JP2007204800A - 軟質缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高い生産性で連続鋳造スラブを製造すると共に、そのスラブを素材として連続焼鈍法で、耐時効性および溶接性に優れる調質度がＴ１〜Ｔ４クラスの軟質缶用鋼板を製造する。
【解決手段】Ｃ：０．００１４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１２．５０×Ｓ〜０．８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０３４ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：２．３×Ｃ〜１５．４８×Ｃｍａｓｓ％、Ｂ：（０．７６９×Ｎ−０．００３０４）ｍａｓｓ％以上かつ０．０００３ｍａｓｓ％以上０．６０×Ｎｍａｓｓ％以下を含有する鋼スラブを、熱間圧延し、圧下率７０〜９０％の冷間圧延してから、均熱温度Ｔ：７００〜７８０℃、均熱時間ｔ：２０〜９０秒でかつ７７０≦ｔ／３＋Ｔ−１４．８×ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ≦８４０の関係式を満たす連続焼鈍を施す。
【選択図】図１

Description

本発明は、連続鋳造法で製造する鋳片（スラブ）を素材とし、連続焼鈍法で製造する軟質缶用鋼板に関し、特に、連続鋳造時におけるスラブ表面割れの発生がなく、しかも、箱焼鈍法で製造される軟質缶用鋼板と同等以上の耐時効性、加工性および溶接性を具える調質度がＴ１〜Ｔ４クラスの軟質缶用鋼板とその製造方法に関するものである。

食缶や飲料缶などに用いられるＪＩＳ Ｇ３３０３に規定されるぶりきや、ＪＩＳ Ｇ３３１５に規定されるティンフリ−スチ−ル（ＴＦＳ）等の缶用鋼板は、一回圧延製品の場合、その鋼板が有するロックウェルＴ硬さによって、調質度がＴ１〜Ｔ６に区分され、それぞれの硬さ（ＨＲ３０Ｔ）がＴ１：４９±３、Ｔ２：５３±３、Ｔ２．５：５５±３、Ｔ３：５７±３、Ｔ４：６１±３、Ｔ５：６５±３、Ｔ６：７０±３と規定されている。

このうち、調質度がＴ１〜Ｔ３までの軟質材は、連続鋳造法によって製造されたスラブを素材とし、このスラブを再加熱し、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延し、その後、バッチ焼鈍（箱焼鈍）し、調質圧延し、その後、めっき処理を施して製造されるのが一般的である。しかし、箱焼鈍法は、連続焼鈍法と比較して焼鈍時間が長いことから、生産性に劣り、また、鋼板の形状や機械的特性の均一性の面でも劣る傾向にある。

そのため、従来から、箱焼鈍法に代えて、連続焼鈍法で軟質缶用鋼板を製造することが検討されてきた。さらに、近年では、精錬技術の進歩に伴い、極低炭素鋼からなる連続鋳造スラブを素材として、調質度がＴ１〜Ｔ４クラスの軟質材を連続焼鈍法で製造することが検討されている。上記極低炭素鋼スラブには、強度や加工性、時効性、溶接性等の缶用鋼板に対する各種要求特性を満たすために、ＢやＡｌ，Ｎｂなどの炭窒化物形成元素が添加されている。

ところで、缶用鋼板の素材となるスラブの製造に用いられる連続鋳造機では、その構造により、鋳造したスラブは、凝固中および凝固完了後に曲げおよび曲げ戻し変形を受ける。そのため、ＢやＡｌ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を含有するスラブは、上記変形を受ける際に、オ−ステナイト結晶粒界に沿って割れが生じ易いという問題があった。スラブ割れが発生すると、スラブの表面研削やスラブ切断を行う工程が必要となるため、生産性を大きく阻害する要因となる。

この問題に関する技術としては、例えば、特許文献１には、Ｎ，Ｎｂ，Ｔｉを含有する炭素鋼の成分組成を特定すると共に、Ｎ，Ｎｂ，Ｔｉの間に特定の関係式を満足せしめ、あるいはさらに、ＮｂとＮの間に特定の関係式を満足せしめることにより、連続鋳造の冷却条件や歪み付与の条件に関係なく、粒界割れに起因するスラブ表面割れを防止する技術が提案されている。しかし、この技術のスラブは、Ｔｉを０．００４〜０．１ｍａｓｓ％含有しているため、得られる鋼板表面にＴｉが濃化して、めっき性（耐食性や表面外観）を劣化させるため、缶用鋼板には用いることはできない。

また、特許文献２には、Ｔｉ添加鋼にＭｇを添加してＴｉＮを微細化させ、スラブ加熱時のγ粒成長を抑制することにより、耐表面割れ感受性を改善した高靭性連続鋳造鋳片を製造する方法が提案されている。しかし、Ｔｉの添加は上記のようにめっき性の観点から好ましくなく、また、Ｍｇは活性な元素であり、溶鋼中に安定して添加することが難しいことから実用的ではない。

また、特許文献３には、連続鋳造した炭素鋼スラブを幅圧下する際、スラブ内に析出する析出物の量を特定の関係式を満たすように幅圧下完了時の温度を制御することにより、割れのないスラブを製造する方法が提案されている。しかし、この技術は、連続鋳造後の幅圧下圧延時に起こる割れを対象としており、連続鋳造機の湾曲部や矯正部における曲げ変形や曲げ戻し変形によるスラブ割れに対しては適用できない。

また、特許文献４には、ボロン添加鋼を高速で連続鋳造しても、スラブの表面割れが起こらない連続鋳造方法が提案されている。しかし、この方法は、成分に応じて鋳造条件を制御し、スラブ表面のオ−ステナイト粒界へのボロン析出を抑制する、即ち、ボロンと窒素が固溶状態で鋳込みを完了させるため、鋳造速度が遅い時や、スラブの冷却速度が遅い場合は、ＢＮの析出量が増加して、Ｂ，Ｎが固溶状態ではなくなるためスラブ割れが起こる。よって、この技術でも、スラブ割れを回避することはできない。
以上のように、従来の技術では、Ｂ，Ａｌ，Ｎｂなどの炭窒化物元素が添加されている連続鋳造スラブの表面割れを防止する技術が確立されているとは言い難い。

一方で、軟質缶用鋼板には、耐食性に優れることは勿論であるが、その他に、製缶加工性や耐時効性、溶接性にも優れていることが求められる。
例えば、２ピ−ス缶に用いられる缶用鋼板は、絞り加工するため、優れた深絞り性が求められる。また、３ピ−ス缶に用いられる缶用鋼板は、製缶加工前に塗装焼付けが施されることが多いが、時効し易いと、製缶加工時にフル−ティングやストレッチャストレイン等が発生するため、耐時効性に優れていることが必要である。さらに、製缶メ−カ−では、缶種によって異なるが、シ−ム溶接やスポット溶接、プロジェクション溶接等の様々な溶接が行われており、さらに溶接後、エキスパンド加工やビ−ド加工が施される場合が少なくない。そのため、上記溶接部、特に、溶接熱影響部は、強度が十分に確保されていることの他に、上記エキスパンド加工やビ−ド加工を施されても、溶接部とその他の部分とで缶高に差が生じないことが求められる。

