JP6601571B2 - 王冠用鋼板およびその製造方法並びに王冠 - Google Patents

王冠用鋼板およびその製造方法並びに王冠 Download PDF

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Description

本発明はビール瓶などに用いられる、形状均一性、内圧に対する耐圧強度に優れる王冠用鋼板およびその製造方法並びに前記王冠用鋼板を用いて作成された王冠に関するものである。
清涼飲料水や酒類などの飲料用の容器には、王冠と呼ばれる金属製の栓が広く用いられている。一般的に、王冠は薄鋼板を素材としてプレス成形によって製造され、瓶の口を塞ぐ円盤状の部分と、その周囲に設けられた襞状の部分からなり、襞状の部分を瓶の口にかしめることによって瓶を密封する。
ビールや炭酸飲料などを充填する瓶では、その内容物により内圧が生じる。温度の変化などで内圧が高まった場合に、王冠が変形して瓶の密封が破られ内容物が漏洩することがないように、王冠には、高い耐圧強度が必要である。また、素材の強度が十分であっても、成形性に乏しい場合は襞の形状が不均一になり、瓶の口にかしめても十分な密封性が得られない場合が生じるため、成形性に優れていることも必要である。
王冠の素材用の薄鋼板には、主にＳＲ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｒｅｄｕｃｅｄ）鋼板が用いられている。これは、冷間圧延により鋼板を薄くした後に、焼鈍を施し、調質圧延を行うものである。従来の王冠用鋼板の板厚は、一般的に０．２２ｍｍ以上であり、食品や飲料の缶などに用いる軟鋼を素材としたＳＲ材を適用することで十分な耐圧強度と成形性を確保することが可能であった。
近年、缶用鋼板と同様に、王冠用鋼板についてもコストダウンを目的とした薄肉化の要求が高まっている。王冠用鋼板の板厚が０．２０ｍｍ以下になると、従来のＳＲ材で製造した王冠では耐圧強度が不足する。耐圧強度の確保のためには、焼鈍のあとに二次冷間圧延を施して、薄肉化に伴う強度の低下を補う加工硬化を利用できるＤＲ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｒｅｄｕｃｅｄ）鋼板の適用が考えられるが、二次冷間圧延時の圧下率を大きくすると鋼板が硬質となるため成形性が低下する。王冠成形では、成形初期で中央部がある程度絞られ、その後、外縁部が襞の形状に成形される。成形性が低い鋼板の場合、襞の形状が不均一となる形状不良が生じることがある。襞の形状が不均一な王冠は、瓶に打栓されても耐圧強度が得られず内容物の漏洩が生じ、蓋としての役割を果たさないといった問題がある。また、襞の形状が均一であっても、鋼板強度が低い場合には、耐圧強度不足により王冠が外れる可能性がある。さらに王冠用鋼板の薄肉化にともない耐圧強度を評価する方法が厳しくなっている。従来の耐圧強度評価は、王冠を瓶にかしめて王冠上部よりエアーを注入し、一定速度で瓶の内圧を上昇させて王冠がはずれる圧力を測定する方法であったが、近年では、内圧を上昇させた後、所定の圧力で一定時間保持し、さらに内圧を上昇させる方法となっている。
これまで、薄肉化時の強度と成形性の両者に優れる鋼板を得るために、以下のような技術が提案されている。
特許文献１には、質量％で、Ｎ：０．００４０〜０．０３００％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％を含有し、ＪＩＳ５号試験片による引張試験における０．２％耐力：４３０ＭＰａ以下、全伸び：１５〜４０％、内部摩擦によるＱ−１：０．００１０以上であることを特徴とする板厚０．４ｍｍ以下の缶強度、缶成形性に優れる容器用極薄軟質鋼板が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０８０％、Ｓｉ：０．００３〜０．１００％、Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、Ｐ：０．００１〜０．１００％、Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００５０〜０．０１５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、圧延方向断面において結晶粒の展伸度が５．０以上である結晶粒を面積率にして０．０１〜１．００％含むことを特徴とする高強度高加工性缶用鋼板が開示されている。
特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０４０％、Ｓｉ：０．００３〜０．１００％、Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、Ｐ：０．００１〜０．１００％、Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１５％超え０．０２０％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、ＡｌＮとして存在するＮの含有量が０．００６０％以下であり、圧延方向断面において、平均結晶粒径が５．００μｍ以上、結晶粒の展伸度が２．５０以下とし、引張強度５５０ＭＰａ以上でかつ破断伸びが７％以上の高強度高加工性缶用鋼板が開示されている。
特開２００１−４９３８３号公報 特開２０１３−２８８４２号公報 特開２０１２−７２４３９号公報
