含有量は０．０１３０％超である。固溶Ｎを安定的に０．０１２０％以上とするためには、（１）Ｍｎを０．５０％超で含有させること、（２）熱間圧延での巻取り温度を６４０℃以下、好ましくは６００℃以下、さらに好ましくは５８０℃以下とすること、（３）焼鈍温度を６９０℃以下、さらに好ましくは６８０℃未満とすること、の内１条件以上を組み合わせて、製造工程中でのＡｌＮの生成を抑制することが好ましい。より高い缶強度またはより薄肉化する場合として引張強さを６００ＭＰａ以上と高強度化する場合に伸び１０％以上の高い成形性とするためには、これら３条件全てを組み合わせることが好ましい。一方、Ｎを多量に含有すると、伸びが低下し、リベット成形性、フランジ加工性ともに低下する。そこで、Ｎ含有量は０．０１８０％以下とする。好ましくは０．０１７０％以下である。Ｎ含有量をこの範囲にすると、固溶ＮとしてのＮ含有量は０．０１８０％以下となる。
Ｎは固溶Ｎとして存在することで、鋼板の高強度化に寄与する。さらに、固溶Ｎが０．０１０％以上存在することで、二次冷間圧延時に転位の導入が促進され、高強度化と成形性のバランスが向上する。この効果のために、固溶ＮとしてのＮ含有量を０．０１００％以上にすることが必要である。さらに好ましくは、０．０１２０％以上である。そして、固溶Ｎ：０．０１００％以上にするためには、Ｎ含有量を０．０１２０％以上とすることが必要である。好ましくは、Ｎ含有量は０．０１３０％超である。固溶Ｎを安定的に０．０１２０％以上とするためには、（１）Ｍｎを０．５０％超で含有させること、（２）熱間圧延での巻取り温度を６４０℃以下、好ましくは６００℃以下、さらに好ましくは５８０℃以下とすること、（３）焼鈍温度を６９０℃以下、さらに好ましくは６８０℃未満とすること、の内１条件以上を組み合わせて、製造工程中でのＡｌＮの生成を抑制することが好ましい。より高い缶強度またはより薄肉化する場合として引張強さを６００ＭＰａ以上と高強度化する場合に伸び１０％以上の高い成形性とするためには、これら３条件全てを組み合わせることが好ましい。一方、Ｎを多量に含有すると、伸びが低下し、リベット成形性、フランジ加工性ともに低下する。そこで、Ｎ含有量は０．０１８０％以下とする。好ましくは０．０１７０％以下である。Ｎ含有量をこの範囲にすると、固溶ＮとしてのＮ含有量は０．０１８０％以下となる。
上記必須成分以外の残部は鉄および不可避的不純物である。
＜フェライト平均粒径：７．０μｍ以下＞
上記成分組成を満たし且つ板厚１／４深さ位置の転位密度が特定の範囲にある鋼板において、フェライト平均粒径が７．０μｍ以下になるようにフェライト粒を微細化することで、高強度化と成形性のバランスが向上する。さらに、フェライト平均粒径を微細化することにより、加工後の肌荒れが抑制されるという利点もある。このため、フェライト平均粒径は６．５μｍ以下であることが好ましい。なお、フェライト平均粒径は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。焼鈍後のフェライト粒径が微細であるほど、二次冷間圧延での転位の導入が促進され、より低圧延率でも高強度が得られるため、高強度化と成形性のバランスがさらに向上する。焼鈍後（二次冷間圧延前）と二次冷間圧延後のフェライト平均粒径を比較すると、二次冷間圧延後のほうが小さくなることを考慮し、前述の効果を得るためには、二次冷間圧延後のフェライト平均粒径は６．０μm以下であることがさらに好ましい。フェライト平均粒径の下限値は特に限定されないが、過剰に微細になると高強度化と成形性のバランスが低下するという理由で１．０μｍ以上が好ましい。なお、本発明の鋼組織はフェライトを主体とし、フェライト相が９８ｖｏｌ％以上である。