上記のように軟質缶用鋼板には、各種の特性が要求されるが、従来の連続焼鈍法を用いて製造される軟質缶用鋼板は、それらの要求を満たすものとは言い難い。
例えば、特許文献５には、低炭素鋼板を、過時効処理帯を設けた連続焼鈍ラインで焼鈍することにより、耐フル−ティング性に優れた軟質表面処理用鋼板を製造する方法が提案されている。この技術は、連続焼鈍における均熱後に急冷し、固溶Ｃを過飽和な状態とし、その後、過時効処理帯を通過する際に、固溶Ｃの大半を析出させることにより、軟質化、非時効化するものである。しかし、この方法では、Ｃを完全に析出させることはできず、若干の固溶Ｃが残存するため、得られる鋼板の耐時効性は十分とは言えない。そのため、製缶加工前に加熱を受けない用途では問題ないが、製缶加工前に塗装焼付け等の加熱工程を経る用途に用いられる場合には、時効が促進されて、製缶加工でストレッチャストレインやフル−ティング等の不良が生じることがあった。

また、特許文献６には、極低炭素鋼にＮｂを添加した連続鋳造スラブを素材とし、連続焼鈍法により、調質度がＴ１〜Ｔ３の缶用鋼板を製造する方法が提案されている。この技術では、Ｃとの親和力が強いＮｂを添加して全てのＣをＮｂＣとして固定しているため、完全非時効化が達成されている。しかし、溶接を受ける用途に用いた場合には、溶接後の加工条件によっては、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）に割れが生じることがあった。それは、極低炭素鋼であるがために、焼入性が劣り、ＨＡＺ部の強度不足が生じたためと考えられる。また、Ｎｂ添加極低炭素鋼を素材とした缶用鋼板は、深絞り性を示すランクフォ−ド値（ｒ値）が高いことから、溶接後、缶胴にエキスパンド加工やビ−ド加工等を施した場合には、缶高の減少量が大きいという問題がある。

また、特許文献７には、極低炭素鋼にＢを添加した鋼板を連続焼鈍することにより、高価なＮｂやＴｉの添加が不要で、製造し易く、しかも溶接部の強度に優れる缶用鋼板の製造方法が提案されている。しかし、この方法は、固溶ＮをＢＮとして析出させているが、固溶Ｃを固定することはできない。そのため、得られる鋼板は、耐時効性が十分ではなく、製缶工程で塗装焼付け等の加熱処理が行なわれる場合には、時効が促進され、その後の製缶工程でストレッチャストレインやフル−ティング等の成形不良が生じることがある。

さらに、特許文献８には、極低炭素鋼に、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂのうちの１種以上を添加した鋼板を連続焼鈍することにより、調質度がＴ３以下で、箱焼鈍材と同等以上の非時効性を有する軟質缶用鋼板の製造方法が提案されている。しかし、この方法では、Ｎｂ，Ｂ，Ｎを多く添加した場合、連続鋳造時に下部矯正帯で受ける変形により発生するスラブ割れを防ぐことができない。

さらに、特許文献９には、極低炭素鋼に対してＮｂとＢを複合添加し、結晶粒径を最適範囲に制御することにより、加工性や溶接性、耐食性等缶用鋼板に求められる種々の要求特性を満たさせるという技術が開示されている。しかし、Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％のように組成範囲が非常に広いため、各要求特性に対して最適な組成範囲を見出したとは言えなかった。
特開２００３−１６６０３８号公報 特開２００４−３１５８８１号公報 特開２００２−３４６６０２号公報 特開２００２−０２０８３６号公報 特公昭６３−０１０２１３号公報 特公平０１−０５２４５０号公報 特開平０９−２２７９４７号公報 特開平０５−２６３１４３号公報 特開平０６−０４１６８３号公報

上記に説明したように、従来の軟質缶用鋼板の製造技術では、Ｂ，Ａｌ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加した連続鋳造スラブの割れを完全に防止することができず、スラブ表面手入れによって、生産性は大きく阻害されていた。しかも、連続焼鈍法では、箱焼鈍法で製造される缶用鋼板と同等以上の製缶加工性や耐時効性、溶接性を有する軟質缶用鋼板を安定的に生産することができなかった。そのため、連続焼鈍法で製造された軟質缶用鋼板は、その用途が限定されており、大半の軟質缶用鋼板の用途には、箱焼鈍法により製造された鋼板が用いられていた。

そこで、本発明の目的は、Ｂ，Ａｌ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加した缶用鋼板の成分組成を最適化してスラブ割れ感受性を低下させることにより、スラブ手入れが不要な連続鋳造スラブを高い生産性の下に製造可能とすると共に、そのスラブを素材とし、連続焼鈍法で、箱焼鈍法により製造される缶用鋼板と同等以上の加工性、耐時効性および溶接性を具える調質度がＴ１〜Ｔ４クラスの軟質缶用鋼板を製造する技術を提案することにある。

発明者らは、連続鋳造スラブを素材とし、連続焼鈍法を用いて、調質度がＴ１〜Ｔ４クラスの軟質缶用鋼板を製造する技術を確立するため、まず、Ｂ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｎを含有する連続鋳造スラブの割れの原因について調査した。その結果、Ｂ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｎが添加されている鋼では、凝固した鋼組織がγからαに変態する時に、ＢＮ，ＡｌＮ、Ｎｂ（Ｎ，Ｃ）などの窒化物および炭窒化物がオ−ステナイト粒界に大量に析出することにより脆化し、これに、連続鋳造したスラブが、鋳造機の下部で受ける曲げおよび曲げ戻し変形が加わることによりスラブ割れが発生すること、さらに、上記窒化物や炭窒化物の他に、ＭｎＳも、多量にオ−ステナイト粒界に析出した場合には、スラブ表面割れを引き起こすことがわかった。そして、このスラブ割れを防止するためには、Ｂ，Ａｌ，Ｎｂ，ＮおよぶＭｎ，Ｓの含有量を、それぞれの関係において最適化する必要があることが明らかとなった。

次に、発明者らは、上記連続鋳造スラブを用いて、連続焼鈍法で、加工性、耐時効性および溶接性が箱焼鈍法で製造した鋼板と同等以上の特性を有する軟質缶用鋼板を製造する方法について検討した。その結果、鋼の成分組成を適正範囲に制御した上で、さらに、冷延圧下率および連続焼鈍条件を適正化し、ランクフォ−ド値（ｒ値）およびフェライト結晶粒の大きさを適正範囲に制御することが有効であることを見出し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．００１４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１２．５０×Ｓ〜０．８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０３４ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：２．３×Ｃ〜１５．４８×Ｃｍａｓｓ％、Ｂ：（０．７６９×Ｎ−０．００３０４）ｍａｓｓ％以上かつ０．０００３ｍａｓｓ％以上０．６０×Ｎｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる調質度がＴ１〜Ｔ４である軟質缶用鋼板である。

本発明の軟質缶用鋼板は、鋼中に析出したＮｂ炭窒化物中のＮｂ量が０．００８０ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。