しかしながら、上記従来技術を王冠用鋼板の薄肉化に適用した場合、何れも王冠としての性能が確保できない問題点を抱えている。特許文献１に記載の鋼板は、軟質であり、Ｎを多く含有するため、必要な強度を得るために二次冷間圧下率を大きくすると異方性も大きくなり、成形性が損なわれる。加えて、特許文献１では、２ピース缶に製缶加工後のフランジ成形性および缶強度は評価しているが、王冠成形および王冠を瓶に打栓した後の王冠耐圧強度に関しては何ら触れられていない。また、特許文献２に記載の鋼板も同様に、Ｎにより鋼板強度を高めているものの、王冠に求められる耐圧強度と成形性を両立することは難しい。特許文献３に記載の鋼板では、固溶Ｎ量、平均結晶粒径および結晶粒の展伸度の制御により鋼板強度の高強度化と加工性の両立を図っているものの、王冠成形とは加工方法が異なる曲げ加工主体の缶胴成形を施しているため、絞り加工が主体である王冠の成形には適さない。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、その目的は、薄肉化しても十分な耐圧強度と成形性を備える王冠用鋼板、その製造方法および王冠を提供することにある。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．０８％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０６％以下、Ｎ：０．０１００％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、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００９０％以上０．０１７０％以下であり、圧延方向断面において炭化物の最大粒径が２．０μｍ以下であり、圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下であることを特徴とする王冠用鋼板。ただし、前記Ｎ ｔｏｔａｌは、Ｎの総量であり、前記Ｎ ａｓ ＡｌＮは、ＡｌＮとして存在するＮ量である。
［２］前記［１］に記載の成分組成を有する鋼素材の熱間圧延での仕上圧延後に６７０℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に、冷間圧延する一次冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後に、加熱過程での５００〜６００℃の温度域Ａを１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱し、６２０〜７４０℃の温度域の焼鈍温度Ｂで焼鈍し、前記焼鈍温度Ｂから２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以上５８０℃以下の温度域の冷却停止温度Ｃまで冷却し、前記平均冷却速度での冷却を停止してから前記４００℃以上５８０℃以下の温度域に滞留させる滞留時間を３０秒以上９０秒以下とする連続焼鈍工程と、前記連続焼鈍工程後に、１．０〜１２％の圧下率で冷間圧延する二次冷間圧延工程と、を有することを特徴とする王冠用鋼板の製造方法。
［３］前記［１］に記載の王冠用鋼板を用いて作成されたことを特徴とする王冠。
［４］王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ以上２２０Ｈｖ以下であることを特徴とする前記［３］に記載の王冠。
本発明によれば、薄肉化しても十分な耐圧強度および成形性を備える王冠用鋼板、その製造方法および王冠を提供することができる。
王冠側面部の断面硬度の測定方法を説明する図である。 王冠の襞の形状を示す図である。
本発明に係る王冠用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．０８％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０６％以下、Ｎ：０．０１００％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、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００９０％以上０．０１７０％以下であり、圧延方向断面において炭化物の最大粒径が２．０μｍ以下であり、圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下である。以下、本発明の王冠用鋼板について説明する。
始めに、本発明に係る王冠用鋼板の成分組成について説明する。含有量の単位「％」は全て「質量％」である。
〔Ｃの含有量：０．０２％以上０．０８％以下〕
Ｃの含有量が０．０２％未満となると鋼板強度が低下し、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が低下し、耐圧強度が低下する。一方、Ｃの含有量が０．０８％を超えると鋼板の強度が著しく高くなるため、成形した王冠の襞の形状が不均一になり、形状不良となる。また圧延方向断面における炭化物の最大粒径が大きくなるため、成形した王冠の襞の形状が不均一になり、形状不良となり、耐圧強度の低下を引き起こす。よって、Ｃの含有量は０．０２％以上０．０８％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０３％以上である。また、Ｃの含有量は、好ましくは、０．０６％以下である。
〔Ｓｉの含有量：０．０２％以下〕
Ｓｉを多く含むとＣと同様の理由により、王冠の成形性が損なわれる。また鋼板の表面処理性の劣化および耐食性の低下を招くため、Ｓｉの含有量は０．０２％以下とする。また、Ｓｉの含有量の下限は特に限定されないが、過剰にＳｉを低下させることは製鋼コストの増大を招くため、Ｓｉの含有量は０．００４％以上とすることが好ましい。
〔Ｍｎの含有量：０．１０％以上０．６０％以下〕
Ｍｎの含有量が０．１０％未満となると、Ｓの含有量を低下させた場合でも熱間脆性を回避することが困難になり、連続鋳造時に表面割れなどの問題が生じる。よって、Ｍｎの含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｍｎもまた多く含むとＣやＳｉと同様の理由により、王冠の成形性が損なわれる。よって、Ｍｎの含有量は０．６０％以下とする。より優れた耐圧強度が求められる場合にはＭｎ含有量は０．２０％以上が好ましい。
〔Ｐの含有量：０．０２０％以下〕
Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、鋼板が硬質となり王冠の成形性が低下することに加えて、耐食性の低下が引き起こされる。よって、Ｐの含有量の上限値は０．０２０％とする。
〔Ｓの含有量：０．０２０％以下〕
Ｓは、鋼板中で介在物を形成し、鋼板の熱間延性の低下、耐食性の劣化をもたらす有害な元素である。したがって、Ｓの含有量の上限値は０．０２０％とする。
〔Ａｌの含有量：０．０１％以上０．０６％以下〕
