JP2012021230A - 軟質缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接性、非時効性、加工性に優れ、缶高の減少が小さい軟質缶用鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．００５０％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％、Ｎｂ：４×Ｃ〜２０×Ｃ（原子比では、０．５２×Ｃ〜２．５８×Ｃ）、Ｂ：０．１５×Ｎ〜０．７５×Ｎ（原子比では、０．２０×Ｎ〜０．９７×Ｎ）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、連続焼鈍法により製造され、連続焼鈍条件として均熱時間ｔを２０〜９０秒、均熱温度Ｔを７００〜７８０℃とし、かつ、前記均熱時間ｔ（秒）、均熱温度Ｔ（℃）、鋼成分（質量％）の関係が７７０≦ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ≦８４０を満たし、圧延率：０．５〜５％の調質圧延を行なって調質度Ｔ２〜Ｔ３．５の範囲とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、連続焼鈍法で製造される軟質の缶用鋼板に係り、バッチ焼鈍法で製造されたものとほぼ同等の非時効性、加工性、溶接性を有する調質度Ｔ２〜Ｔ３．５の軟質缶用鋼板に関する。

ブリキやティンフリー鋼（ＴＦＳ）等の缶用鋼板の内、調質度Ｔ４からＴ６までの硬質材は殆どが連続焼鈍で製造されているものの、軟質材は主にバッチ焼鈍で製造されている。バッチ焼鈍は、連続焼鈍と比較して処理時間が長いことから生産性に劣り、また、鋼板形状や機械特性の均一性の面でも不利である。そのため、連続焼鈍法による軟質材の製造方法が検討されている。

例えば、特許文献１には、低炭素鋼に対して過時効処理帯を設けた連続焼鈍ラインで焼鈍する方法が提案されている。連続焼鈍において均熱後急冷することで固溶Ｃを過飽和な状態にし、急冷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、非時効化する方法が提案されている。しかし、この方法では、完全にＣを析出させることはできず、若干量の固溶Ｃが残存するために非時効性が十分とは言えなかった。

製缶加工前に加熱工程のない場合には、時効は問題とならないレベルであるが、製缶加工前に塗装焼付け等の加熱工程が行なわれる場合には、時効が促進され、製缶加工においてストレッチャストレイン（リューダース伸びに起因する引きつりシワ）やフルーティング（座屈に起因する腰折れシワ）等の不良が生じることがあった。

特許文献２には、極低炭素鋼に対してＮｂを添加する方法が提案されている。この方法においては、Ｃと親和力の強いＮｂにより、鋼中Ｃの全量をＮｂＣとして析出させるため、固溶Ｃが残存せず、完全非時効化が達成されている。しかし、溶接用途に使用した場合に、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。これは、極低炭素鋼であるために焼入れ性が劣り、ＨＡＺ部の強度不足が生じるためであると考えられる。また、Ｎｂ添加の極低炭素鋼においては、ランクフォード値が高すぎることから、溶接後にエキスパンド加工やビード加工等の缶胴加工を施された場合、缶高の減少量が大きいという欠点があった。このように、Ｎｂ添加の極低炭素鋼では、主に溶接用途に用いられた場合、ＨＡＺ部割れや缶高の減少等の問題があった。

特許文献３には、極低炭素鋼に対してＢを添加する方法が提案されている。この方法においては、Ｂの存在により極低炭素鋼でありながら溶接性に優れることを特徴とする。しかし、この従来方法では、固溶ＮはＢＮとして析出させることができるが、固溶Ｃを固定することはできない。よって、非時効性は十分ではなく、製缶業者において塗装焼付け等の加熱工程が行なわれる場合には、時効が促進され、加熱工程後の製缶加工においてストレッチャストレインやフルーティング等の成形不良が生じることがあった。

特許文献４には、極低炭素鋼に対して、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの一種以上を添加する方法が提案されている。この方法においては、ＮｂやＢの効果により非時効性に優れることを特徴とする。しかし、この従来方法では、Ｃを０．００１５％以下に制限する必要があり、現在の技術では、Ｃを０．００１５％以下の鋼板を低コストで安定的に製造することは困難である。

特許文献５には、極低炭素鋼に対してＮｂとＢの両方を添加する方法が提案されている。この方法により、溶接性、加工性、最適結晶粒径、耐食性等、缶用鋼板に求められる種々の要求特性を満たすという内容が記載されている。しかし、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％と成分範囲が非常に広いため、各要求特性に対して最適な範囲を見出したとは言えなかった。

また、特許文献６にはＮ，Ｎｂ，Ｔｉを含有せしめた炭素鋼の成分組成において、成分組成を特定すると共に、Ｎ，Ｎｂ，Ｔｉを特定の関係式に満足せしめ、または、前記関係式に加えてＮｂとＮの関係についても他の特定の式を満足するように調整したことを特徴とする粒界割れ欠陥の生じない連続鋳造鋳片について提案されている。しかし、この鋳片ではＴｉ：０．００４〜０．１％が含まれており、Ｔｉが鋼板表面に濃化して、めっき性（表面外観および品質）を劣化させる問題があるため、この鋳片を用いることは困難である。

このように従来の技術では、溶接性、非時効性に優れ、溶接後の缶胴加工における缶高減少量も小さい軟質缶用鋼板は連続焼鈍法では得られていない。そのため、一部の製缶業者、一部の缶種においては連続焼鈍法により製造された軟質缶用鋼板が用いられているが、大半の製缶業者、大半の缶種においてはバッチ焼鈍法により製造された鋼板が用いられていた。
特公昭６３−１０２１３号公報 特公平１−５２４５０号公報 特許３３７７１５５号公報（特開平９−２２７９４７号公報） 特許２０３５９５２号公報（特開平５−２６３１４３号公報） 特開平６−４１６８３号公報 特開２００３−１６６０３８号公報