また、本発明の軟質缶用鋼板は、平均ｒ値（ｒ_ａｖｅ）が１．３〜１．８であり、圧延方向に対して０度、９０度、４５度方向のｒ値（ｒ_０，ｒ_９０，ｒ_４５）が、ｒ_４５−ｒ_０＞０．２、ｒ_４５−ｒ_９０＞０．２および｜ｒ_０−ｒ_９０｜＞０．３のいずれか１以上の関係式を満たすことを特徴とする。

また、本発明の軟質缶用鋼板は、鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向平均長さの比（Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}）が０．９０未満であり、鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向最大長さの比（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）が０．８０未満であることを特徴とする。

また、本発明の軟質缶用鋼板は、鋼板の圧延方向断面における未再結晶粒の面積率が０．５〜５％であることを特徴とする。

また、本発明は、Ｃ：０．００１４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１２．５０×Ｓ〜０．８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０３４ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：２．３×Ｃ〜１５．４８×Ｃｍａｓｓ％、Ｂ：（０．７６９×Ｎ−０．００３０４）ｍａｓｓ％以上かつ０．０００３ｍａｓｓ％以上０．６０×Ｎｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、その後、圧下率７０〜９０％の冷間圧延してから、下記条件を満たす連続焼鈍を施すことにより、調質度がＴ１〜Ｔ４の缶用鋼板とすることを特徴とする軟質缶用鋼板の製造方法を提案する。
記
均熱温度Ｔ：７００〜７８０℃
均熱時間ｔ：２０〜９０秒
７７０≦ｔ／３＋Ｔ−１４．８×ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ≦８４０

本発明によれば、鋼の成分組成を最適化することにより、連続鋳造スラブの割れ感受性を低下してスラブの表面割れの発生を防止できるので、スラブの表面手入れに要する負荷を大幅に軽減することができる。また、本発明によれば、連続焼鈍法で、箱焼鈍法で製造した缶用鋼板と比較して同等以上の加工性、耐時効性および溶接性を有する軟質缶用鋼板を製造することができるので、生産性の向上に大きく寄与する。

発明者らは、連続鋳造スラブが表面割れを引き起こす原因を究明するため、スラブの熱間延性について調査した。
Ｂ，Ａｌ，ＮｂおよびＮの含有量を、広範囲に変化させた鋼を溶製し、鋳塊とし、この鋳塊から、平行部の直径８ｍｍφ×長さ１５ｍｍの丸棒試験片を採取し、高温引張試験に供した。高温引張試験では、高周波誘導方式の熱間加工再現試験機を用いて、１４２０℃まで急速加熱し、６０秒保持したのち冷却し、９５０℃の温度に６０秒間保持してから、ひずみ速度２×１０^−３で引張試験を行い、試験片の破断面の絞り率（％）を測定した。９５０℃に着目したのは、スラブ割れが発生する連続鋳造機の下部矯正帯の温度が約９５０℃であるからである。その結果、スラブ割れは、凝固組織がγからαに変態する時に、窒化物（ＢＮ、ＡｌＮ）および炭窒化物Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）がオ−ステナイト粒界に多量に析出し、粒界が脆化することにより起こることが判明した。

次に、発明者らは、上記高温引張試験後の試験片の破断部における析出物量を、臭素メタノ−ル法による湿式分析により求め、この結果を基に、熱間延性の低下を防止するためには、窒化物（ＢＮ、ＡｌＮ）および炭窒化物（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））の析出量を、どのような範囲に制御すればよいかを検討した。以下、その結果について説明する。

＜ＢＮとして析出しているＮ量＞
発明者らの調査では、ＢとＮの質量比Ｂ／Ｎ＜０．７７の時、即ち、Ｎに対するＢの原子比が１未満と小さい時は、Ｂは、全量、ＢＮとして析出する。従って、この場合には、スラブ中にＢＮとして析出しているＮ量（以降、「Ｎ（ＢＮ）」とも記す）は、
Ｎ（ＢＮ）＝１．３０×Ｂ ・・・（１）
で表すことができる。ここで、係数１．３０は、（Ｎ原子量）／（Ｂ原子量）である。

＜ＡｌＮとして析出しているＮ量＞
スラブ中にＡｌＮとして析出しているＡｌの割合は、意外と低く、その析出量は、全Ａｌ量の約２ｍａｓｓ％であり、発明者らの調査結果では、ＡｌＮとして析出しているＮ量（以降、「Ｎ（ＡｌＮ）」とも記す）は、
Ｎ（ＡｌＮ）＝０．００９３８×Ａｌ−０．０００６８８ ・・・（２）
で表すことができる。

＜Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）として析出しているＮｂ量＞
Ｂ，Ａｌ，Ｎｂを含有するスラブ中に析出する窒化物および炭窒化物は、温度の低下に伴って、ＢＮ、ＡｌＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の順に析出する、即ち、Ｎｂの炭窒化物は、ＢやＡｌの窒化物より低温で析出する。したがって、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の析出量は、全Ｎ量のうちの、ＢＮやＡｌＮとして使用されなかった余剰Ｎ量に対して計算すればよい。ここで、余剰Ｎ量であるＮ（ｅｘｃｅｓｓ）は、全Ｎ量をＮ（ｔｏｔａｌ）とすると、
Ｎ（ｅｘｃｅｓｓ）＝Ｎ（ｔｏｔａｌ）−Ｎ（ＢＮ）−Ｎ（ＡｌＮ）
＝Ｎ（ｔｏｔａｌ）−１．３０×Ｂ−０．００９３８×Ａｌ＋０．０００６８８
・・・（３）
であるから、Ｎｂ炭窒化物として析出するＮｂ量（以降、「Ｎｂ（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））」とも記す）は、
Ｎｂ（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））＝６．６３×Ｎ（ｅｘｃｅｓｓ）×０．２９ ・・・（４）
で表すことができる。ここで、係数６．６３は、（Ｎｂ原子量）／（Ｎ原子量）であり、また、係数０．２９は、析出したＮｂ量の全Ｎｂ量に対する比率である。なお、析出Ｎｂ量は、９５０℃の温度で、歪速度２．０×１０^−３／ｓで歪みを付与したサンプルを常温まで冷却した後、１０ｍａｓｓ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノ−ル電解液を用いて定電流電解を行い、残渣を分析して求めた。

続いて、発明者らは、上述したＮｂ炭窒化物として析出するＮｂ量とスラブ割れとの関係について調査した。その結果、スラブ内にＮｂ炭窒化物（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））として析出しているＮｂ量（Ｎｂ（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）））が０．００８０ｍａｓｓ％を超えるとスラブ割れが発生すること、即ち、Ｎｂ（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））が下記（５）式を満たす場合に、スラブ割れが起こらないことを見出した。
Ｎｂ（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））≦０．００８０ｍａｓｓ％ ・・・（５）
よって、上記（３）〜（５）式より、
Ｎｂ（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））＝６．６３×（Ｎ（ｔｏｔａｌ）−１．３０×Ｂ−０．００９３８×Ａｌ＋０．０００６８８）×０．２９≦０．００８０ｍａｓｓ％
・・・（６）
が得られる。
ここで、ＡｌＮの析出量は、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲では、大きな変化はないため、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％と仮定すると、スラブ割れを起こさないためのＢの添加量は、
Ｂ≧０．７６９×Ｎ−０．００３０４ ・・・（７）
を導くことができる。すなわち、スラブ割れを起こさないためには、Ｂを、上記（７）式を満たす量だけ添加する必要があることになる。