Ａｌは、製鋼時の脱酸剤として必要な元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満となると、脱酸が不十分となり介在物が増加し、王冠の成形性が劣化する。一方、Ａｌは鋼中のＮとＡｌＮを形成し、鋼中の固溶Ｎを減少させる。Ａｌ含有量が０．０６％超となると、後述するＮ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が十分に得られなくなり、鋼板強度が低下する。よって、Ａｌの含有量は０．０１％以上０．０６％以下とする。好ましくはＡｌの含有量は０．０１％以上０．０４％以下とする。
〔Ｎの含有量：０．０１００％以上０．０１８０％以下〕
Ｎの含有量が０．０１００％未満となると後述するＮ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が十分に得られず、鋼板強度が低くなり、耐圧強度が低下する。一方、Ｎの含有量が０．０１８０％を超えると鋼板強度が過剰に上昇し、王冠成形性の劣化を招き、耐圧強度が低下する。よって、Ｎの含有量は０．０１００％以上０．０１８０％以下とする。より優れた耐圧強度を要求される場合には、Ｎ含有量は０．０１３５％以上が好ましい。
〔Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）：０．００９０％以上０．０１７０％以下〕
本発明において強度を確保するためには所望の固溶Ｎ量が必要である。本発明の鋼組成では鋼中Ｎは主にＡｌＮとして存在すると考えられるため、Ｎの総量（Ｎ ｔｏｔａｌ）からＡｌＮとして存在するＮ量（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）を差し引いた（Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ））を固溶Ｎ量とみなした。Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の含有量が０．００９０％未満となると、鋼板の強度が低下し、耐圧強度が低くなる。一方、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の含有量が０．０１７０％超となると鋼板強度が過度に上昇し、王冠成形性が低下し、耐圧強度が低くなる。したがって、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の含有量は０．００９０％以上０．０１７０％以下とする。好ましくは、０．０１１０％以上０．０１７０％以下とする。なお、ＡｌＮとして存在するＮ量は、例えば、１０％のＢｒ−メタノール溶液を用いてＡｌＮの溶解抽出を行い、吸光光度法によりＡｌＮとして存在するＮの定量分析を実施することで確認することができる。
残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
次に、本発明に係る王冠用鋼板の組織について説明する。
本発明に係る王冠用鋼板は、炭化物を含む組織を有しており、圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍ以下とする。本発明での鋼組成では鋼中の炭化物は主にセメンタイトとして存在する。圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍを超えると、成形した王冠の襞の形状が不均一になり、形状不良となり、耐圧強度の低下を引き起こす。この理由は定かではないが、以下のように推察される。王冠の襞部は、鋼板の圧延方向、圧延方向に直角な方向および板厚方向の各々の方向において引張および圧縮あるいは引張と圧縮の重畳されたひずみを受ける部位であるため、粗大な炭化物が存在すると成形中にひずみが局所的に集中して形状不良を生じると考えられる。なお、炭化物（セメンタイト）の最大粒径が０．３μｍ未満となると鋼板が過剰に高強度となり、王冠の成形性が損なわれるおそれがあるため、セメンタイトの最大粒径は０．３μｍ以上が好ましい。セメンタイトの金属組織は、鋼板圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、腐食液（３体積％ナイタール）で腐食し、２０００倍の倍率で１０視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で板厚１／４位置（上記断面における、表面から板厚方向に１／４の位置）を観察し、ＳＥＭで撮影した組織写真を用いてセメンタイトを目視判定により特定し、各セメンタイト粒径について、画像解析にて各セメンタイトの面積を求めて、円相当径に換算し、おのおののセメンタイト粒径とした。１０視野で最もサイズの大きなセメンタイト粒径を炭化物の最大粒径とした。
次に、本発明に係る王冠用鋼板の機械的性質について説明する。
本発明の王冠用鋼板には、瓶の内圧に対して王冠が外れる事が無いような耐圧強度が求められる。従来用いられてきた王冠用鋼板の板厚は０．２２ｍｍ以上であったが、板厚を０．２０ｍｍ以下とする薄肉化にあたっては従来よりも高い強度が必要となる。鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満であると、上記のような薄肉化した王冠に十分な耐圧強度を付与することが困難である。一方、降伏強度が６００ＭＰａを超えると王冠の襞部の周方向の圧縮応力が高まり、王冠の成形初期において降伏強度が臨界座屈強度を上回るため、襞部に大きなしわが発生し、成形不良となる。したがって、圧延方向の降伏強度は４２０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下とする。良好な王冠形状と耐圧強度を両立させるためには、降伏強度は、４５０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下が好ましい。なお、降伏強度は「ＪＩＳ Ｚ ２２４１」に示される金属材料引張試験方法により測定できる。所望の降伏強度は、成分組成を調整し、熱間圧延の巻取り温度、冷間圧延後の平均加熱速度、焼鈍温度、焼鈍後の平均冷却速度を調整し、冷却停止温度、冷却停止後の保持時間を調整することで得ることができる。４２０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下の降伏強度は、上記の成分組成とし、熱間圧延工程での巻取り温度を６７０℃以下とし、冷間圧延工程後の連続焼鈍工程において、加熱過程での５００〜６００℃の温度域Ａの平均加熱速度を１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とし、６２０〜７４０℃の温度域の焼鈍温度Ｂで焼鈍し、前記焼鈍温度Ｂから２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以上５８０℃以下の温度域の冷却停止温度Ｃまで冷却し、前記平均冷却速度での冷却を停止してから前記４００℃以上５８０℃以下の温度域に滞留させる滞留時間を３０秒以上９０秒以下とし、１．０〜１２％の圧下率で二次冷間圧延することで得ることができる。なお、鋼板の圧延方向に垂直な方向（板幅方向）の降伏強度は、４５０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下が好ましい。
