本发明涉及适合于食品罐、饮料罐的制造中所使用的罐容器材料的高强度钢板及其制造方法。本发明的高强度钢板具有特别优良的成形性，因此能够适合应用于制造易开封盖(EOE)、焊接罐体。
背景技术：
：作为用于制造饮料罐、食品罐的、成形为盖、底、三片罐的主体等的罐用钢板，有时使用被称为DR(DoubleReduced，二次冷轧)材料的钢板。DR材料是指退火后再次进行冷轧而制造的钢板。与仅进行轧制率小的表面光轧的SR(SingleReduced，一次冷轧)材料相比，DR材料能够容易地在硬质化的同时使板厚变薄。近年来，从降低环境负荷和削减成本的观点出发，谋求削减用于饮料罐、食品罐的钢板的使用量。因此，将钢板的薄壁化容易的DR材料用作罐用钢板的期望越来越大。但是，DR材料因加工硬化而硬质化，因此，一般成形性低，为了使DR材料适合用作罐用钢板，需要改善DR材料的成形性。例如，在专利文献1、2中提出了改善了成形性的DR材料。在专利文献1中提出了一种DR钢，其特征在于，以质量％计含有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％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板中的固溶N量(Ntotal-NasAlN)为0.006％以上，时效处理后的轧制方向的总伸长率值为10％以上，时效处理后的板宽方向的总伸长率值为5％以上，并且，时效处理后的平均兰克福特值为1.0以下。在专利文献2中提出了一种凸缘成形性优良的高强度焊接罐用薄钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：大于0.04％且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，固溶于钢板中的固溶C和固溶N的总量满足50ppm≤固溶C+固溶N≤200ppm的关系，钢板中的固溶C为50ppm以下，钢板中的固溶N为50ppm以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。现有技术文献专利文献专利文献1：国际公开第2008/018531号专利文献2：日本特开2002-294399号公报技术实现要素：发明所要解决的问题但是，上述现有技术中存在如下所示的问题。在专利文献1所记载的技术中，根据EOE罐的铆钉加工的段数等条件不一定可以得到良好的成形性。另外，在专利文献1所记载的技术中，三片罐的凸缘加工性等加工性并不充分。在专利文献2所记载的技术中，用于制造EOE罐所需的铆钉成形性不充分。另外，为了降低固溶C量而需要长时间的过时效处理，制造效率降低。本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于解决上述现有技术的问题并提供一种具有良好的成形性(加工性)和强度的高强度钢板及其制造方法。用于解决问题的方法本发明人们为了解决上述问题进行了深入研究。结果发现，通过优化钢成分、热轧条件、冷轧条件、退火条件和二次冷轧条件(DR条件)，可使时效处理后的轧制直角方向的拉伸强度为530MPa以上，伸长率为7％以上。此外发现，铁素体平均粒径、板厚1/4部的位错密度有助于兼顾上述拉伸强度和上述伸长率，从而完成了本发明。具体而言，本发明如下所述。(1)一种高强度钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.010％以上且0.080％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.10％以上且0.70％以下、P：0.03％以下、S：0.020％以下、Al：0.005％以上且0.070％以下、N：0.0120％以上且0.0180％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，所含有的上述N中，作为固溶N的N含量为0.0100％以上，铁素体平均粒径为7.0μm以下，自表面起板厚的1/4深度位置的位错密度为4.0×1014m-2以上且2.0×1015m-2以下，时效处理后的轧制直角方向的拉伸强度为530MPa以上，伸长率为7％以上。