前述したように、従来の技術では、連続焼鈍法による軟質缶用鋼板においては、バッチ焼鈍法によるものと同等の特性は得られていない。そのため、これまで、大半の軟質缶用鋼板はバッチ焼鈍法で製造されている。本発明は、軟質缶用鋼板のうち調質度Ｔ２〜Ｔ３．５のものに対して、上記の問題を解決することを目的とする。なお、ここで「調質度」とは缶用鋼板として用いられるブリキやティンフリー鋼の硬さを示す指標であり、ＪＩＳ Ｇ３３０３およびＪＩＳ Ｇ３３１５では、ロックウェル硬度（ＨＲ３０Ｔ）でＴ２が５３±３、Ｔ２．５が５５±３、Ｔ３が５７±３、Ｔ４が６１±３と規定されている。Ｔ３．５とは、ＪＩＳでは特に規定されていないが、一般的には、Ｔ３とＴ４の中間レベルのロックウェル硬度（ＨＲ３０Ｔ）で５９±３として通用することから、本願発明においても５９±３として定義する。

以下に本発明で解決しようとする課題について述べる。

（１）溶接性
製缶業者では、缶の種類によって、スポット溶接、プロジェクション溶接、シーム溶接等の様々な溶接が行なわれる。また、溶接後にさらに加工されることも多く、また製缶後の缶はいろいろな用途に使用されるため溶接部に過大な荷重がかかることもある。よって、様々な溶接に対して溶接熱影響部の強度が十分に確保され、溶接後の加工の際、及び、客先で缶が使用される際に、溶接熱影響部に割れが生じないことが必要である。

（２）非時効性
製缶業者においては、製缶加工前に塗装焼付けが施されることが多い。塗装焼付けでの加熱により時効が促進されると、塗装焼付け後の製缶加工時にフルーティングやストレッチャ・ストレイン等の不良を生じる。よって、非時効性に優れることが必要である。

（３）缶高の変化
軟質缶用鋼板はペール缶等の溶接缶用途に使用されることがある。これらの缶においては、シーム溶接を行なった後にビード加工、エキスパンド加工を施されることが多い。その場合、ビード加工、エキスパンド加工による缶高の減少量が大きいと、缶高の減少しない溶接部との間に段差が生じることがある。よって、缶高があまり減少しないことが重要である。そのためには、ランクフォード値が低いことが必要である。

（４）加工性
詳細な調査を行なったところ、従来の連続焼鈍法による軟質缶用鋼板は、バッチ焼鈍法の軟質缶用鋼板と比較して、同一の調質度の場合でも加工性が劣ることが分かった。これは、バッチ焼鈍鋼板と比較して連続焼鈍鋼板は、同一の調質度であっても降伏強度が高めであることに起因すると考えられる。製缶業者でバッチ焼鈍鋼板と同一の製缶条件で加工する際に混乱を生じないためには、降伏強度を低減し、バッチ焼鈍鋼板と同等レベルの加工性を確保することが必要である。

本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、溶接性、非時効性、加工性に優れ、缶高の減少が小さい軟質缶用鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

（５）熱間延性
Ｎ，Ｂ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｃ量が添加されている鋼は、鋼の組成がγからαに変態するときに、ＢＮ，Ｎｂ（Ｎ，Ｃ），ＡｌＮなどの窒化物および炭窒化物が大量にオーステナイト粒界に析出することで脆化が起こり、連続鋳造時にスラブ割れが発生することがわかった。スラブ割れが発生すると、スラブ割れの部分についてコーナー部の切断やグラインダーでの研削作業の工程が必要となり、多くの労力とコストがかかるために生産性を大きく阻害する。このため、Ｎ，Ｂ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｃ量、特にＮ量を最適化してスラブ割れを生じさせないことが必要である。

本発明者らは、鋼成分、結晶粒形態、製造方法等に関して種々検討を行ない、軟質缶用鋼板のうち調質度Ｔ２〜Ｔ３．５のものに対して解決方法を見出したものである。

（１）本発明に係る軟質缶用鋼板は、鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．００５０％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％、Ｎｂ：４×Ｃ〜２０×Ｃ（原子比では、０．５２×Ｃ〜２．５８×Ｃ）、Ｂ：０．１５×Ｎ〜０．７５×Ｎ（原子比では、０．２０×Ｎ〜０．９７×Ｎ）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、連続焼鈍法により製造され、平均のランクフォード値ｒ_aveが１．３〜１．８の範囲にあり、かつ、ｒ０＜ｒ４５−０．２、ｒ９０＜ｒ４５−０．２、｜ｒ０−ｒ９０｜＞０．３からなる３つの関係式のうち少なくとも１つを満たし、調質度がＴ２〜Ｔ３．５の範囲にあることを特徴とする。

（２）本発明に係る軟質缶用鋼板は、鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．００５０％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％、Ｎｂ：４×Ｃ〜２０×Ｃ（原子比では、０．５２×Ｃ〜２．５８×Ｃ）、Ｂ：０．１５×Ｎ〜０．７５×Ｎ（原子比では、０．２０×Ｎ〜０．９７×Ｎ）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、連続焼鈍法により製造され、フェライト結晶粒のＬ方向長さに関して、表層での平均値Ｌs-ave、表層での最大値Ｌs-max、板厚中心での平均値Ｌc-ave、板厚中心での最大値Ｌc-maxが、Ｌs-ave／Ｌc-ave＜０．９の関係を満たし、かつ、Ｌs-max／Ｌc-max＜０．８の関係を満たし、調質度がＴ２〜Ｔ３．５の範囲にあることを特徴とする。