王冠用鋼板は円形のブランクに打ち抜かれた後、プレス成形により王冠に成形される。成形後は、打栓機により王冠が瓶口にかしめられることで打栓後の密封性が保たれる。王冠成形後の側面部の強度が低いと、瓶の内圧が高まった状態で保持された場合に王冠が瓶口から外れる場合があり、瓶の内容物の漏洩につながる。王冠成形後の側面部強度は、断面のビッカース硬度値と密接な関係があり、王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満であると王冠側面部の強度が低くなり、密封性の低下、すなわち耐圧試験での耐圧強度が低下する。一方、王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖ超であると王冠側面部の強度が過度に高くなるため、側面部に割れが発生する。良好な王冠形状と耐圧強度を両立させるためには、王冠側面部の断面硬度を１８０Ｈｖ以上２２０Ｈｖ以下とする。王冠側面部の断面硬度は１９０Ｈｖ以上２２０Ｈｖ以下が好ましい。
なお、王冠側面部の断面硬度は「ＪＩＳ Ｚ ２２４４」に示される方法により評価することができる。本発明において、王冠側面部の断面硬度評価位置は、王冠の襞と襞の間の王冠側面部断面であり、測定方法は、ビッカース硬度である。本発明では、図１に示すように、評価位置は、王冠高さＨの１／２の位置（Ｈ／２）を中心として、中心に１点、王冠上面１方向に２点および王冠下方方向に２点の合計５点とした。ビッカース圧痕荷重は１００ｇｆとし、各点の間隔は３ｄ（ｄ：圧痕の対角線長さ）とした。ビッカース硬度値の５点の平均値を王冠側面部の断面硬度とした。所望の断面硬度は、成分組成を調整し、熱間圧延の巻取り温度、冷間圧延後の平均加熱速度、焼鈍温度、焼鈍後の平均冷却速度を調整し、二次冷間圧延率を調整することで得られた王冠用鋼板から王冠を成形することで得ることができる。１８０Ｈｖ以上２２０Ｈｖ以下の王冠側面部の断面硬度は、上記の成分組成とし、熱間圧延工程での巻取り温度を６７０℃以下とし、一次冷間圧延工程後の連続焼鈍工程において、加熱過程での５００〜６００℃の温度域Ａの平均加熱速度を１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とし、６２０〜７４０℃の温度域の焼鈍温度Ｂで焼鈍し、前記焼鈍温度Ｂから２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以上５８０℃以下の温度域の冷却停止温度Ｃまで冷却し、前記平均冷却速度での冷却を停止してから前記４００℃以上５８０℃以下の温度域に滞留させる滞留時間を３０秒以上９０秒以下とし、１．０〜１２％の圧下率で二次冷間圧延することで得られた王冠用鋼板から王冠を成形することで得ることができる。
次に、本発明に係る王冠用鋼板の製造方法の一例について説明する。本発明の王冠用鋼板は、上記成分組成からなる鋼素材（鋼スラブ）を、熱間圧延での仕上圧延後に６７０℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に、必要に応じて酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程後に、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に、加熱過程での５００〜６００℃の温度域Ａを１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱し、６２０〜７４０℃の温度域の焼鈍温度Ｂで焼鈍し、前記焼鈍温度Ｂから２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以上５８０℃以下の温度域の冷却停止温度Ｃまで冷却し、前記平均冷却速度での冷却を停止してから前記４００℃以上５８０℃以下の温度域に滞留させる滞留時間を３０秒以上９０秒以下とする連続焼鈍工程と、前記連続焼鈍工程後に、１．０〜１２％の圧下率で冷間圧延する二次冷間圧延工程を実施することで製造される。なお、以下の説明において、温度は鋼板等の表面温度とする。また、平均加熱速度および平均冷却速度は表面温度をもとに計算して得られた値とする。加熱過程での５００〜６００℃の温度域Ａでの平均加熱速度は（（６００℃−５００℃）／５００℃から６００℃の加熱時間）で表される。焼鈍温度Ｂから冷却停止温度Ｃまでの平均冷却速度は（（焼鈍温度Ｂ−冷却停止温度Ｃ）／焼鈍温度Ｂから冷却停止温度Ｃまでの冷却時間）で表される。
本発明に係る王冠用鋼板を製造する際は、転炉などを用いた公知の方法により、溶鋼を上記の化学成分に調整し、例えば、連続鋳造法によりスラブとする。続いて、スラブを熱間で粗圧延することが好ましい。粗圧延の方法は限定しないが、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）を０．００９０％以上確保するためには、スラブの加熱温度は１２００℃以上であることが好ましい。また、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）をさらに高めるためには、スラブ加熱温度は１２３０℃以上であることがより好ましい。
熱間圧延工程の仕上圧延温度は、圧延荷重の安定性の観点から８５０℃以上であることが好ましい。一方、必要以上に仕上圧延温度を高くすることは薄鋼板の製造を困難にする場合がある。具体的には、仕上圧延温度は８５０〜９６０℃の温度範囲内とすることが好ましい。