(2)一种(1)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有：热轧工序，将钢坯在1180℃以上的加热温度进行加热，将热轧终轧温度设定为820～900℃进行轧制，在640℃以下的卷取温度进行卷取；一次冷轧工序，上述热轧工序后，进行酸洗，以85％以上的轧制率进行冷轧；退火工序，上述一次冷轧工序后，在620℃以上且690℃以下进行退火；和二次冷轧工序，上述退火工序后，进行轧制率为8～20％的二次冷轧。发明效果本发明的高强度钢板由特定的成分组成构成，铁素体平均粒径为7.0μm以下，自表面起板厚的1/4深度位置的位错密度为4.0×1014m-2以上且2.0×1015m-2以下，由此，时效处理后的轧制直角方向的拉伸强度为530MPa以上，伸长率为7％以上。如上所述，本发明的高强度钢板具有高成形性，因此，也能够适合应用于实施铆钉加工、凸缘加工进行成形的用途中。特别是，本发明的高强度钢板的拉伸强度为530MPa以上，具有充分的强度，因此，与以往的钢板相比，即使抑制板厚也可形成高品质的罐体、罐盖。通过使板厚变薄，能够实现资源节约化、低成本化。另外，在成形性和强度方面优良的本发明的高强度钢板不仅能够期待应用于各种金属罐，而且还能够期待应用于干电池内装罐、各种家电电气部件、汽车用部件等广泛的范围。具体实施方式以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并非限定于下述实施方式。本发明的高强度钢板具有特定的成分组成，并且被调节成铁素体平均粒径、板厚1/4位置的位错密度处于特定的范围。其结果是，本发明的高强度钢板为高强度并且成形性优良。以下，对成分组成、铁素体平均粒径、板厚1/4位置的位错密度、高强度钢板的材质(高强度、高成形性)、高强度钢板的制造方法依次进行说明。<成分组成>本发明的高强度钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.010％以上且0.080％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.10％以上且0.70％以下、P：0.03％以下、S：0.020％以下、Al：0.005％以上且0.070％以下、N：0.0120％以上且0.0180％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。并且，所含有的上述N中，作为固溶N的N含量为0.0100％以上。以下，对各成分进行说明。在下述说明中，“％”是指“质量％”。C：0.010％以上且0.080％以下C是有助于提高钢板的强度的元素。通过将C含量设定为0.010％以上，能够使时效处理后的轧制直角方向的拉伸强度为530MPa以上。C含量超过0.080％时，时效处理后的轧制直角方向的伸长率降低至小于7％，钢板的凸缘加工性、铆钉成形性降低。因此，需要将C含量设定为0.080％以下。从确保良好的凸缘加工性、铆钉成形性的观点出发，优选将C含量设定为小于0.040％。C含量越多越能够使铁素体平均粒径微细化，因此，为了使钢板高强度，优选将C含量设定为0.020％以上。Si：0.05％以下钢板含有大量Si时，因表面富集使钢板的表面处理性劣化，钢板的耐腐蚀性降低。因此，Si含量需要设定为0.05％以下。优选为0.03％以下。Mn：0.10％以上且0.70％以下Mn具有通过固溶强化使钢板的硬度提高的效果。另外，Mn通过形成MnS而具有防止因钢中所含的S引起的热延展性降低的效果。为了得到上述效果，需要将Mn含量设定为0.10％以上。此外，Mn具有使粒径微细化的效果，因此，优选将Mn含量设定为0.20％以上。此外，通过降低N的扩散速度，具有抑制AlN的生成而容易确保固溶N的效果，特别是在使拉伸强度高强度化至590MPa以上时是有效的。因此，进一步优选将Mn含量设定为大于0.50％。另外，添加过量Mn时，不仅上述效果饱和，而且伸长率显著降低，因此，Mn含量设定为0.70％以下。P：0.03％以下含有大量P时，因过度的硬质化、中央偏析而使得成形性降低。另外，含有大量P时，耐腐蚀性降低。因此，P含量设定为0.03％以下。优选为0.02％以下。