（３）上記（１）又は（２）記載の鋼版において、連続焼鈍後の未再結晶粒を、圧延方向断面での面積比で、０．５〜５％残存させる。

（４）本発明に係る軟質缶用鋼板の製造方法は、上記（１）乃至（３）のいずれか１記載の成分の鋼帯に関して、冷間圧延条件として圧延率を７０〜９０％の範囲とし、連続焼鈍条件として均熱時間ｔを２０〜９０秒、均熱温度Ｔを７００〜７８０℃とし、かつ、前記均熱時間ｔ（秒）、均熱温度Ｔ（℃）、鋼成分（質量％）の関係が７７０≦ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ≦８４０を満たし、圧延率：０．５〜５％の調質圧延を行なって調質度Ｔ２〜Ｔ３．５の範囲とすることを特徴とする。

本発明により、バッチ焼鈍法より品質の均一性、生産コスト等の面で有利な連続焼鈍法を用いて、バッチ焼鈍法で製造される軟質缶用鋼板とほぼ同等の特性を確保できるようになった。

本発明者らは、連続焼鈍法により製造される軟質缶用鋼板について種々の検討を行い、鋭意研究した結果、本発明を完成させるに至った。以下に本発明を詳細に説明する。

まず、ランクフォード値の限定理由について述べる。２ピース缶を深絞り成形する場合にはランクフォード値は高い方が有利である。平均のランクフォード値ｒ_aveがＬ３未満では、深絞り成形時に破断等の問題を生じることがある。よって、本発明ではランクフォード値ｒ_aveを１．３以上に限定する。

一方、軟質缶用鋼板は、２ピース缶の他にも３ピース缶の缶胴にも使用されることがある。３ピース缶の缶胴においては、シーム溶接により円筒形状とした後に、エキスパンド加工、ビード加工等の缶胴加工を施すことが多い。その場合、缶胴は周方向に伸び歪みが与えられるが、ランクフォード値が大きいと板厚が減少せずに缶高が減少しやすい。反対にランクフォード値が小さいと板厚が減少しやすいため缶高の減少量は小さくなる。缶高の減少量が大きいと、缶高があまり変化しない溶接部との間に段差が生じることがある。これまでの調査により、ランクフォード値ｒ_aveが１．８を超えると缶高減少量も顕著になることが判明した。よって、ランクフォード値を１．８以下に限定する。

また、３ピース缶の缶胴においては、缶胴の周方向のランクフォード値が小さい必要があるが、鋼板の圧延方向またはコイル幅方向が缶胴周方向になるように板取りされるため、圧延方向またはコイル幅方向のランクフォード値が小さいことが望ましい。

具体的には圧延方向、コイル幅方向、４５度方向のランクフォード値をそれぞれｒ０、ｒ９０、ｒ４５とした場合に、(i)ｒ０＜ｒ４５−０．２、(ii)ｒ９０＜ｒ４５−０．２、(iii)｜ｒ０−ｒ９０｜＞０．３の３つのうち少なくとも１つの関係を満たす場合に、缶胴加工での缶高減少量が小さい３ピース缶が得られる。このことから本発明では、これら３つの不等式のいずれか１つ以上を満たすこととした。

次に、圧延方向結晶粒長さについて述べる。

バッチ焼鈍法による軟質缶用鋼板は、長時間の焼鈍により、結晶粒が十分に成長し、かつ、固溶Ｃの存在しない状態となるため、引張強度に対する降伏強度の比（ＹＲ）の小さい鋼板が得られる。一方、従来の連続焼鈍法による軟質缶用鋼板は、焼鈍時間が極めて短いため、ＹＲが大きくなりやすい。缶用鋼板の一般的な管理指標である調質度は、ロックウェル硬度（ＨＲ３０Ｔ）で区分されており、ロックウェル硬度（ＨＲ３０Ｔ）は引張強度と降伏強度の平均値と比較的よい相関が認められる。よって、従来の連続焼鈍鋼板はバッチ焼鈍鋼板と比較して、同一調質度であっても降伏強度は高めとなり、従って、降伏強度に対応すると考えられる製缶加工性についても不利であった。本発明者らは詳細な検討を行なった結果、連続焼鈍鋼板において、調質度を変えずに加工性を向上させるためには、鋼板の表層部と板厚中心部でフェライト結晶粒径に差を生じさせることが有効であることを見出した。

これは次のように考えられる。ロックウェル硬度（ＨＲ３０Ｔ）は鋼板表面に圧子を押込んで測定するため鋼板表面の結晶粒径に影響されるが、実際の製缶加工性は鋼板の降伏強度に対応するため鋼板全体の結晶粒径に影響される。よって、連続焼鈍鋼板において鋼板の表層部よりも板厚中心部でフェライト結晶粒径を大きくすることで、調質度の等しいバッチ焼鈍鋼板と同等レベルの製缶加工性が得られる。具体的には、フェライト結晶粒の圧延方向長さに関して、表層での平均値Ｌs-ave、表層での最大値Ｌs-max、板厚中心での平均値Ｌc-ave、板厚中心での最大値Ｌc-maxが、Ｌs-ave／Ｌc-ave＜０．９、Ｌs-max／Ｌc-max＜０．８を満たす場合に、上記効果が発揮される。よって、同一調質度のバッチ焼鈍鋼板と同等の製缶加工性が必要な場合には、圧延方向結晶粒長さをこの範囲に限定する。なお、さらに望ましくは、Ｌs-ave／Ｌc-ave＜０．８、Ｌs-max／Ｌc-max＜０．７である。