熱間圧延工程の巻取り温度を６７０℃超とすると、巻取り後に鋼中に析出するＡｌＮ量が多くなり、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が０．００９０％未満となることで鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となる場合があり好ましくない。また、熱間圧延工程の巻取り温度を６７０℃超とすると、圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍ超となり、王冠成形時に王冠の襞の形状が不均一になり、形状不良を引き起こす場合があり好ましくない。したがって、熱間圧延工程の巻取り温度は６７０℃以下とする。Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量を十分に確保するためには、熱間圧延工程の巻取り温度は６４０℃以下が好ましい。一方、巻取り温度が過度に低下すると、鋼板の圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａを超えて、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖを超える場合があるため、巻取り温度は５００℃以上が好ましい。
引き続き必要に応じて酸洗を行う。酸洗は、表層スケールが除去できればよく、特に条件を限定する必要はない。また、酸洗の代わりに、機械的除去等の方法を用いてもよい。
一次冷間圧延工程の圧下率は、特に限定しないが、二次冷間圧延後の鋼板の板厚を０．２０ｍｍ以下にするためには８５〜９４％が好ましい。
連続焼鈍工程において、５００〜６００℃の温度域Ａを１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱する。前記温度域Ａを１０℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱すると、加熱中にＡｌＮの析出が起こり、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が低下するため好ましくない。したがって、前記温度域Ａにおける平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とする。好ましくは１２℃／ｓ以上とする。また、前記温度域Ａを３０℃／ｓを超える平均加熱速度で加熱すると、鋼板が過剰に硬化し、王冠成形で形状が不均一になり、耐圧強度が低下する。そのため、前記温度域Ａにおける平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。また、前記温度域Ａにおける平均加熱速度が３０℃／ｓを超えると、焼鈍温度が制御しにくくなり、過加熱となるおそれがある、エネルギーコストが上昇するなどの問題が発生する場合がある。
焼鈍温度Ｂは、６２０〜７４０℃の温度域とする。焼鈍温度Ｂが６２０℃未満となると、不完全な再結晶組織に起因して鋼板が硬質となるため、鋼板の圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖ超となり、王冠成形性が劣り、耐圧強度が低下する。一方、焼鈍温度Ｂが７４０℃超となると、焼鈍中に溶解した炭化物に起因するＣが粒界へ偏析、凝集し、冷却後の圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍ超となり、王冠の成形において襞の形状が不均一になり、耐圧強度が低下する。また連続焼鈍においてヒートバックルなどの通板トラブルが発生しやすくなり、好ましくない。したがって、焼鈍温度Ｂは、６２０〜７４０℃の温度域とする。王冠の成形性と耐圧強度を良好なバランスで両立させるためには焼鈍温度Ｂは、６４０℃以上が好ましい。また、焼鈍温度Ｂは、７２０℃以下が好ましい。
焼鈍工程での冷却においては、焼鈍温度Ｂから２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以上５８０℃以下の温度域の冷却停止温度Ｃまで冷却する。平均冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、冷却中にＡｌＮが過度に析出し、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が低下する場合がある。したがって、平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。好ましくは４０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度の上限はとくに限定するものではないが、平均冷却速度が１５０℃／ｓを超えると、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）による鋼板強度の上昇が飽和するだけでなく、フェライト粒内への過度な炭化物の析出に起因して、延性が低下し、王冠成形で割れが発生する場合があるため、平均冷却速度は１５０℃／ｓ以下が好ましい。より好ましくは平均冷却速度は１２０℃／ｓ以下とする。
冷却停止温度Ｃは、４００℃以上５８０℃以下の温度域とする。冷却停止温度が５８０℃より高いと、ＡｌＮが過度に析出し、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が低下する場合がある。好ましくは、冷却停止温度は５５０℃以下とする。冷却停止温度の下限は４００℃とする。冷却停止温度が過剰に低くなると、鋼板が過剰に硬化し、王冠成形で形状が不均一になり、耐圧強度が低下する場合がある。好ましくは、冷却停止温度は４５０℃以上とする。
前記平均冷却速度での冷却を停止した後の工程においては、４００℃以上５８０℃以下の温度域にある滞留時間を３０秒以上９０秒以下とする。４００℃以上５８０℃以下の温度域における滞留時間が９０秒を超えると、鋼中の炭化物へＣが拡散することで炭化物が成長し、圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍ超となり、王冠成形時において襞の形状が不均一になり、耐圧強度が低下する。良好な形状を確保するためには、４００℃以上５８０℃以下の温度域における滞留時間は７５秒以下とすることが好ましい。また、４００℃以上５８０℃以下の温度域における滞留時間の下限は３０秒以上とする。滞留時間が３０秒未満となると、鋼板が過剰に硬化し、王冠成形で形状が不均一になり、耐圧強度が低下する。