上記成分組成を満たし且つ板厚１／４深さ位置の転位密度が特定の範囲にある鋼板において、フェライト平均粒径が７．０μｍ以下になるようにフェライト粒を微細化することで、高強度化と成形性のバランスが向上する。さらに、フェライト平均粒径を微細化することにより、加工後の肌荒れが抑制されるという利点もある。このため、フェライト平均粒径は６．５μｍ以下であることが好ましい。なお、フェライト平均粒径は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。焼鈍後のフェライト粒径が微細であるほど、二次冷間圧延での転位の導入が促進され、より低圧延率でも高強度が得られるため、高強度化と成形性のバランスがさらに向上する。焼鈍後（二次冷間圧延前）と二次冷間圧延後のフェライト平均粒径を比較すると、二次冷間圧延後のほうが小さくなることを考慮し、前述の効果を得るためには、二次冷間圧延後のフェライト平均粒径は６．０μm以下であることがさらに好ましい。フェライト平均粒径の下限値は特に限定されないが、過剰に微細になると高強度化と成形性のバランスが低下するという理由で１．０μｍ以上が好ましい。なお、本発明の鋼組織はフェライトを主体とし、フェライト相が９８ｖｏｌ％以上である。
＜板厚１／４位置の転位密度：４．０×１０１４ｍ−２以上２．０×１０１５ｍ−２以下＞
本発明において、鋼板内の転位密度の制御は鋼板の強度と成形性を両立させるために重要である。本発明においては、高強度化のために板厚１／４深さ位置の転位密度を４．０×１０１４ｍ−２以上とする必要がある。過剰な転位密度は、成形時にボイドの生成を誘発し、鋼板の成形性を低下させる。このため、上記転位密度を２．０×１０１５ｍ−２以下とする必要がある。転位密度をこの範囲とするためには、特に、固溶Ｎ量を０．０１００％以上、好ましくは０．０１２０％以上、フェライト平均粒径を７．０μｍ以下、好ましくは６．５μｍ以下，さらに好ましくは６．０μｍ以下とすることが重要である。なお、板厚１／４位置の転位密度は、実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
本発明において、鋼板内の転位密度の制御は鋼板の強度と成形性を両立させるために重要である。本発明においては、高強度化のために板厚１／４深さ位置の転位密度を４．０×１０１４ｍ−２以上とする必要がある。過剰な転位密度は、成形時にボイドの生成を誘発し、鋼板の成形性を低下させる。このため、上記転位密度を２．０×１０１５ｍ−２以下とする必要がある。転位密度をこの範囲とするためには、特に、固溶Ｎ量を０．０１００％以上、好ましくは０．０１２０％以上、フェライト平均粒径を７．０μｍ以下、好ましくは６．５μｍ以下，さらに好ましくは６．０μｍ以下とすることが重要である。なお、板厚１／４位置の転位密度は、実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
＜材質＞
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を有し、フェライト平均粒径が７．０μｍ以下に調整され、板厚１／４位置の転位密度が４．０×１０１４ｍ−２以上２．０×１０１５ｍ−２以下に調整されているため、高強度でありながら高成形性を有する。
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を有し、フェライト平均粒径が７．０μｍ以下に調整され、板厚１／４位置の転位密度が４．０×１０１４ｍ−２以上２．０×１０１５ｍ−２以下に調整されているため、高強度でありながら高成形性を有する。
一般的に鋼板の厚みが薄い場合に、高強度と高成形性の両立が非常に困難になる。「厚みが薄い」とは０．２６ｍｍ以下であること指す。本発明であれば、板厚が０．１２ｍｍのものまでは高強度と高成形性を両立させられる。
高強度とは、時効処理後の圧延直角方向の引張強さが５３０ＭＰａ以上であることを意味する。上記引張強さが５３０ＭＰａ以上であれば、缶蓋や缶胴に成形したときに、充分な缶体強度を確保することができる。上記引張強さは５５０ＭＰａ以上であることが好ましく、５９０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。上記引張強さが５５０ＭＰａ以上であれば、特に厚みが薄い場合でも、高強度と高成形性を両立できる。「特に厚みが薄い」とは０．１８ｍｍ以下であることを指す。
高成形性とは、時効処理後の圧延直角方向の伸びが７％以上であることを意味する。上記伸びが７％以上であれば、本発明の高強度鋼板を缶胴やＥＯＥ缶に適用したときに、缶胴の製造に求められるフランジ加工性や、ＥＯＥ缶の製造に求められるリベット成形性を充分に確保できる。引張強さが５５０ＭＰａ以上と高強度の場合は、より成形性が必要となるため、時効処理後の圧延直角方向の伸びが１０％以上であることが好ましい。