次に、未再結晶粒の残存率について述べる。

詳細な検討を行なった結果、本発明鋼においては、若干量の未再結晶粒が残存していても、鋼板強度は上昇するものの、その他の特性はあまり変化しないことが判明した。よって、鋼板強度を調整するために未再結晶粒を残存させることができる。圧延方向断面における未再結晶粒の存在面積率が０．５％未満では、鋼板強度上昇の効果は認められない。一方、５％を超えると鋼板強度が過度に上昇し、製缶加工性劣化等の弊害が発現する。よって、本発明において未再結晶粒を残存させる場合は、０．５〜５％の範囲とする。

次に、鋼成分の限定理由についてそれぞれ述べる。
（１）Ｃ：０．００１５〜０．００５０質量％
炭素は、以下に述べるように本発明において鋼板の特性に対して２つの大きな影響力をもつ重要な元素である。

第１に、非時効性への影響である。鋼中に固溶Ｃが存在すると、製缶業者での塗装焼付けで時効が促進され、その後の製缶加工でストレッチャストレインやフルーティング等の欠陥を生じる。本発明においては、Ｎｂを添加してＮｂＣを形成させるため、固溶Ｃの存在量は低く抑えられているが、Ｃ量が０．００５０％を超えると、必要なＮｂ量も増加する。Ｎｂは高価な元素であるため生産コストの面で不利であり、ＮｂＣによる析出強化作用により鋼板が過度に硬化することから、Ｃ量は０．００５０％以下に制限する。

第２に、缶高減少量への影響である。焼鈍工程で固溶Ｃが全く存在しない状態で再結晶が進展すると、ランクフォード値が向上することが知られている。ランクフォード値が大きいと、溶接缶に対してビード加工、エキスパンド加工等の缶胴加工を施した場合、缶高の減少量が大きくなる。よって、汎用用途の場合、ランクフォード値の極端な上昇は避けることが望ましく、したがって焼鈍途中で若干の固溶Ｃを存在させる必要がある。Ｃ量が０．００１５％未満では、熱延で析出したＣが連続焼鈍の途中で殆ど再固溶しない。このためＣ量を０．００１５％以上にする必要がある。よって、Ｃ量は質量比で０．００１５〜０．００５０％の範囲とする。

（２）Ｍｎ：０．１〜０．８質量％
Ｍｎ量が０．１％未満では、熱間脆性を生じることがある。また、０．８％を超えると鋼板が過剰に硬質化して製缶加工性を損ねる。よって、Ｍｎ量は質量比で０．１〜０．８％の範囲とする。

（３）Ａｌ：０．０１〜０．１２質量％
Ａｌ量が０．０１％未満では脱酸効果が十分に得られない。また、ＮとＡｌＮを形成することにより、鋼中の固溶Ｎを減少させる効果も十分に得られなくなる。一方、０．１０％を超えるとこれらの効果が飽和するのに対して、アルミナ等の介在物を生じやすくなる。よって、Ａｌ量は質量比で０．０１〜０．１２％の範囲とする。

（４）Ｎ：０．００１０〜０．００７０質量％
Ｎを０．００１０％未満にすると、鋼板の製造コストが上昇し、安定的な製造も困難になる。また、本発明では、ＢとＮの比が重要であるが、Ｎ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が０．００７０％を超えると、溶接性を確保するために必要なＢ量が増加する。すなわち、結晶粒内のＢＮ析出量が増加し、析出強化作用により鋼板が過度に硬化するおそれがある。よって、Ｎ量は質量比で０．００１０〜０．００７０％の範囲とする。

また、熱間延性の観点からも、Ｎ量は０．００７０％以下とする。さらに望ましいＮ量は０．００４４％以下の範囲である。これは、Ｎ量が０．００７０％より大きくなると、鋼の組織がγからαに変態するときに（成分によって変化するが、この鋼では約８５０〜１０００℃）、ＢＮ，Ｎｂ（Ｎ，Ｃ），ＡｌＮなどの窒化物および炭窒化物が大量にオーステナイト粒界に析出することで脆化が起こり、連続鋳造時にスラブ割れが発生するためである。スラブ割れが発生すると、スラブ割れの部分についてコーナー部の切断やグラインダーでの研削作業の工程が必要となり、多くの労力とコストがかかるために生産性を大きく阻害する。

（５）４×Ｃ≦Ｎｂ≦２０×Ｃ
Ｎｂは非時効性を確保するために重要な元素である。ＮｂはＮｂＣを形成することで鋼中の固溶Ｃを減少させる働きがあるが、その効果を十分に発揮させるために、質量比で４×Ｃ以上の添加量が必要である。一方、Ｎｂ添加量が多すぎると、固溶Ｃを減少させる働きは飽和するのに対して、再結晶温度を上昇させる欠点が生じる。また、Ｎｂは高価であることから生産コストも上昇する。したがって、Ｎｂ量を２０×Ｃ以下に抑える必要がある。よって、Ｎｂ量は質量比で４×Ｃ〜２０×Ｃ（原子比では０．５２×Ｃ≦Ｎｂ≦２．５８×Ｃ）の範囲とする。

（６）０．１５×Ｎ≦Ｂ≦０．７５×Ｎ
Ｂは、以下に述べるように本発明において鋼板の特性に対して２つの大きな影響力をもつ重要な元素である。

第１に、溶接性への影響である。Ｂの一部は鋼中で固溶状態で存在するが、この固溶Ｂが結晶粒界に偏析することにより、溶接を行なった場合にＨＡＺ部での異常な粒成長とそれによる軟化を抑制する。ＢはＢＮを形成しやすいため、Ｂの一部を固溶状態で存在させるためには、Ｎ量に応じたＢ量を添加する必要がある。詳細な調査を実施したところ、Ｂ量が質量比で０．１５×Ｎ未満ではＨＡＺ部が軟化し、溶接後に加工を行なった場合にＨＡＺ部に割れを生じることがあった。