＜スラブ割れが起こらないＭｎＳ析出量＞
発明者らは、スラブ割れを引き起こす析出物についてさらに検討を行った結果、ＭｎＳも、スラブ割れに大きく関与していることを突き止めた。すなわち、ＭｎＳは、窒化物や炭窒化物よりも、より高温で析出し、ＢＮやＡｌＮ，Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の析出核ともなる。そのため、ＭｎＳの析出を制御する、具体的には、ＭｎＳの析出量を抑制することによって、スラブの熱間延性を向上させ、スラブ割れを回避することができることがわかった。そして、そのためには、Ｍｎは、Ｓの含有量に対して、下記（８）式を満たす必要があることを見出した。
Ｍｎ≧１２．５０×Ｓ ・・・（８）
その理由は、Ｍｎ／Ｓの比を大きくすることによって、ＭｎＳ析出量が抑えられるため、スラブ割れが回避されるからである。ＭｎＳ起因の割れをより確実に防止する観点からは、Ｍｎ≧２３．４０×Ｓｍａｓｓ％であることが好ましい。

次に、本発明の軟質缶用鋼板の成分組成を上記範囲に規定する理由について説明する。
Ｃ：０．００１４ｍａｓｓ％以下
Ｃは、時効性に大きな影響を与える元素である。特に、鋼中に固溶Ｃとして存在すると、製缶メ−カ−での塗装焼付工程において時効が促進され、その後の製缶加工で、ストレッチャストレインやフル−ティング等の欠陥が発生する。本発明では、Ｎｂを添加して、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を形成させることにより固溶Ｃを低減しているが、Ｃ量が０．００１４ｍａｓｓ％を超えると、Ｎｂの添加量が増加して原料コストの上昇を招くだけでなく、析出するＮｂ（Ｃ，Ｎ）による強化作用により、鋼板が過度に硬化してしまう。よって、Ｃの含有量は０．００１４ｍａｓｓ％以下とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％
上記のように、Ｃの含有量を０．００１４ｍａｓｓ％以下とした場合には、Ｃによる鋼板強度の増加は望めない。Ｓｉは、Ｃに代わって鋼板強度を確保するために添加する元素であり、特に、調質度がＴ３〜Ｔ４クラスの強度を得るためには必須の元素である。鋼板強度の上昇は、０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で得ることができる。Ｓｉは、固溶Ｓｉとして存在していても、微細なＳｉ酸化物として存在していてもよい。特に、Ｓｉの酸化物は、ＢＮやＡｌＮより高温で析出するため、γ粒からα粒への変態時には、既に粒内に均一に分布し、オ−ステナイト粒界には析出しない。そのため、スラブ割れに悪影響を与えることなく、鋼板強度を高める効果がある。しかし、Ｓｉの含有量が０．１ｍａｓｓ％を超えると、鋼板が過度に硬化して、製缶加工性が悪化するだけでなく、鋼板の耐食性が低下するようになる。よって、Ｓｉの含有量は、０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０３〜０．１ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：１２．５０×Ｓ〜０．８ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼板の強度を高める元素である。しかし、Ｍｎの含有量が１２．５０×Ｓｍａｓｓ％より少なくなると、ＭｎＳの析出が促進されてスラブの熱間延性が低下し、スラブ割れが発生するため、Ｍｎは、１２．５０×Ｓｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、Ｍｎの含有量が０．８ｍａｓｓ％を超えると、鋼板が過度に硬化してしまう。よって、Ｍｎの含有量は１２．５０×Ｓ〜０．８ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、確実にスラブ割れを防止する観点からは、２３．４０×Ｓ〜０．８ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。

Ｓ：０．０３４ｍａｓｓ％以下
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、スラブの熱間延性を低下させる有害な元素である。特に、Ｓの含有量が０．０３４ｍａｓｓ％より大きくなると、ＭｎＳが多量に析出し、これを核として窒化物および炭窒化物であるＢＮ，ＡｌＮ，Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）が多量に析出するため、熱間延性を大きく低下させる。よって、Ｓ含有量は０．０３４ｍａｓｓ％以下とする。より、熱間延性を向上させるためには、Ｓ含有量は０．０２０ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以下である。

Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。また、ＮとＡｌＮを形成することにより、鋼中の固溶Ｎを減少させる効果を有する。しかし、Ａｌの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、十分な脱酸効果や固溶Ｎ低減効果が得られない。一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、アルミナ等の介在物が増加するため好ましくない。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｎ：０．００１５〜０．００７０ｍａｓｓ％
Ｎは、Ａｌ，Ｂ，Ｎｂ等と結合し窒化物や炭窒化物を形成し、スラブの熱間延性を害するため、少ないほど好ましい。しかし、Ｎを安定して０．００１５ｍａｓｓ％未満とするのは難しく、精錬コストも上昇する。また、後述するように、本発明では、ＢとＮの比が重要な意味を持つが、Ｎの量が少ないと、ＢとＮの比を一定範囲に保つためのＢ量の制御が難しくなる。一方、Ｎの含有量が０．００７０ｍａｓｓ％を超えると、窒化物の析出量が増加してスラブ割れが大きくなり、連続鋳造法でスラブを製造するのが困難となる。また、溶接性を確保するために必要なＢの添加量が増加する結果、結晶粒内のＢＮ析出量が増加し、鋼板が過度に硬化するおそれがある。よって、Ｎの含有量は、０．００１５〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｎｂ：２．３×Ｃ〜１５．４８×Ｃｍａｓｓ％
Ｎｂは、ＮｂＣまたはＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し、鋼中の固溶Ｃを減少させる働きがあり、耐時効性を確保するために必要な元素である。その効果を発現させるためには、２．３×Ｃｍａｓｓ％以上の添加が必要である。さらにその効果を高めて完全非時効とするためには、７．０×Ｃｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｂの添加量が多すぎると、固溶Ｃの低減効果が飽和するだけでなく、再結晶温度を上昇させたり、原料コストの上昇を招いたりする。よって、Ｎｂの添加量は、１５．４８×Ｃｍａｓｓ％以下にする必要がある。

Ｎｂ炭窒化物として析出するＮｂ量
上述したように、Ｎｂ炭窒化物（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））は、連続鋳造時にスラブ内に多量に析出した場合には、スラブ割れを引き起こすため、その析出量はできるだけ少ない方が好ましい。スラブ割れを起こさないためのＮｂ炭窒化物の量は、余剰Ｎ量および析出率によっても変化するが、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）として析出するＮｂ量で０．００８０ｍａｓｓ％以下に抑えることが好ましい。