なお、缶を成形する際、鋼板に焼付け塗装してから鋼板を成形することが多いため、焼付け塗装に相当する時効処理後の材質を評価する必要がある。
＜高強度鋼板の製造方法＞
以下、本発明の高強度鋼板の製造方法の一例について説明する。
以下、本発明の高強度鋼板の製造方法の一例について説明する。
本発明の高強度鋼板は、熱間圧延工程と、一次冷間圧延工程と、焼鈍工程と、二次冷間圧延工程とを有する方法で製造できる。以下、各工程について説明する。
熱間圧延工程
熱間圧延工程とは、固溶Ｎ以外が上記成分組成を有するスラブを（固溶Ｎは満たしても満たさなくてもよい）、加熱温度１１８０℃以上にて加熱し、熱延仕上げ温度８２０〜９００℃として圧延し、巻取り温度６４０℃以下にて巻取る工程である。
熱間圧延工程とは、固溶Ｎ以外が上記成分組成を有するスラブを（固溶Ｎは満たしても満たさなくてもよい）、加熱温度１１８０℃以上にて加熱し、熱延仕上げ温度８２０〜９００℃として圧延し、巻取り温度６４０℃以下にて巻取る工程である。
スラブ加熱温度が低すぎると、ＡｌＮの一部が未溶解となり、固溶Ｎ量が低下する。このため、加熱温度を１１８０℃以上にする。好ましくは１２００℃以上である。加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が高すぎるとスケールが過剰に発生して製品表面に欠陥が生じる場合がある。このため、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
熱延仕上げ温度が９００℃よりも高くなると、熱延板における粒径が粗大になることで、焼鈍板における粒径が粗大になり、鋼板の硬度が低下する。このため、熱延仕上げ温度は９００℃以下とする。熱延仕上げ温度が８２０℃未満となると、Ａｒ３変態点以下の圧延となり、粗大粒の生成や加工組織の残存により成形性が低下する。このため、熱延仕上げ温度は８２０℃以上とする。好ましくは８４０℃以上である。
巻取り温度が６４０℃を超えると、巻取り中にＡｌＮが多量に生成して固溶Ｎ量が低下する。また、巻取り温度が６４０℃を超えると、熱延板の粒径が粗大になることで焼鈍後の粒径も粗大化する。このため、巻取り温度は６４０℃以下とする。好ましくは６００℃以下、さらに好ましくは５８０℃以下である。巻取り温度の下限は特に限定されないが、巻取り温度が低すぎると冷却中の温度ばらつきが大きくなり、引張強さや伸びのばらつきが大きくなる場合がある。そこで、巻取り温度を５００℃以上とすることが好ましい。
一次冷間圧延工程
一次冷間圧延工程とは、熱間圧延工程後、酸洗して、８５％以上の圧延率で一次冷間圧延する工程である。
一次冷間圧延工程とは、熱間圧延工程後、酸洗して、８５％以上の圧延率で一次冷間圧延する工程である。
酸洗条件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。常法により、酸洗することができる。
一次冷間圧延の圧延率を適切に調整することで、焼鈍後の粒径を微細化して、引張強さと伸びのバランスを向上させることができる。この効果を得るために圧延率を８５％以上とする。しかし、圧延率が大きくなりすぎると、引張強さや伸びの面内異方性が大きくなり、成形性が低下する。このため、本工程での圧延率は９１．５％未満とすることが好ましい。
焼鈍工程
焼鈍工程とは、冷間圧延工程後に、６２０℃以上６９０℃以下の焼鈍温度で焼鈍する工程である。
焼鈍工程とは、冷間圧延工程後に、６２０℃以上６９０℃以下の焼鈍温度で焼鈍する工程である。
成形性の確保のため、焼鈍中に十分に再結晶させる必要がある。そこで、焼鈍温度は６２０℃以上とする必要がある。焼鈍温度が高すぎると、フェライト平均粒径が粗大化して、引張強さと伸びのバランスが低下する。そこで、焼鈍温度は６９０℃以下とする。焼鈍温度が高くなると、ＡｌＮが生成して、固溶Ｎ量が低下しやすくなるため、焼鈍温度を６８０℃以下とすることが好ましい。焼鈍方法は特に限定するものではないが、材質の均一性の観点から連続焼鈍法が好ましい。なお、焼鈍工程での保持時間は特に限定されないが、鋼板温度の均一性の観点から５秒以上であることが好ましく、フェライト平均粒径の粗大化防止の観点から９０秒以下であることが好ましい。
二次冷間圧延（ＤＲ圧延）工程