S：0.020％以下S在钢中形成硫化物而使钢板的热延展性降低。因此，S含量设定为0.020％以下。优选为0.015％以下。Al：0.005％以上且0.070％以下Al是作为脱氧剂而添加的元素。为了得到上述效果，需要将Al含量设定为0.005％以上。由于Al与N形成AlN而使钢中的固溶N减少。固溶N减少时，钢板的强度降低，因此，Al含量设定为0.070％以下。从稳定地确保0.0100％以上的固溶N量的观点出发，优选将Al含量设定为0.020％以下，更优选设定为0.018％以下。N：0.0120％以上且0.0180％以下、固溶N：0.0100％以上N通过以固溶N的方式存在而有助于钢板的高强度化。此外，通过存在0.010％以上的固溶N，二次冷轧时位错的导入得以促进，高强度化与成形性的平衡提高。为了上述效果，需要将作为固溶N的N含量设定为0.0100％以上。进一步优选为0.0120％以上。并且，为了使固溶N为0.0100％以上，需要将N含量设定为0.0120％以上。优选的是N含量为大于0.0130％。为了使固溶N稳定地为0.0120％以上，优选组合下述中的一个以上的条件来抑制制造工序中的AlN的生成，所述条件为：(1)含有大于0.50％的Mn；(2)将热轧中的卷取温度设定为640℃以下、优选设定为600℃以下、进一步优选设定为580℃以下；(3)将退火温度设定为690℃以下、进一步优选设定为低于680℃。为了在作为形成更高的罐强度或者进一步薄壁化的情况而使拉伸强度高强度化至600MPa以上的情况下形成伸长率为10％以上的高成形性，优选组合全部三个条件。另一方面，含有大量N时，伸长率降低，铆钉成形性、凸缘加工性均降低。因此，N含量设定为0.0180％以下。优选为0.0170％以下。使N含量为上述范围时，作为固溶N的N含量为0.0180％以下。上述必要成分以外的余量为铁和不可避免的杂质。<铁素体平均粒径：7.0μm以下>对于满足上述成分组成并且板厚1/4深度位置的位错密度处于特定的范围的钢板而言，通过将铁素体晶粒微细化至铁素体平均粒径为7.0μm以下，由此，高强度化与成形性的平衡提高。此外，通过将铁素体平均粒径微细化，还具有抑制加工后的表面粗糙的优点。因此，铁素体平均粒径优选为6.5μm以下。需要说明的是，铁素体平均粒径采用通过实施例所记载的方法测定的值。退火后的铁素体粒径越微细则二次冷轧中的位错的导入越得以促进，即使以更低的轧制率也能够得到高强度，因此，高强度化与成形性的平衡进一步提高。考虑到比较退火后(二次冷轧前)和二次冷轧后的铁素体平均粒径时二次冷轧后的铁素体平均粒径会减小，为了得到上述效果，二次冷轧后的铁素体平均粒径进一步优选为6.0μm以下。铁素体平均粒径的下限值没有特别限定，变得过度微细时，高强度化与成形性的平衡降低，出于上述原因，优选为1.0μm以上。需要说明的是，本发明的钢组织以铁素体为主体，铁素体相为98体积％以上。<板厚1/4位置的位错密度：4.0×1014m-2以上且2.0×1015m-2以下>在本发明中，为了兼顾钢板的强度和成形性，钢板内的位错密度的控制很重要。在本发明中，为了高强度化，需要将板厚1/4深度位置的位错密度设定为4.0×1014m-2以上。过量的位错密度在成形时会诱发孔隙的生成，使钢板的成形性降低。因此，需要将上述位错密度设定为2.0×1015m-2以下。为了使位错密度为上述范围，特别是使固溶N量为0.0100％以上、优选为0.0120％以上、使铁素体平均粒径为7.0μm以下、优选为6.5μm以下，进一步优选为6.0μm以下很重要。需要说明的是，板厚1/4位置的位错密度采用通过实施例所记载的方法测定的值。<材质>本发明的高强度钢板具有上述成分组成，铁素体平均粒径被调节成7.0μm以下，板厚1/4位置的位错密度被调节成4.0×1014m-2以上且2.0×1015m-2以下，因此，为高强度的同时具有高成形性。通常，在钢板的厚度薄的情况下，非常难以兼顾高强度和高成形性。“厚度薄”是指为0.26mm以下。本发明的情况下，连板厚为0.12mm的钢板都能够兼顾高强度和高成形性。高强度是指时效处理后的轧制直角方向的拉伸强度为530MPa以上。如果上述拉伸强度为530MPa以上，则在成形为罐盖、罐体时，能够确保充分的罐体强度。