Ｂ：（０．７６９×Ｎ−０．００３０４）ｍａｓｓ％以上または０．０００３〜０．６０×Ｎｍａｓｓ％
Ｂは、以下に示すように、本発明の缶用鋼板の各種特性に大きな影響を与えるため、極めて重要な元素である。
第１に、連続鋳造スラブの表面割れへの影響である。連続鋳造スラブは、通常、連続鋳造機の下部矯正帯で曲げ戻し変形を受ける。そのため、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の析出量が多いと、スラブ割れを引き起こし易い。この割れを防止するためには、Ｂを添加して、ＮをＢＮとして析出させることにより、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の析出量を抑えることが有効である。その効果を得るためには、先述したように、Ｂを（０．７６９×Ｎ−０．００３０４）ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。
第２に、溶接性に対する影響である。缶用鋼板を溶接した時、ＨＡＺ部が異常な粒成長を起こして軟化し、その後の加工でＨＡＺ部に割れを生じることがある。Ｂは、溶接時に結晶粒界に偏析して異常粒成長を抑制し、溶接性を向上する効果がある。その効果を得るためには、０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。
第３に、缶高減少量への影響である。Ｎｂ添加極低炭素鋼板は、極めて高いランクフォ−ド値（ｒ値）を示すため、缶高減少量が大きくなる傾向がある。しかし、これにＢを添加することによってｒ値を低下でき、特に、鋼板の圧延方向および幅方向のｒ値を適度に低下できるので、缶高減少量を小さくすることができる。この効果は、０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。
第４に、再結晶温度に及ぼす影響である。Ｂは、再結晶温度を上昇させる効果があり、０．６０×Ｎｍａｓｓ％を超えると、再結晶温度が上昇しすぎて、後述する連続焼鈍条件で、未再結晶部を１％以下にすることができなくなる。よって、Ｂの添加量は０．０００３〜０．６０×Ｎｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、Ｂの添加量は、０．０００３〜０．４６×Ｎｍａｓｓ％の範囲である。
第５に、鋼板のフェライト結晶粒に対する影響である。発明者らの調査では、Ｂを適量添加した場合には、鋼板の表層部のフェライト結晶粒よりも板厚中心部のフェライト結晶粒の方が大きくなることがわかった。前述したように、表層部よりも板厚中心部の結晶粒が大きくなると、同じ調質度でも、降伏応力を低くできるので、加工性を改善することができる。この現象は、Ｂの添加量が０．０００３〜０．６０×Ｎ（ｍａｓｓ％）の範囲でのみ認められ、それ未満でも、それ超えでも認められなくなる。よって、良好な製缶加工性を得るためには、Ｂを０．０００３〜０．６０×Ｎ（ｍａｓｓ％）の範囲で添加する。好ましくは、０．０００３〜０．４６×Ｎ（ｍａｓｓ％）の範囲である。なお、このような現象が起こる原因は、まだ完全に明らかとなっていないが、Ｂの粒成長抑制効果が表層部と板厚中心部とで異なり、結晶粒径に差が生じているものと推定される。
以上説明したように、第１〜第５の効果を有効に発現させるためには、Ｂの添加量は、（０．７６９Ｎ−０．００３０５）ｍａｓｓ％以上かつ０．０００３ｍａｓｓ％以上、０．６０×Ｎｍａｓｓ％以下であることが必要であり、好ましくは、（０．７６９Ｎ−０．００３０５）ｍａｓｓ％以上かつ０．０００３ｍａｓｓ％以上、０．４６×Ｎｍａｓｓ％以下である。

本発明の缶用鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を害しない範囲内であれば、Ｐ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｉ等の成分を不可避的不純物の範囲を超えて含有してもよい。

次に、本発明の軟質缶用鋼板が有すべきランクフォ−ド値（ｒ値）について説明する。
平均ｒ値（ｒ_ａｖｅ）：１．３〜１．８
鋼板を深絞り成形して２ピ−ス缶を製造するためには、ランクフォ−ド値（ｒ値）は高い方が有利である。平均ｒ値（ｒ_ａｖｅ）が１．３未満では、深絞り成形時に、破断等の加工トラブルを引き起こすことがある。一方、缶用鋼板は、２ピ−ス缶の他に、３ピ−ス缶の缶胴にも使用されることがある。３ピ−ス缶の缶胴は、シ−ム溶接等により円筒形状とし、その後、エキスパンド加工やビ−ド加工等の缶胴加工を施すことが多く、この場合、缶胴には周方向の伸び歪みが付与される。この際、平均ｒ値が小さいと、板厚が減少し易いため、缶高の減少量は小さい。しかし、平均ｒ値が大きいと、板厚が減少せずに缶高が減少し、缶高が殆ど変化しない溶接部との間に段差が生じる。発明者らの調査結果では、平均ｒ値（ｒ_ａｖｅ）が１．８を超えると、缶高減少量も顕著になる。よって、平均ｒ値（ｒ_ａｖｅ）は１．３〜１．８の範囲とする必要がある。

ｒ_４５−ｒ_０＞０．２、ｒ_４５−ｒ_９０＞０．２および｜ｒ_０−ｒ_９０｜＞０．３のうちのいずれか１以上
さらに、３ピ−ス缶の缶胴は、缶高減少を抑えて段差を小さくするためには、缶胴の周方向のランクフォ−ド値（ｒ値）が小さいことが好ましい。一般に、３ピ−ス缶の缶胴に用いられる缶用鋼板は、周方向が鋼板の圧延方向または幅方向となるよう板取りされることから、鋼板の圧延方向または幅方向のランクフォ−ド値が小さいことが望ましい。そのためには、鋼板の圧延方向、コイル幅方向、４５度方向のランクフォ−ド値をそれぞれｒ_０、ｒ_９０、ｒ_４５と表したとき、ｒ_４５−ｒ_０＞０．２、ｒ_４５−ｒ_９０＞０．２および｜ｒ_０−ｒ_９０｜＞０．３のうちのいずれか１以上の式を満たすことが好ましい。

次に、本発明の軟質缶用鋼板のフェライト結晶粒について説明する。
（Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}）：０．９０未満かつ（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）：０．８０未満
一般に、バッチ焼鈍で得られる軟質缶用鋼板は、長時間の焼鈍によって結晶粒が十分に成長し、かつ固溶Ｃがほとんど存在しないため、引張強度に対する降伏応力の比である降伏比（ＹＲ）の小さい鋼板が得られる。一方、従来の連続焼鈍法で得られる缶用鋼板は、焼鈍時間が極めて短いため、ＹＲが大きくなり易い。缶用鋼板の調質度は、ロックウェル硬さ（ＨＲ３０Ｔ）で区分され、このロックウェル硬さは、引張強度と降伏応力の平均値とよい相関が認められるが、従来の連続焼鈍した鋼板（連続焼鈍材）は、箱焼鈍した鋼板（箱焼鈍材）と比較して、同一の調質度であっても降伏応力は高めとなるため、降伏応力に対応する製缶加工性については不利であった。