二次冷間圧延工程とは、焼鈍工程後、圧延率８〜２０％の二次冷間圧延を行う工程である。
二次冷間圧延工程とは、焼鈍工程後、圧延率８〜２０％の二次冷間圧延を行う工程である。
焼鈍後の鋼板は、二次圧延により高強度化される。また、二次圧延により鋼板の厚みは薄くなる。表面から板厚１／４深さ位置の転位密度を上昇させて、高強度の鋼板を得るためには、二次冷間圧延の際の圧延率（ＤＲ率）を８％以上とする。ＤＲ率が高すぎると、過剰に転位密度が高くなり成形性が劣化する。このため、ＤＲ率を２０％以下とする。特に成形性が要求される場合には、ＤＲ率を１５％以下とすることが好ましい。
以上により、本発明の高強度鋼板が得られる。ここで得られた鋼板にめっきや化成処理などの表面処理をしても発明の効果が失われることは無い。
表１に示す鋼記号Ａ〜Ｎの成分組成を有し、残部がＦｅ及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表２に示す条件にて加熱後、熱間圧延し、酸洗にてスケールを除去した後、表２に示す一次冷間圧延率で一次冷間圧延し、連続焼鈍炉にて各焼鈍温度にて焼鈍し、各二次冷間圧延率にて二次冷間圧延（ＤＲ圧延）を行い、板厚０．１５〜０．２６ｍｍの鋼板（鋼板記号Ｎｏ．１〜２２）を得た。得られた鋼板の両面に片面２．８ｇ／ｍ２の錫めっきを施し、この錫めっき鋼板に対して、以下の方法で特性評価を行った。
固溶Ｎ量
固溶Ｎ量は、全Ｎ量から１０％Ｂｒメタノールでの抽出分析によって測定したＮ ａｓ ＡｌＮ量を差し引くことにより評価した。
固溶Ｎ量は、全Ｎ量から１０％Ｂｒメタノールでの抽出分析によって測定したＮ ａｓ ＡｌＮ量を差し引くことにより評価した。
時効処理後の圧延直角方向の引張強さ、伸び
２１０℃１０分の焼付け塗装相当の時効処理を行った後、圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従い、引張強さと伸び（全伸び）を評価した。
２１０℃１０分の焼付け塗装相当の時効処理を行った後、圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従い、引張強さと伸び（全伸び）を評価した。
フェライト平均粒径
圧延方向断面に埋め込み、研磨後、ナイタールにて腐食して粒界を現出した後、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に従い、切断法にて平均結晶粒径を測定し、フェライト平均粒径を評価した。
圧延方向断面に埋め込み、研磨後、ナイタールにて腐食して粒界を現出した後、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に従い、切断法にて平均結晶粒径を測定し、フェライト平均粒径を評価した。
転位密度
転位密度は、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法にて測定した。即ち、板厚１／４深さ位置にて（１１０）（２１１）（２２０）面の回折ピークの半価幅を測定し、無歪みＳｉ試料の半価幅を用いて補正後、歪みεを求め、ρ＝１４．４ε２／（０．２５×１０−９）２により転位密度（ｍ−２）を評価した。
転位密度は、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法にて測定した。即ち、板厚１／４深さ位置にて（１１０）（２１１）（２２０）面の回折ピークの半価幅を測定し、無歪みＳｉ試料の半価幅を用いて補正後、歪みεを求め、ρ＝１４．４ε２／（０．２５×１０−９）２により転位密度（ｍ−２）を評価した。
ＥＯＥリベット成形性
２１０℃１０分の焼付け塗装相当の時効処理を行った後、ＥＯＥタブ取り付け用リベットを成形し、リベット成形性を評価した。リベット成形は３段階のプレス加工により行い、張出し加工の後に縮径（絞り）加工を行って直径４．０ｍｍ、高さ２．５ｍｍの円柱形リベットを成形した。リベット表面で皺や割れが発生した場合を「×」、皺や割れが発生しない場合を「○」と評価した。
２１０℃１０分の焼付け塗装相当の時効処理を行った後、ＥＯＥタブ取り付け用リベットを成形し、リベット成形性を評価した。リベット成形は３段階のプレス加工により行い、張出し加工の後に縮径（絞り）加工を行って直径４．０ｍｍ、高さ２．５ｍｍの円柱形リベットを成形した。リベット表面で皺や割れが発生した場合を「×」、皺や割れが発生しない場合を「○」と評価した。