連続焼鈍工程に続く、二次冷間圧延の圧下率は１．０〜１２％とする。二次冷間圧延の圧下率が１．０％未満の場合、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が低下する。この理由は定かではないが、以下のように推察される。固溶Ｎが存在する鋼板では、二次冷間圧延により導入された転位が塗装焼付けでの熱処理過程で固溶により固着される。その後の引張では固着された転位が変形時の障害となり強度が上昇する。一方、王冠の成形においては絞り加工が主体となるため引張とは異なるすべり系の力が働くため、固着された転位は王冠成形で有効に働かず、王冠側面部の断面硬度が上昇し難い。すなわち、王冠成形で王冠側面部の断面硬度を高くするためには二次冷間圧延で多量の転位を導入する必要があり、圧下率で１．０％以上を必要とする。二次冷間圧延の圧下率が１２％を越えると、過剰に転位が導入されるため王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖを超えて、成形にともない割れが発生し、耐圧強度が低下する。したがって、二次冷間圧延の圧下率は１．０〜１２％とする。王冠の成形性と耐圧強度を両立させるためには、二次冷間圧延の圧下率は３．０％以上が好ましい。また、二次冷間圧延の圧下率は１０％以下が好ましい。
上記のようにして得た冷延鋼板は、その後、必要に応じて、鋼板表面に、例えば電気めっきにより、錫めっき、クロムめっき、ニッケルめっき等のめっき処理を施してめっき層を形成し、王冠用鋼板とする。なお、めっき等の表面処理の膜厚は、板厚に対して十分に小さいので、王冠用鋼板の機械特性への影響は無視できるレベルである。
以上、説明したように、本発明の王冠用鋼板は、薄肉化しても十分な耐圧強度および成形性を有することができる。
また、本発明の王冠は、上述した王冠用鋼板を用いて成形されるものである。王冠は、主に瓶の口を塞ぐ円盤状の部分と、その周囲に設けられた襞状の部分とから構成される。本発明の王冠は、円形のブランクに打ち抜いた後、プレス成形により成形することができる。本発明の王冠は、十分な降伏強度を有し、かつ、成形性に優れた王冠用鋼板から製造されるので、薄肉化しても王冠としての耐圧強度に優れており、使用に伴う廃棄物の排出量を減らす効果も有する。
本実施例において、まず、表１に示す成分組成を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造することにより鋼スラブを得た。ここで得られた鋼スラブに対して、１２２０℃に再加熱した後、圧延開始温度１１５０℃で熱間圧延を行い、表２に示す仕上圧延温度とし、巻取り温度で巻取った。熱間圧延後には酸洗を施した。次いで、表２に示す圧下率で一次冷間圧延を行い、表２に示す条件で連続焼鈍し、引き続き、表２に示す圧下率で二次冷間圧延を施した。得られた鋼板に通常のＣｒめっきを連続的に施して、ティンフリースチールを得た。
Figure 0006601571
以上により得られた鋼板に対して、２１０℃、１５分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、引張試験、王冠側面部の断面硬度の測定を行った。引張試験は、ＪＩＳ５号サイズの引張試験片を用いて、「ＪＩＳ Ｚ ２２４１」に従って行い、圧延方向の降伏強度を測定した。王冠側面部の断面硬度は、鋼板を用いて王冠に成形し、「ＪＩＳ Ｚ ２２４４」に準拠した方法でビッカース硬度を測定した。王冠は、直径３７ｍｍの円形ブランクを使用し、プレス加工により「ＪＩＳ Ｓ ９０１７」（廃止規格）に記載の３種王冠の寸法（外径３２．１ｍｍ、高さ６．５ｍｍ、襞の数２１）に成形して作成した。評価位置は王冠高さの１／２位置を中心として、中心に１点、王冠上面方向に２点および王冠下方方向に２点の合計５点とした。ビッカース圧痕荷重は１００ｇｆとし、各点の間隔は３ｄ（ｄ：圧痕の対角線長さ）とした。ビッカース硬度値の５点の平均値を王冠側面部の断面硬度とした。
圧延方向断面における炭化物の粒径は、鋼板圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、腐食液（３体積％ナイタール）で腐食し、２０００倍の倍率で１０視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で板厚１／４位置（上記断面における、表面から板厚方向に１／４の位置）を観察し、ＳＥＭで撮影した組織写真を用いてセメンタイトを目視判定により特定し、各セメンタイト粒径について、画像解析にて各セメンタイトの面積を求めて、円相当径に換算し、おのおののセメンタイト粒径とした。１０視野で最もサイズの大きなセメンタイト粒径を圧延方向断面における炭化物の最大粒径とした。
得られた鋼板を用いて王冠に成形し、王冠成形性を評価した。直径３７ｍｍの円形ブランクを使用し、プレス加工により「ＪＩＳ Ｓ ９０１７」（廃止規格）に記載の３種王冠の寸法（外径３２．１ｍｍ、高さ６．５ｍｍ、襞の数２１）に成形した。王冠の成形性の評価は、図２に示すように、王冠の各襞２の長さＬを測定し、Ｌ値の標準偏差が０．１以下の王冠を○、Ｌ値の標準偏差が０．１超の王冠を×と評価した。そして、前記評価を５個の王冠で実施し、５個全てでＬ値の標準偏差が０．１以下を○（合格）とし、それ以外を×（不合格）とした。
耐圧試験は、成形した王冠を用いて実施した。王冠の上面の内側に塩化ビニル製ライナーを貼付し、市販ビール瓶に打栓して王冠上部に細径の穴を開け、エアーを瓶内に送り込む器具を装着し、５ｐｓｉ／秒の速度で瓶内にエアーを注入することで瓶内の内圧を上昇させた。瓶内の昇圧条件としては、瓶内の圧力を１００ｐｓｉまで昇圧し（昇圧操作）、１００ｐｓｉで１分間保持し（保持操作）、再び５ｐｓｉ／秒で昇圧した（再昇圧操作）。前記昇圧操作中、保持操作中および再昇圧操作中の各々において、王冠と瓶口の隙間からエアー漏れが発生した時、または王冠が瓶口から外れた（抜栓）時の瓶内の内圧値をその王冠の耐圧値とし、従来の王冠と同等以上の耐圧値を示した場合を○、従来の王冠の耐圧値に至らなかった場合を×と評価した。×となった以降は、それ以上の評価は困難であるため、表中では−とした。なお、従来の王冠としては、厚さ０．２２ｍｍのＳＲ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｒｅｄｕｃｅｄ）鋼板を用いた。前記昇圧操作中、保持操作中および再昇圧中のすべてにおいて○が得られた場合を耐圧強度が優れるとして総合評価○（合格）とし、それ以外を耐圧強度が劣るとして×（不合格）とした。得られた結果を表２に示す。