発明者らは、上記問題点を解決するために、連続焼鈍材の調質度を変えることなく、加工性を向上させることを検討した。その結果、鋼板の板厚中心部のフェライト結晶粒の大きさを表層部のそれより大きくすることが有効であることを見出した。というのは、鋼板のロックウェル硬さは、鋼板表面にダイヤモンド圧子を押込んだ時の基準荷重と試験荷重における侵入深さの差から求めるため、鋼板表面の結晶粒の大きさに影響される。これに対して、製缶加工性と関係する鋼板の降伏応力は、鋼板全体の結晶粒の大きさに影響される。したがって、連続焼鈍材の調質度を変えることなく降伏応力のみを低下させる、即ち、同一の調質度で箱焼鈍材板と同等レベルの製缶加工性を得るためには、表層部のフェライト結晶粒の大きさを保持したまま、板厚中心部のフェライト結晶を大きくすることが有効である。

具体的には、連続焼鈍した鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向平均長さをそれぞれＬ_{ｓ−ａｖｅ}、Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}、鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向最大長さをそれじれＬ_{ｓ−ｍａｘ}、Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}としたとき、鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒のＬ方向平均長さの比（Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}）が０．９０未満であり、鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒のＬ方向最大長さの比（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）が０．８０未満である場合に、同一調質度のバッチ焼鈍材と同等の製缶加工性が得られることがわかった。より好ましくは、（Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}）が０．８０未満であり、（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）が０．７０未満である。なお、上記表層部とは、鋼板の表層から全厚の１／４深さまでの部分を言い、また、板厚中心部とは、板厚１／２部±１０％の部分を言う。

次に、本発明の軟質缶用鋼板における未再結晶粒の残存率について説明する。
発明者らは、本発明の缶用鋼板の機械的特性に及ぼす焼鈍条件の影響について検討を行った。その結果、本発明の鋼板においては、未再結晶粒が残存していても、その量が少なければ、鋼板強度は上昇するものの、製缶加工性には、大きな影響がないことが明らかとなった。このことは、未再結晶粒は、加工性を低下させることなく鋼板強度を高める（調質度を上げる）ために、有効利用できることを意味する。上記の鋼板強度上昇効果を発現させるためには、未再結晶粒が、圧延方向断面における面積率で０．５％以上存在することが好ましい。しかし、未再結晶粒の面積率が５％を超えると、鋼板強度が過度に上昇し、製缶加工性が劣化する等の弊害が生じる。よって、未再結晶粒を残存させる場合には、圧延方向断面における面積率で０．５〜５％の範囲とする必要がある。

次に、本発明に係る軟質缶用鋼板の製造方法について説明する。
製鋼工程は、本発明が規定する上記成分組成の鋼を溶製できれば、如何なる方法であってもよい。ただし、スラブの製造は、成分偏析の少ない連続鋳造法で行うものとする。しかし、連続鋳造の条件は、鋼の成分組成を最適化し、スラブ割れ感受性を低減しているので、特に制限を設ける必要はない。

熱間圧延に先立つスラブの再加熱は、特に条件は規定しないが、加熱温度が高すぎると、製品表面に欠陥が発生したり、エネルギ−コストが上昇したりし、一方、低すぎると、熱延仕上温度の確保が難しくなる。よって、再加熱温度は、１０５０〜１３００℃の範囲が好ましい。

熱間圧延工程は、特に条件を規定しないが、熱延鋼板の結晶粒や析出物分布の均一性、表面性状、機械的特性および生産コストの観点から、仕上圧延終了温度は８６０〜９５０℃、巻取温度は５５０〜７２０℃の範囲とすることが好ましい。続く酸洗は、表面のスケ−ルが除去されればよく、特に条件を規定しない。

冷間圧延は、本発明が規定する適正なフェライト粒径（圧延方向の結晶粒径）および適正なランクフォ−ド値（ｒ値）を得るためには、圧下率を７０〜９０％の範囲とする必要がある。圧下率が７０％未満では、同じ厚さの冷延板を得るには熱延板の板厚を薄くする必要があるため、熱間圧延で、目標とする仕上圧延終了温度を確保することが難しくなり、一方、９０％を超えると、冷間圧延における負荷が増大して圧延が困難になるからである。好ましくは、８０〜９０％の範囲である。

続く、連続焼鈍は、冷間圧延した鋼板（冷延板）を再結晶させて所望の強度と加工性を付与する工程であり、本発明においては特に重要な工程である。冷延板の再結晶挙動は、均熱温度と均熱時間の外、鋼板成分、特に、Ｎｂ，Ｂ，Ｎの含有量によっても変化する。発明者らは、種々の成分組成を有する鋼を溶製し、再結晶挙動に及ぼす成分組成および焼鈍条件の影響を調査した。その結果、冷延板の再結晶挙動は、Ｎｂ，Ｂ，Ｎの含有量および均熱温度、均熱時間によって、下記式；
Ａ＝ｔ／３＋Ｔ−１４．８×ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ ・・・（８）
ここで、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｍａｓｓ％）、Ｂ：Ｂ含有量（ｍａｓｓ％）、Ｎ：Ｎ含有量（ｍａｓｓ％）、Ｔ：均熱温度（℃）、ｔ：均熱時間（秒）
で定義されるパラメ−タＡとよい相関があることがわかった。

図１は、上記パラメ−タＡと、連続焼鈍後の鋼板の圧延方向断面における未再結晶粒の面積率（％）との関係を示したものであり、Ａの値が７７０未満となると、圧延方向断面における未再結晶粒の面積率が５％を超えるようになり、鋼板強度が高くなると共に、製缶加工性が劣化する。

また、パラメ−タＡは、再結晶挙動を通じて、ランクフォ−ド値（ｒ値）や鋼板表層部と板厚中心部の結晶粒成長にも影響することがわかった。図２は、パラメ−タＡと平均ｒ値（ｒ_ａｖｅ）との関係を示したものであり、Ａの値が８４０を超えて大きくなり過ぎると、再結晶完了後の粒成長が促進される結果、平均ｒ値が１．８を超えてしまうことがわかる。また、図３および図４は、パラメ−タＡと、鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向平均長さの比（Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}）および鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向最大長さの比（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）との関係を示したものであるが、Ａの値が８４０を超えると、鋼板表層部の粒成長が板厚中心部と同レベルまで促進される結果、Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}＜０．９、Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}＜０．８を満たさなくなる。
以上の結果から、未再結晶粒の面積率、ランクフォ−ド値および鋼板の結晶粒を制御する観点からは、パラメ−タＡの値を７７０〜８４０の範囲に制御して連続焼鈍することが必要であることがわかる。好ましくは、７８０〜８３０の範囲である。

なお、連続焼鈍における均熱焼鈍条件は、上記パラメ−タＡの値を７７０〜８４０の範囲に制御することの他に、均熱温度：７００〜７８０℃、均熱時間：２０〜９０秒を満たすことが必要である。均熱温度が７００℃未満では、上記パラメ−タＡの条件を満たしても、目標の鋼板組織を得られないことがあり、一方、７８０℃を超えると、缶用鋼板のような極薄材では、炉内破断や形状不良等の操業トラブルが発生し易くなる。また、均熱時間が２０秒未満では、やはり、上記パラメ−タＡの条件を満たしても、目標の鋼板組織を得られないことがあり、一方、９０秒を超えると、焼鈍ラインの通板速度が低下するため、生産性を阻害するようになるからである。