第２に、缶高減少量への影響である。Ｎｂ添加の極低炭素鋼は極めて高いランクフォード値を示すが、さらにＢを添加するとランクフォード値は低下する。その機構は明らかではないが、適量のＢの添加によりランクフォード値が低下し、特に圧延方向、及び、コイル幅方向のランクフォード値がそれぞれ低下することが判明した。この効果は、０．１５×Ｎ以上のＢ添加で発揮されることが判明した。

また、前述のように、Ｂ添加によりランクフォード値、特にＬ方向、及び、Ｃ方向のランクフォード値が下がり、その効果を十分に発揮させる観点からも０．１５×Ｎ以上とする必要がある。一方、Ｂ量が０．５×Ｎを超えると、これらの効果が飽和傾向となる。また、０．７５×Ｎを超えると、再結晶温度が上昇するという弊害が生じる。よって、Ｂ量は質量比で０．１５×Ｎ〜０．７５×Ｎ（原子比では０．２０×Ｎ≦Ｂ≦０．９７×Ｎ）、さらに望ましくは０．１５×Ｎ〜０．５×Ｎとする。また、均熱時間３０秒以上、均熱温度７００℃以上７３０℃以下の焼鈍条件で、未再結晶部を１％以下にするためには、Ｂ量は０．１５×Ｎ〜０．６０×Ｎとするのが好ましい。

なお、Ｂを適量含むと、鋼板の表層部よりも板厚中心部でフェライト結晶粒径が大きくなることが分かった。前述したように、表層部よりも板厚中心部の結晶粒径が大きいと、調質度の割に加工性に優れる。Ｂにより表層と板厚中心部で結晶粒径に差が生じる原因については明らかではないが、Ｂが少なすぎても多すぎてもこの現象は見られなかったことから、Ｂの粒成長抑制効果が不安定なため表層と板厚中心部での結晶粒径に差が生じているものと推定される。鋼板の表層部よりも板厚中心部でフェライト結晶粒径が大きくなる現象は、０．１５×Ｎ以上で認められ、０．５×Ｎを超えると徐々に低下し、０．７５×Ｎを超えると認められなくなった。

（７）Ｓ：０．００８質量％以下
Ｓは特に本発明の鋼板特性に影響を及ぼすことはないが、Ｓ量が０．００８％より大きくなると、Ｎ量が０．００４４％を超えて添加される場合、多量に発生したＭｎＳを析出核にして窒化物および炭窒化物であるＢＮ，Ｎｂ（Ｃ，Ｎ），ＡｌＮが析出するために熱間延性を低下させる。したがって、Ｓ量は０．００８％以下とすることが望ましい。

（８）不可避的不純物
上記成分の他に、鋼にはＳｉ、Ｐ等の不可避的不純物が含まれるが、これらの成分は特に本発明の鋼板特性に影響を及ぼすことがないため、その他の特性に影響がない範囲で適宜含むことができる。また、鋼板の特性に悪影響を及ぼさない範囲で、上記以外の元素の添加を行なうこともできる。

以下に、本発明の鋼板の製造条件について述べる。
製鋼条件は、本発明に規定する鋼成分が得られる方法であれば如何なる方法でもよく、特に限定的に規定されるものではない。但し、鋳片の製造は、鋳片の均一性から、連続鋳造で行なうことが望ましい。鋳片の再加熱条件も特に限定的に規定されるものではないが、温度が高すぎると表面欠陥やエネルギーコストの面で不利であり、温度が低すぎると熱延仕上温度の確保が難しくなることから、１０５０〜１３００℃の温度範囲とすることが望ましい。

熱延条件も特に限定的に規定されるものではないが、熱延鋼板の均一性、表面性状、機械特性、及び生産コストの観点から、仕上温度は８６０〜９５０℃とすることが望ましい。また、コイル巻取温度は同様の理由から５５０〜７２０℃が望ましい。

酸洗については、表面のスケールが除去されればよく、特に方法を規定しない。一次冷間圧延については、適正な圧延方向結晶粒長さ、及び、適正なランクフォード値を得るためには、７０〜９０％の範囲とする必要がある。

連続焼鈍条件は、本発明では重要な項目であるので次に詳しく述べる。
連続焼鈍の均熱時間が短すぎたり、均熱温度が低すぎたりした場合、十分に再結晶が進展しない。また、再結晶の進展の程度は、鋼成分Ｎｂ、Ｂ、Ｎ量によっても変化する。種々の成分の鋼を試作して実験を行った結果、再結晶の進展の程度は、Ｎｂ量（質量％）に関してはＬｏｇ_ｅ（Ｎｂ）の値とよい相関が認められ、Ｂ量、Ｎ量（質量％）に関してはＢ／Ｎの値とよい相関が認められた。再結晶の進展の程度に影響を与える均熱時間ｔ（秒）、均熱温度Ｔ（℃）、鋼成分（質量％）Ｎｂ、Ｂ、Ｎの各パラメータに関して下式（１）の関係が成立し、Ａの値が再結晶の進展の程度とよい相関が認められることが、本願発明者らが行った実験からも分かった。

Ａ＝ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ…（１）
図１に示すように、Ａ＜７７０の場合に未再結晶粒残存率が５％を超え、製缶加工性が劣化した。一方、反対に、Ａ値が大きすぎると再結晶完了後の粒成長が促進されて弊害を生じることが判明した。