Figure 0006601571
表２より、本発明例である鋼板Ｎｏ．１〜１５の鋼板は、本発明で規定する範囲内の成分であり、圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下であり、圧延方向断面において炭化物の最大粒径が２．０μｍ以下であった。また、鋼板Ｎｏ．１〜１５から成形された王冠は、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ以上２２０Ｈｖ以下であった。鋼板Ｎｏ．１〜１５の王冠用鋼板は、王冠成形性および耐圧強度のいずれも良好であった。
一方、比較例である鋼板Ｎｏ．１６の鋼板は、Ｃの含有量が０．０２％未満であるため、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、王冠成形性は良好であるが、耐圧強度が不足することが分かった。
鋼板Ｎｏ．１７の鋼板は、Ｃの含有量が０．０８％を超えるため、圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超となり、圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍを超え、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖを超えるため、王冠成形性に劣り、耐圧強度も不足することが分かった。
鋼板Ｎｏ．１８の鋼板は、Ｍｎの含有量が０．６０％を超えるため、圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖを超えるため、成形した王冠の襞の形状が不均一になり、形状不良となり、耐圧強度の低下を引き起こすことが分かった。
鋼板Ｎｏ．１９の鋼板は、Ａｌ含有量が０．０６％を超えるため、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となるため、耐圧強度が不足することが分かった。
鋼板Ｎｏ．２０の鋼板は、Ｎ含有量が０．０１００％未満であるため、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となるため、耐圧強度が不足することが分かった。
鋼板Ｎｏ．２１の鋼板は、Ｎ含有量が０．０１８０％を超えるため、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．０１７０％超となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖを超えるため、成形した王冠が形状不良となり、耐圧強度が不足することが分かった。
鋼板Ｎｏ．２２の鋼板は、Ｓｉ含有量が０．０２％を超え、鋼板Ｎｏ．２３の鋼板は、Ｐ含有量が０．０２０％を超えるため、圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖを超えるため、形状不良となり、耐圧強度が不足することが分かった。
次に、表１に示す鋼Ｎｏ．Ｂ、Ｇ、Ｋ、Ｓの成分組成を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造することにより鋼スラブを得た。ここで得られた鋼スラブに対して、表３に示す製造条件を施した。得られた鋼板に通常のＣｒめっきを連続的に施して、ティンフリースチールを得た。以上により得られた鋼板Ｎｏ．２４〜５６に対して、２１０℃、１５分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、前述の方法で圧延方向の降伏強度、圧延方向断面における炭化物の最大粒径、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度を求めた。また、前述の方法で王冠成形性および耐圧強度を評価した。
Figure 0006601571
表３より、本発明例である鋼板Ｎｏ．２７〜２８、３０、３２〜３３、３５、３７〜３９、４１〜４２、４５〜４８、５０〜５２の鋼板は、圧延方向断面において炭化物の最大粒径が２．０μｍ以下であり、圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下であり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ以上２２０Ｈｖ以下であるため、王冠成形性および耐圧強度のいずれも良好であった。
一方、比較例である鋼板Ｎｏ．２４の鋼板は、巻取り温度が６７０℃超であるため、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が０．００９０％未満となり鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満、圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍ超となり、王冠成形時に王冠の襞の形状が不均一になり、形状不良を引き起し、王冠成形性が劣るとともに耐圧強度も劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．２５の鋼板は、５００〜６００℃の温度域Ａにおいて平均加熱速度が１０℃／ｓ未満であるため、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．２６の鋼板は、焼鈍温度が６２０℃未満であるため、不完全な再結晶組織に起因して鋼板が硬質となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖ超となり、王冠成形性が劣り、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．