また、固溶Ｃを低減し、耐時効性をより改善するためには、上記均熱焼鈍後に過時効処理を行ってもよい。過時効処理の条件は、特に規定しないが、固溶Ｃを十分に低減するためには、３５０〜４５０℃の温度で３０〜９０秒間保持することが望ましい。

連続焼鈍後、形状矯正や表面粗度の調整、機械的特性の改善を目的として、圧下率が０．５〜５％の調質圧延を施すことが好ましい。圧下率が０．５％より低すぎると、形状の矯正や表面粗度の調整が難しくなる。一方、圧下率が５％を超えると、鋼板が加工硬化し、また、機械的特性の異方性も大きくなるため、製缶加工性を損ねるようになる。

本発明の缶用鋼板は、耐食性が必要な場合には、上記のようにして製造した鋼板に、錫めっきや電解クロム酸処理を施して、ぶりきやティンフリ−スチ−ルとする。また、必要に応じて、さらにポリエステルフィルムをラミネ−トし、皮膜を形成してもよい。

表１に示した各種成分組成を有する鋼記号Ａ〜ＡＡの鋼を転炉で溶製し、垂直曲げ型連続鋳造機（垂直部長さ：３．５ｍ、曲げ半径：１０ｍ）を用いて連続鋳造し、厚み２３０ｍｍ×幅１０００ｍｍのスラブを製造した。これらのスラブについて、以下の評価を行った。
＜耐スラブ表面割れ性の評価＞
スラブ表面の割れの発生有無を目視で観察し、割れが観察されなかったものを耐スラブ表面割れ性が良（◎）、スラブのコ−ナ−部に１００ｍｍ以下の割れが確認されたが、グラインダ−研削や表面溶削等で対応できるものを耐スラブ表面割れ性がやや良（○）、スラブの長片側に１００ｍｍ以上の長さにわたって割れが発生し、スラブ切断せざるを得なかったものを耐スラブ表面割れ性が劣（×）と評価した。
＜熱間延性の評価＞
スラブの表面割れは、主に、鋼がγからαに変態する温度（約８５０℃〜１０００℃）付近で発生する。そこで、上記スラブの３００ｍｍの位置から、幅方向に、平行部の直径８ｍｍφ×長さ１５ｍｍの丸棒試験片を採取し、連続鋳造時における温度履歴と引張応力をシミュレ−トし、９５０℃での高温引張試験を行い、各スラブが有する熱間延性の評価を行った。高温引張試験は、高周波誘導方式の熱間加工再現試験機を用いて、真空中で、加熱速度１０℃／ｓで１４２０℃の温度に加熱後、６０秒間均熱し、その後、試験温度である９５０℃まで５℃／ｓの速度で急冷し、６０秒保持してから、ひずみ速度２×１０^−３で引張試験する条件で行った。高温延性は、引張試験後の試験片の破断面から絞り率（断面減少率）を求めて、絞り率が３５％以上のものを高温延性良（◎）、絞り率が１０％以上３５％未満のものを高温延性やや良（○）、絞り値が１０％未満のものを高温延性劣（×）と評価した。なお、絞り率は、大きい程、熱間延性に優れ、スラブ表面割れが起き難いことを意味する。

上記スラブの評価結果を表１中に併記して示した。表１から、本発明が規定する成分組成およびＭｎ／Ｓ、析出Ｎｂの条件を満たす鋼は、９５０℃での熱間延性が良好で、スラブ表面割れも無いかまたは小さいことがわかる。

上記スラブは、その後、１２５０℃の温度に再加熱してから、仕上圧延終了温度を８９０℃、巻取温度を６２０℃とする熱間圧延を行い、板厚が２．３ｍｍの熱延板とし、その後、塩酸酸洗し、さらに、表２に示した条件で、冷間圧延して板厚０．３５〜０．８１ｍｍの冷延板とし、連続焼鈍し、調質圧延を行い、最後に、電解クロム酸処理を施し、缶用鋼板（ティンフリ−スチ−ル）とした。その後、上記缶用鋼板から試験片を採取し、製缶メ−カ−において塗装焼付け後、製缶加工されることを考慮して、２１０℃×１０分の時効熱処理を施した。

上記のようにして得た缶用鋼板の試験片を、以下の試験に供した。
＜硬さ測定＞
ＪＩＳ Ｚ２２４５のロックウェル硬さ試験方法に準拠して、ＪＩＳ Ｇ３３１５に規定された位置におけるロックウェル３０Ｔ硬さ（ＨＲ３０Ｔ）を測定し、調質度を判定した。
＜ランクフォ−ド値（ｒ値）の測定＞
上記試験片から、圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、１５％引張変形させた時の各方向のｒ値を測定した。また、各方向のｒ値から、下記式を用いて平均ｒ値（ｒ_ａｖｅ）を求めた。
ｒ_ａｖｅ＝（ｒ_０＋ｒ_９０＋２×ｒ_４５）／４
＜未再結晶率の測定＞
上記試験片について、圧延方向断面のフェライト組織をエッチングして出現させ、光学顕微鏡を用いて撮影した２００倍の写真を画像処理して、未再結晶部と再結晶完了部を区別し、再結晶していない結晶粒の面積率を算出した。
＜フェライト結晶粒の圧延方向長さの測定＞
上記フェライト組織を出した試験片の一部については、さらに、鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向長さ（粒径）を測定した。測定は、板厚中心部は板厚の１／２位置、表層部は表面から１５μｍの位置において行い、圧延方向に引いた長さ３００μｍの線を横切るフェライト結晶粒界の数を測定し、その粒界数で３００μｍを割って、それぞれの位置におけるフェライト結晶粒の平均圧延方向長さ（Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}、Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}）を求め、Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}を算出した。また、３００μｍの範囲内で認められた最長の結晶粒界の間隔を、フェライト結晶粒の圧延方向最大長さ（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}、Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）とし、これから（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）を算出した。
＜スプリングバックの測定＞
また、上記フェライト結晶粒の圧延方向長さを測定した鋼板については、さらに、スプリングバックを測定した。スプリングバックの測定は、試験片を、直径１インチ（２５．４ｍｍ）のマンドレルに巻き付けて１８０°の曲げを付与し、加圧を除いた後の鋼板の曲がり角度を測定することにより行い、同一調質度で同一板厚のバッチ焼鈍材のスプリングバック角度を１．００としたとき、その１．０３倍未満のものをスプリングバック良（◎）、１．０３倍以上１．０５倍未満のものをスプリングバックやや良（○）および１．０５倍以上のものをスプリングバック劣（×）と評価した。