Ａ＞８４０の場合に、図２に示すように、平均のランクフォード値ｒaveが１．８を超える場合があった。また、Ａ＞８４０の場合には、図３および図４に示すように、不等式Ｌs-ave＜Ｌc-ave×０．９、Ｌs-max＜Ｌc-max×０．８の関係を満たさなくなったりすることもあった。

これらの知見から下記（２）の範囲に限定する。

７７０≦ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ＋≦８４０
…（２）
均熱時間が２０秒未満になると、上式（２）の関係を満たしている場合であっても目標の組織を得られないことがある。一方、均熱時間が９０秒を超えると、生産性が低下する。このため均熱時間は２０秒以上９０秒以下の範囲とすることが好ましい。

また、均熱温度７００℃未満の場合も、上式（２）の関係を満たしている場合であっても目標の組織を得られないことがある。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が発生する懸念が生じる。このため、本発明では均熱温度を７００〜７８０℃の範囲に限定する。

また、固溶Ｃを低減するために、上記均熱温度に保持した後に過時効処理を行なってもよい。ここで、過時効処理の方法については特に規定しないが、固溶Ｃを＋分に低減するためには、３５０〜４５０℃で３０〜９０秒間保持することが望ましい。調質圧延については、圧延率が低すぎると鋼板形状の矯正、表面粗度の調整ができなくなるため、その効果を発揮させるために０．５％以上とする。一方、圧延率が５％を超えると、加工硬化により製缶加工性を損ねるため、５％以下とする。

なお、表面処理については、耐食性が必要な場合には、錫めっき、ティンフリースチールめっき等を行なうものとする。また、必要に応じてポリエステル等の有機樹脂皮膜等を形成してもよい。

（実施例）
表１−１および表１−２に示す各種成分の鋼種Ａ〜Ｕを溶製し、垂直曲げ型連続鋳造機（垂直部３．５ｍ、曲げ半径１０ｍ、鋳片サイズ幅１０００ｍｍで厚み２３０ｍｍ）、または、ラボ鋳型（１４０ｍｍ×１４０ｍｍ×３７０ｍｍ、容量５０ｋｇ）に鋳造した後にラボ分塊圧延を施してスラブを作製し、スラブ再加熱温度１２５０℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６２０℃の条件でそれぞれ熱間圧延した。これらの熱延板を塩酸酸洗した後、冷間圧延、連続焼鈍、調質圧延を行った。

表２−１および表２−２に、冷間圧延率（％）、連続焼鈍での均熱温度Ｔ（℃）、均熱時間ｔ（秒）、式（１）のＡ値（＝ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ（表２−１，表２−２，表３ではＡと表示））および調質圧延率（％）をそれぞれ示す。その後、電解クロメート処理を施すことによりティンフリー鋼とした。さらに、製缶業者で塗装焼付け後に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。

また、作製した鋼板について、ロックウェル硬度（ＨＲ３０Ｔ）を測定して調質度を求め、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して圧延方向の降伏強度、圧延方向、幅方向、４５度方向のランクフォード値ｒ０、ｒ９０、ｒ４５を測定した。三方向のランクフォード値ｒ０、ｒ９０、ｒ４５から、算出式ｒ_ave＝（ｒ０＋ｒ９０＋２×ｒ４５）／４を用いて平均値ｒ_aveを求めた。これらの結果も表２−１および表２−２に示した。

さらに、製缶時の特性を見るために、これらの鋼板に対して、３ピース缶の缶胴成形、及び、２ピース缶成形を行なった。３ピース缶の缶胴成形に関しては、４００×８５０ｍｍの長方形ブランクに対して巻き幅（ロールフォーミング後の両端のラップ量）が０〜３ｍｍになるような条件でロールフォーミング加工を施し、チリの発生しない上限の溶接電流でシーム溶接を行なうことにより両端を接合し、直径が約２７０ｍｍの円筒状の缶胴を得た。次に直径増加率が最大で約６％のエキスパンド加工を施し、さらにビード高が６〜８ｍｍのビードを加工し、最後にフランジ幅６ｍｍとなるようにフランジ加工を行ない、３ピース缶の缶胴を得た。このようにして得た３ピース缶の缶胴について下記の評価基準を用いて評価した。

（３ピース缶の非時効性の評価）
非時効性をロールフォーミング加工でのフルーティング発生で評価した。下記の評価基準により判定し、その結果を表２−１と表２−２にそれぞれ示した。
肉眼による目視検査でフルーティングの発生がまったく認められなかったものを二重丸（◎）、フルーティングの発生が僅かに認められるが実用上問題ないものを一重丸（○）、フルーティングが発生したものをバツ（×）でそれぞれ表示した。

（３ピース缶の溶接性の評価）
溶接性の評価としてシーム溶接後にフランジ加工を行なった場合のＨＡＺ割れ発生率を調べた。下記の評価基準により判定し、その結果を表２−１と表２−２にそれぞれ示した。
溶接部から採取した試料の研磨面を顕微鏡観察して、ＨＡＺ割れ発生率が０．５％以下のものを二重丸（◎）、ＨＡＺ割れ発生率が０．５％超１％以下のものを一重丸（○）、ＨＡＺ割れ発生率が１％超えたものをバツ（×）でそれぞれ表示した。

（３ピース缶の缶高変化の評価）
缶高変化の評価としてエキスパンド加工、ビード加工後の缶高減少量を求めた。下記の評価基準により判定し、その結果を表２−１と表２−２にそれぞれ示した。
缶高減少量が１ｍｍ以下のものを二重丸（◎）、缶高減少量が１ｍｍ超１．５ｍｍ以下のものを一重丸（○）、缶高減少量が１．５ｍｍを超えたものをバツ（×）でそれぞれ表示した。