上述拉伸强度优选为550MPa以上，进一步优选为590MPa以上。上述拉伸强度为550MPa以上时，即使在厚度特别薄的情况下也能够兼顾高强度和高成形性。“厚度特别薄”是指为0.18mm以下。高成形性是指时效处理后的轧制直角方向的伸长率为7％以上。如果上述伸长率为7％以上，则在将本发明的高强度钢板应用于罐体、EOE罐时，能够充分地确保罐体的制造所要求的凸缘加工性、EOE罐的制造所要求的铆钉成形性。拉伸强度为550MPa以上的高强度的情况下，进一步要求成形性，因此，时效处理后的轧制直角方向的伸长率优选为10％以上。需要说明的是，在成形罐时，多数情况下在钢板上烧结涂装后对钢板进行成形，因此，需要对相当于烧结涂装的时效处理后的材质进行评价。<高强度钢板的制造方法>以下，对本发明的高强度钢板的制造方法的一例进行说明。本发明的高强度钢板能够通过具有热轧工序、一次冷轧工序、退火工序和二次冷轧工序的方法来制造。以下，对各工序进行说明。热轧工序热轧工序是指如下工序：将固溶N以外具有上述成分组成的钢坯(固溶N可以满足也可以不满足)在1180℃以上的加热温度进行加热，将热轧终轧温度设定为820～900℃进行轧制，在640℃以下的卷取温度进行卷取。钢坯加热温度过低时，AlN的一部分未熔化，固溶N量降低。因此，将加热温度设定为1180℃以上。优选为1200℃以上。加热温度的上限没有特别规定，但加热温度过高时，有时会产生过量的氧化皮而在产品表面产生缺陷。因此，加热温度优选设定为1300℃以下。热轧终轧温度高于900℃时，热轧板中的粒径变得粗大，由此，退火板中的粒径变得粗大，钢板的硬度降低。因此，热轧终轧温度设定为900℃以下。热轧终轧温度低于820℃时，成为Ar3相变点以下的轧制，因生成粗大晶粒、残留加工组织使得成形性降低。因此，热轧终轧温度设定为820℃以上。优选为840℃以上。卷取温度超过640℃时，卷取中生成大量AlN而固溶N量降低。另外，卷取温度超过640℃时，热轧板的粒径变得粗大，由此退火后的粒径也粗大化。因此，卷取温度设定为640℃以下。优选为600℃以下、进一步优选为580℃以下。卷取温度的下限没有特别限定，卷取温度过低时，有时冷却中的温度变动增大，拉伸强度、伸长率的变动增大。因此，优选将卷取温度设定为500℃以上。一次冷轧工序一次冷轧工序是指如下工序：热轧工序后，进行酸洗，以85％以上的轧制率进行一次冷轧。酸洗条件只要能够除去表层氧化皮即可，条件没有特别规定。可以通过常规方法进行酸洗。通过适当地调节一次冷轧的轧制率，能够使退火后的粒径微细化，提高拉伸强度与伸长率的平衡。为了得到上述效果，将轧制率设定为85％以上。但是，轧制率变得过大时，拉伸强度、伸长率的面内各向异性增大，成形性降低。因此，本工序中的轧制率优选设定为小于91.5％。退火工序退火工序是指如下工序：冷轧工序后，在620℃以上且690℃以下的退火温度进行退火。为了确保成形性，需要在退火中充分再结晶。因此，退火温度需要设定为620℃以上。退火温度过高时，铁素体平均粒径粗大化，拉伸强度与伸长率的平衡降低。因此，退火温度设定为690℃以下。退火温度升高时，生成AlN，固溶N量容易降低，因此，优选将退火温度设定为680℃以下。退火方法没有特别限定，从材质的均匀性的观点出发，优选连续退火法。需要说明的是，退火工序中的保持时间没有特别限定，从钢板温度的均匀性的观点出发，优选为5秒以上，从防止铁素体平均粒径的粗大化的观点出发，优选为90秒以下。二次冷轧(DR轧制)工序二次冷轧工序是指如下工序：退火工序后，进行轧制率为8～20％的二次冷轧。退火后的钢板通过二次轧制而高强度化。另外，钢板的厚度通过二次轧制变薄。为了使自表面起板厚1/4深度位置的位错密度升高而得到高强度的钢板，将二次冷轧时的轧制率(DR率)设定为8％以上。DR率过高时，位错密度过度升高，成形性劣化。因此，将DR率设定为20％以下。在尤其要求成形性的情况下，优选将DR率设定为15％以下。通过上述可以得到本发明的高强度钢板。即使对在此得到的钢板进行镀敷、化学转化处理等表面处理也不会丧失发明效果。实施例熔炼具有表1所示的钢符号A～N的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢，得到钢坯。