さらに、缶用鋼板の製缶加工性を評価するために、上記缶用鋼板を３ピ−ス缶の缶胴に成形した。３ピ−ス缶の缶胴成形は、上記缶用鋼板を、長さ方向４００×幅方向８５０ｍｍの長方形にブランクし、これを、幅方向が円周方向でかつ巻き幅（両端のラップ量）が０〜３ｍｍとなるような条件でロ−ルフォ−ミング成形して円筒状にし、その後、チリの発生しない上限の溶接電流でラップ量を０．８ｍｍとしてシ−ム溶接し、直径が約２７０ｍｍの缶胴を得た。続いて、上記缶胴に対して、直径増加率が最大で約６％のエキスバンド加工を施し、さらにビ−ド高が６〜８ｍｍのビ−ド加工を施し、最後に、フランジ幅が６ｍｍとなるようフランジ加工を施した。
このようにして得た３ピ−ス缶の缶胴について、以下の評価を行った。
＜耐時効性の評価＞
耐時効性は、上記ロ−ルフォ−ミング成形した時のフル−ティングの発生状況を目視で観察し、フル−ティングの発生が全く認められなかったものを耐時効性良（◎）、フル−ティングが認められるが実用上問題のないものを耐時効性やや良（○）、フル−ティングが激しいものを耐時効性劣（×）と評価した。
＜溶接性の評価＞
溶接性は、フランジ加工した溶接部から採取した試料の研磨面を顕微鏡観察し、ＨＡＺ部における割れの発生率を求め、割れ発生率が０．５％以下のものを溶接性良（◎）、割れ発生率が０．５％超１％以下のものを溶接性がやや良（○）、割れ発生率が１％超えのものを溶接性が劣（×）と評価した。
＜缶高変化の評価＞
缶高変化は、エキスバンド加工、ビ−ド加工後の溶接部と非溶接部の缶高さの差から、缶高減少量を求め、缶高減少量が１ｍｍ以下のものを缶高変化良（◎）、１ｍｍ超１．５ｍｍ以下のものを缶高変化やや良（○）、１．５ｍｍを超えたものを缶高変化劣（×）と評価した。

さらに、上記缶用鋼板を２ピ−ス缶に成形し、製缶加工性を評価した。２ピ−ス缶の成形は、缶用鋼板の試験片から直径１００ｍｍφの円形ブランクを打抜き、これを、絞り率約０．６の絞り加工後、絞り率約０．７５の再絞り加工を行い、直径４５ｍｍφの２ピ−ス缶体とした。
このようにして得た２ピ−ス缶体について、以下の評価を行った。
＜耐時効性の評価＞
耐時効性は、缶胴下部から缶底にかけての部位におけるストレッチャストレインの発生状況を目視あるいは顕微鏡で観察し、ストレッチャストレインの発生が全く認められなかったものを耐時効性良（◎）、ストレッチャストレインの発生が認められたものの実用上問題がないものを耐時効性やや良（○）、ストレッチャストレインの発生が大きいものを耐時効性劣（×）と評価した。
＜深絞り性の評価＞
深絞り性は、絞り加工および再絞り加工で破断を起こした缶体の発生率で評価し、破断発生率が０．３％以下のものを深絞り性良（◎）、破断発生率が０．３％超０．５％以下のものを深絞り性やや良（○）、破断発生率が０．５％を超えたものを深絞り性劣（×）と評価した。

上記評価の結果を、表２および表３に示した。これらから、本発明の成分組成を満たす連続鋳造スラブを素材とし、本発明の条件を満たす条件（冷延圧下率、連続焼鈍条件）で製造した缶用鋼板は、２ピ−ス缶あるいは３ピ−ス缶に適した特性を有することがわかる。

パラメ−タＡ（＝ｔ／３＋Ｔ−１４．８×ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ）と、未再結晶粒の面積率との関係を示すグラフである。 パラメ−タＡ（＝ｔ／３＋Ｔ−１４．８×ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ）と、ランクフォ−ド値（ｒ値）との関係を示すグラフである。 パラメ−タＡ（＝ｔ／３＋Ｔ−１４．８×ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ）と、鋼板表層部と板厚中心部のフェライト結晶粒の平均圧延方向長さ比（Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}）との関係を示すグラフである。 パラメ−タＡ（＝ｔ／３＋Ｔ−１４．８×ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ）と、鋼板表層部と板厚中心部のフェライト結晶粒の圧延方向最大長さ比（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）との関係を示すグラフである。

Claims (6)

1. Ｃ：０．００１４ｍａｓｓ％以下、
   Ｓｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、
   Ｍｎ：１２．５０×Ｓ〜０．８ｍａｓｓ％、
   Ｓ：０．０３４ｍａｓｓ％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、
   Ｎ：０．００１５〜０．００７０ｍａｓｓ％、
   Ｎｂ：２．３×Ｃ〜１５．４８×Ｃｍａｓｓ％、
   Ｂ：（０．７６９×Ｎ−０．００３０４）ｍａｓｓ％以上かつ０．０００３ｍａｓｓ％以上０．６０×Ｎ（ｍａｓｓ％）以下
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる調質度がＴ１〜Ｔ４である軟質缶用鋼板。
2. 鋼中に析出したＮｂ炭窒化物中のＮｂ量が０．００８０ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１に記載の軟質缶用鋼板。
3. 平均ｒ値（ｒ_ａｖｅ）が１．３〜１．８であり、圧延方向に対して０度、９０度、４５度方向のｒ値（ｒ_０，ｒ_９０，ｒ_４５）が、ｒ_４５−ｒ_０＞０．２、ｒ_４５−ｒ_９０＞０．２および｜ｒ_０−ｒ_９０｜＞０．３のいずれか１以上の関係式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の軟質缶用鋼板。
4. 鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向平均長さの比（Ｌ_{ｓ−ａｖｅ}／Ｌ_{ｃ−ａｖｅ}）が０．９０未満であり、鋼板の表層部と板厚中心部におけるフェライト結晶粒の圧延方向最大長さの比（Ｌ_{ｓ−ｍａｘ}／Ｌ_{ｃ−ｍａｘ}）が０．８０未満であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の軟質缶用鋼板。
5. 鋼板の圧延方向断面における未再結晶粒の面積率が０．５〜５％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の軟質缶用鋼板。
6. Ｃ：０．００１４ｍａｓｓ％以下、
   Ｓｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、
   Ｍｎ：１２．５０×Ｓ〜０．８ｍａｓｓ％、
   Ｓ：０．０３４ｍａｓｓ％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、
   Ｎ：０．００１５〜０．００７０ｍａｓｓ％、
   Ｎｂ：２．３×Ｃ〜１５．４８×Ｃｍａｓｓ％、
   Ｂ：（０．７６９×Ｎ−０．００３０４）ｍａｓｓ％以上かつ０．０００３ｍａｓｓ％以上０．６０×Ｎｍａｓｓ％以下
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、その後、圧下率７０〜９０％の冷間圧延してから、下記条件を満たす連続焼鈍を施すことにより、調質度がＴ１〜Ｔ４の缶用鋼板とすることを特徴とする軟質缶用鋼板の製造方法。
   記
   均熱温度Ｔ：７００〜７８０℃
   均熱時間ｔ：２０〜９０秒
   ７７０≦ｔ／３＋Ｔ−１４．８×ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ≦８４０

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