２ピース缶成形に関しては、直径１００ｍｍの円形ブランクを打ち抜き、絞り率約０．６の絞り加工、絞り率約０．７５の再絞り加工を行なった。

（２ピース缶の非時効性の評価）
非時効性の評価として缶胴下部から缶底にかけての部位でのストレッチャストレインの有無で評価した。下記の評価基準により判定し、その結果を表２−１と表２−２にそれぞれ示した。
目視検査または顕微鏡観察でストレッチャストレインの発生がまったく認められなかったものを二重丸（◎）、ストレッチャストレインが僅かに認められるものの実用上は問題がないものを一重丸（○）、ストレッチャストレインが発生したものをバツ（×）でそれぞれ表示した。

（２ピース缶の深絞り性の評価）
２ピース缶の深絞り性については絞り加工及び再絞り加工で破断した缶体の割合で評価した。下記の評価基準により判定し、その結果を表２−１と表２−２にそれぞれ示した。
破断発生率が０．３％以下のものを二重丸（◎）、破断発生率が０．３％超０．５％以下のものを一重丸（○）、破断発生率が０．５％を超えたものをバツ（×）でそれぞれ表示した。

実施例は、いずれの評価項目に関しても合格判定（◎または○）であった。一方、比較例は、不合格判定（×）の評価項目が１つ以上存在した。

作製した鋼板の一部については、圧延方向断面のフェライト組織を出した。板厚中心として板厚の１／２深さ位置、及び、表層として深さ１５μｍ位置において、圧延方向の長さ３００μｍの線上を横切るフェライト結晶粒界の数を測定し、３００μｍ／（粒界の数）を平均結晶粒長さとした。また、３００μｍの範囲で最長の結晶粒界の間隔を最大結晶粒長さとした。表層での平均結晶粒長さＬs-aveと板厚中心での平均結晶粒長さＬc-aveとの比Ｌs-ave／Ｌc-ave、及び、表層での最大結晶粒長さＬs-maxと板厚中心での最大結晶粒長さＬc-maxの比Ｌs-max／Ｌc-maxを、表３にそれぞれ示す。

（加工性の評価）
加工性をスプリングバックテストで評価した。スプリングバックテストでは、直径１インチ（２５．４ｍｍ）のマンドレルで１８０°曲げを与えた後のスプリングバック角度を測定した。下記の評価基準により判定し、その結果を表３にそれぞれ表示した。
同一調質度、同一板厚のバッチ焼鈍鋼板のスプリングバック角度の１．０３倍未満のものを二重丸（◎）、同一調質度、同一板厚のバッチ焼鈍鋼板のスプリングバック角度の１．０３倍以上１．０５倍未満のものを一重丸（○）、同一調質度、同一板厚のバッチ焼鈍鋼板のスプリングバック角度の１．０５倍以上のものをバツ（×）でそれぞれ表示した。その結果も併せて表３に示した。

実施例においては、Ｌs-ave／Ｌc-ave＞０．９、かつ、Ｌs-max／Ｌc-max＞０．８を満たし、スプリングバック評価結果も合格判定（◎または○）であった。一方、比較例においては、Ｌs-ave／Ｌc-ave＞０．９、とＬs-max／Ｌc-max＞０．８のいずれかを満たさず、スプリングバック評価結果も不合格判定（×）であった。

（スラブの表面割れの評価）
連続鋳造機で鋳造したスラブの表面割れについて目視で評価を行った。下記の評価基準により判定し、その結果を表１−２にそれぞれ示した。スラブの表面割れが目視で観察されなかったものを二重丸（◎）、スラブのコーナー部に１００ｍｍ以下の割れが目視で確認され、スラブの表面をグラインダーで研削する工程で対応できるものを一重丸（○）、スラブの長辺側で１００ｍｍ以上の長さにわたって割れが発生しているためにスラブのコーナー部を切断せざるを得なかったものをバツ（×）でそれぞれ表示した。

（熱間延性の評価）
スラブの表面割れは、おもに鋼の組織がγからαに変態する温度（約８５０〜１０００℃）で発生するため、９５０℃での熱間延性について、連続鋳造時の温度履歴と引張応力をシミュレートした高温引張試験で評価を行った。評価方法は９５０℃における高温引張試験での破断面の絞り値（断面減少率）を求めて判定した。サンプルはラボスラブより直接切り出し、平行部直径８ｍｍ、長さ１５ｍｍの丸棒試験片を加工して作製した。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実施し、１４２０℃で６０秒均熱後、試験温度まで急冷して、９５０℃で６０秒の保持時間を取った後、引張試験を行った。加熱および冷却速度は１０℃／ｓおよび５℃／ｓ、ひずみ速度は２×１０^-3で行った。絞り値が小さくなるほど、熱間延性は低下し、スラブの表面割れが発生しやすくなる。下記の評価基準により判定し、その結果を表１−１及び表１−２にそれぞれ示した。引張試験破断後の破断面の絞り値が３５％以上で連続鋳造時にスラブ割れが発生しないと判断できるものを二重丸（◎）、絞り値が１０％以上３５％より小さくスラブのコーナー部に１００ｍｍ以下の割れが目視で確認され、スラブの表面をグラインダーで研削する工程で対応できるものを一重丸（○）、絞り値が１０％より小さく、スラブの長辺側で１００ｍｍ以上の長さにわたって割れが発生しているためにスラブのコーナー部を切断せざるを得なかったものをバツ（×）でそれぞれ表示した。

ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎと、未再結晶率との関係を示す特性図。 ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎと、ランクフォード値ｒ_aveとの関係を示す特性図。 ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎと、Ｌs-ave／Ｌc-ave（表層での結晶粒Ｌ方向長さ平均値Ｌs-aveと板厚中心での結晶粒Ｌ方向長さ平均値Ｌc-aveとの比）との関係を示す特性図。 ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎと、Ｌs-max／Ｌc-max（表層での結晶粒Ｌ方向長さ最大値Ｌs-maxと板厚中心での結晶粒Ｌ方向長さ最大値Ｌc-maxとの比）との関係を示す特性図。

（１）本発明に係る軟質缶用鋼板は、鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．００５０％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％、Ｎｂ：４×Ｃ〜２０×Ｃ（原子比では、０．５２×Ｃ〜２．５８×Ｃ）、Ｂ：０．１５×Ｎ〜０．７５×Ｎ（原子比では、０．２０×Ｎ〜０．９７×Ｎ）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、連続焼鈍法により製造され、フェライト結晶粒のＬ方向長さに関して、表層での平均値Ｌs-ave、表層での最大値Ｌs-max、板厚中心での平均値Ｌc-ave、板厚中心での最大値Ｌc-maxが、Ｌs-ave／Ｌc-ave＜０．９の関係を満たし、かつ、Ｌs-max／Ｌc-max＜０．８の関係を満たし、調質度がＴ２〜Ｔ３．５の範囲にあることを特徴とする。

（２）上記（１）記載の鋼板において、連続焼鈍後の未再結晶粒を、圧延方向断面での面積比で、０．５〜５％残存させる。

（３）本発明に係る軟質缶用鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）のいずれか１記載の鋼板に関して、冷間圧延条件として圧延率を７０〜９０％の範囲とし、連続焼鈍条件として均熱時間ｔを２０〜９０秒、均熱温度Ｔを７００〜７８０℃とし、かつ、前記均熱時間ｔ（秒）、均熱温度Ｔ（℃）、鋼成分（質量％）の関係が７７０≦ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ≦８４０を満たし、圧延率：０．５〜５％の調質圧延を行なって調質度Ｔ２〜Ｔ３．５の範囲とすることを特徴とする。

（熱間延性の評価）
スラブの表面割れは、おもに鋼の組織がγからαに変態する温度（約８５０〜１０００℃）で発生するため、９５０℃での熱間延性について、連続鋳造時の温度履歴と引張応力をシミュレートした高温引張試験で評価を行った。評価方法は９５０℃における高温引張試験での破断面の絞り値（断面減少率）を求めて判定した。サンプルはラボスラブより直接切り出し、平行部直径８ｍｍ、長さ１５ｍｍの丸棒試験片を加工して作製した。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実施し、１４２０℃で６０秒均熱後、試験温度まで急冷して、９５０℃で６０秒の保持時間を取った後、引張試験を行った。加熱および冷却速度は１０℃／ｓおよび５℃／ｓ、ひずみ速度は２×１０^-3で行った。絞り値が小さくなるほど、熱間延性は低下し、スラブの表面割れが発生しやすくなる。下記の評価基準により判定し、その結果を表１−１及び表１−２にそれぞれ示した。引張試験破断後の破断面の絞り値が３５％以上で連続鋳造時にスラブ割れが発生しないと判断できるものを二重丸（◎）、絞り値が１０％以上３５％より小さくスラブのコーナー部に１００ｍｍ以下の割れが目視で確認され、スラブの表面をグラインダーで研削する工程で対応できるものを一重丸（○）、絞り値が１０％より小さく、スラブの長辺側で１００ｍｍ以上の長さにわたって割れが発生しているためにスラブのコーナー部を切断せざるを得なかったものをバツ（×）でそれぞれ表示した。

Claims (3)

1. 鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．００１５〜０．００５０％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％、Ｎｂ：４×Ｃ〜２０×Ｃ（原子比では、０．５２×Ｃ〜２．５８×Ｃ）、Ｂ：０．１５×Ｎ〜０．７５×Ｎ（原子比では、０．２０×Ｎ〜０．９７×Ｎ）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   連続焼鈍法により製造され、フェライト結晶粒のＬ方向長さに関して、表層での平均値Ｌs-ave、表層での最大値Ｌs-max、板厚中心での平均値Ｌc-ave、板厚中心での最大値Ｌc-maxが、Ｌs-ave／Ｌc-ave＜０．９の関係を満たし、かつ、Ｌs-max／Ｌc-max＜０．８の関係を満たし、調質度がＴ２〜Ｔ３．５の範囲にあることを特徴とする軟質缶用鋼板。
2. 連続焼鈍後の未再結晶粒を、圧延方向断面での面積比で、０．５〜５％残存させることを特徴とする請求項１記載の軟質缶用鋼板。
3. 請求項１または２のいずれか１項記載の鋼板に関して、
   冷間圧延条件として圧延率を７０〜９０％の範囲とし、
   連続焼鈍条件として均熱時間ｔを２０〜９０秒、均熱温度Ｔを７００〜７８０℃とし、かつ、
   前記均熱時間ｔ（秒）、均熱温度Ｔ（℃）、鋼成分（質量％）の関係が
   ７７０≦ｔ／３＋Ｔ−１４．８×Ｌｏｇ_ｅ（Ｎｂ）−３２×Ｂ／Ｎ≦８４０を満たし、
   圧延率：０．５〜５％の調質圧延を行なって調質度Ｔ２〜Ｔ３．５の範囲とすることを特徴とする軟質缶用鋼板の製造方法。

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