缶胴フランジ性
２１０℃１０分の焼付け塗装相当の時効処理を行った後、シーム溶接によって外径５２．８ｍｍの缶胴成形を行い、端部を外径５０．４ｍｍまでネックイン加工した後に外径５５．４ｍｍまでフランジ加工を行ってフランジ割れ発生の有無を評価した。缶胴成形は１９０ｇ飲料缶サイズとし、鋼板圧延方向に沿って溶接を行った。ネックイン加工はダイネック方式により、フランジ加工はスピンフランジ方式により行った。フランジ加工部で割れが発生した場合を「×」、割れが発生しない場合を「○」と評価した。
２１０℃１０分の焼付け塗装相当の時効処理を行った後、シーム溶接によって外径５２．８ｍｍの缶胴成形を行い、端部を外径５０．４ｍｍまでネックイン加工した後に外径５５．４ｍｍまでフランジ加工を行ってフランジ割れ発生の有無を評価した。缶胴成形は１９０ｇ飲料缶サイズとし、鋼板圧延方向に沿って溶接を行った。ネックイン加工はダイネック方式により、フランジ加工はスピンフランジ方式により行った。フランジ加工部で割れが発生した場合を「×」、割れが発生しない場合を「○」と評価した。
缶体強度
上記のネックイン加工、フランジ加工が出来たサンプルについて蓋を巻き締め、缶体を作成し、デント試験にて缶体強度を測定した。溶接部と反対側となる缶胴部中央に対して、先端半径１０ｍｍ、長さ４２ｍｍの圧子を押込み、缶胴部が座屈したときの荷重を測定し、７０Ｎ以上であれば缶体強度として良好であるので「○」、７０Ｎ未満を「×」と評価した。なお、フランジ加工で割れが発生し缶体が作成できなかったものは「−」とした。
上記のネックイン加工、フランジ加工が出来たサンプルについて蓋を巻き締め、缶体を作成し、デント試験にて缶体強度を測定した。溶接部と反対側となる缶胴部中央に対して、先端半径１０ｍｍ、長さ４２ｍｍの圧子を押込み、缶胴部が座屈したときの荷重を測定し、７０Ｎ以上であれば缶体強度として良好であるので「○」、７０Ｎ未満を「×」と評価した。なお、フランジ加工で割れが発生し缶体が作成できなかったものは「−」とした。
結果を表３に示す。本発明例は、いずれも引張強さが５３０ＭＰａ以上で、伸びが７％以上，フェライト粒径が７．０μｍ以下、板厚１／４深さ位置の転位密度が４．０×１０１４ｍ−２以上２．０×１０１５ｍ−２以下であり、鋼板強度と成形性に優れる。一方、比較例では、上記特性のいずれか一つ以上が劣っている。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．７０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０７０％以下、Ｎ：０．０１２０％以上０．０１８０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
含有する前記Ｎの内、固溶ＮとしてのＮ含有量が０．０１００％以上であり、
フェライト平均粒径が７．０μｍ以下であり、
表面から板厚の１／４深さ位置の転位密度が４．０×１０１４ｍ−２以上２．０×１０１５ｍ−２以下であり、
２１０℃、１０分の条件で時効処理後の圧延直角方向の引張強さが５３０ＭＰａ以上、伸びが７％以上であることを特徴とする高強度鋼板。 - 請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
スラブを加熱温度１１８０℃以上にて加熱し、熱延仕上げ温度８２０〜９００℃として圧延し、巻取り温度６４０℃以下にて巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後、酸洗して、８５％以上の圧延率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、６２０℃以上６９０℃以下で焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後、圧延率８〜２０％の二次冷間圧延を行う二次冷間圧延工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
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