将所得到的钢坯在表2所示的条件下加热后，进行热轧，通过酸洗除去氧化皮，然后以表2所示的一次冷轧率进行一次冷轧，在连续退火炉中在各退火温度进行退火，以各二次冷轧率进行二次冷轧(DR轧制)，得到板厚为0.15～0.26mm的钢板(钢板符号No.1～22)。对所得到的钢板的双面实施单面2.8g/m2的镀锡，对该镀锡钢板通过下述方法进行特性评价。固溶N量固溶N量通过从总N量减去通过利用10％Br甲醇的萃取分析测定的NasAlN量来评价。时效处理后的轧制直角方向的拉伸强度、伸长率在210℃进行10分钟的相当于烧结涂装的时效处理后，从轧制直角方向裁取JIS5号拉伸试验片，依照JISZ2241，对拉伸强度和伸长率(总伸长率)进行评价。铁素体平均粒径嵌入轧制方向截面，研磨后，利用硝酸乙醇溶液进行腐蚀而使晶界显现后，依照JISG0551，通过切割法测定平均结晶粒径，对铁素体平均粒径进行评价。位错密度位错密度通过Williamson-Hall法(威廉姆森霍尔法)进行测定。即，在板厚1/4深度位置测定(110)(211)(220)面的衍射峰的半峰宽，使用未应变Si试样的半峰宽进行校正后，求出应变ε，通过ρ＝14.4ε2/(0.25×10-9)2来评价位错密度(m-2)。EOE铆钉成形性在210℃进行10分钟的相当于烧结涂装的时效处理后，成形出EOE拉手安装用铆钉，对铆钉成形性进行评价。铆钉成形通过三个阶段的压制加工进行，鼓凸成形后进行减径(拉深)加工而成形出直径为4.0mm、高度为2.5mm的圆柱形铆钉。将在铆钉表面产生褶皱、裂纹的情况评价为“×”、将没有产生褶皱、裂纹的情况评价为“○”。罐体凸缘性在210℃进行10分钟的相当于烧结涂装的时效处理后，通过缝焊进行外径为52.8mm的罐体成形，将端部缩颈加工至外径为50.4mm后进行凸缘加工至外径为55.4mm，对有无凸缘裂纹产生进行评价。罐体成形制成190g饮料罐大小，沿着钢板轧制方向进行焊接。缩颈加工通过模具缩颈(ダ亻ネツク)方式进行，凸缘加工通过旋转凸缘方式进行。将在凸缘加工部产生裂纹的情况评价为“×”，将没有产生裂纹的情况评价为“○”。罐体强度对上述缩颈加工、凸缘加工得到的样品卷紧盖，制作出罐体，通过压痕试验测定罐体强度。对作为与焊接部相反侧的罐体部中央，按压前端半径为10mm、长度为42mm的压头，测定罐体部发生压曲时的载荷，为70N以上时视为罐体强度良好而评价为“○”、将低于70N评价为“×”。需要说明的是，将凸缘加工中产生裂纹而不能制作成罐体的样品设为“-”。将结果示于表3中。本发明例中，均是拉伸强度为530MPa以上、伸长率为7％以上、铁素体晶粒径为7.0μm以下、板厚1/4深度位置的位错密度为4.0×1014m-2以上且2.0×1015m-2以下、钢板强度和成形性优良。另一方面，在比较例中，上述特性中某一种以上差。表1(质量％)钢符号CSiMnPSAIN备注A0.0340.010.240.0120.0110.0150.0155本发明例B0.0200.020.300.0140.0100.0120.0144本发明例C0.0390.010.140.0090.0130.0100.0163本发明例D0.0350.010.580.0130.0090.0180.0122本发明例E0.0280.010.700.0080.0080.0080.0175本发明例F0.0780.010.350.0100.0090.0190.0132本发明例G0.0830.010.260.0130.0120.0150.0132比较例H0.0050.010.220.0110.0100.0160.0149比较例10.0360.010.250.0090.0120.0120.0191比较例J0.0310.010.350.0100.0080.0900.0038比较例K0.0340.010.350.0130.0100.0230.0149本发明例L0.0420.010.260.0150.0110.0160.0126本发明例M0.0220.010.610.0130.0090.0180.0153本发明例N0.0350.010.510.0120.0100.0170.0148本发明例表2表3当前第1页1 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