２９の鋼板は、焼鈍温度が７４０℃を超えるため、圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍ超となり、王冠の成形において襞の形状が不均一になり、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．３１の鋼板は、５００〜６００℃の温度域Ａにおいて平均加熱速度が３０℃／ｓ超であるため、鋼板が硬質となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖ超となり、王冠成形性が劣り、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．３４の鋼板は、冷却停止温度Ｃは４００℃以上５８０℃以下の温度域であるものの、平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であるため、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．３６の鋼板は、冷却停止温度が５８０℃を超えるため、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）の量が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．４０の鋼板は、冷却停止温度が４００℃未満であるため、鋼板が硬質となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖ超となり、王冠成形性が劣り、耐圧強度が劣ることが分かった。なお、表３中、鋼板Ｎｏ．３６、４０の鋼板における４００℃以上５８０℃以下の温度域での滞留時間は、それぞれの冷却停止温度Ｃでの滞留時間を示す。
鋼板Ｎｏ．４３、５３の鋼板は、二次冷間圧延の圧下率が１２％を超えるため、鋼板の圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超となり、王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖを超えるため、王冠成形性が劣り、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．４４の鋼板は、二次冷間圧延の圧下率が１．０％未満であるため、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満となり、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が低下することが分かった。
鋼板Ｎｏ．４９の鋼板は、冷却停止温度Ｃは４００℃以上５８０℃以下の温度域であるものの、４００℃以上５８０℃以下の温度域での滞留時間が９０秒を超えるため、圧延方向断面における炭化物の最大粒径が２．０μｍ超となり、王冠成形時において襞の形状が不均一になり、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．５４の鋼板は、冷却停止温度Ｃは４００℃以上５８０℃以下の温度域であるものの、４００℃以上５８０℃以下の温度域での滞留時間が３０秒未満であるため、鋼板が硬質となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が６００ＭＰａ超、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が２２０Ｈｖ超となり、王冠成形性が劣り、耐圧強度が劣ることが分かった。
鋼板Ｎｏ．５５、５６の鋼板は、Ａｌ含有量が０．０６％を超えるため、Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００９０％未満となり、鋼板の圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ未満、王冠成形後の王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ未満となり、耐圧強度が劣ることが分かった。
１ 王冠上面
２ 襞

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０２％以上０．０８％以下、
    Ｓｉ：０．０２％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．０６％以下、
    Ｎ：０．０１００％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、
    Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００９０％以上０．０１７０％以下であり、
    圧延方向断面において炭化物の最大粒径が２．０μｍ以下であり、
    圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下であることを特徴とする王冠用鋼板。
    ただし、前記Ｎ ｔｏｔａｌは、Ｎの総量であり、前記Ｎ ａｓ ＡｌＮは、ＡｌＮとして存在するＮ量である。
  2. 質量％で、
    Ｃ：０．０２％以上０．０８％以下、
    Ｓｉ：０．０２％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．０６％以下、
    Ｎ：０．０１００％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鋼素材の熱間圧延での仕上圧延後に６７０℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後に、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に、加熱過程での５００〜６００℃の温度域Ａを１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱し、６２０〜７４０℃の温度域の焼鈍温度Ｂで焼鈍し、前記焼鈍温度Ｂから２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以上５８０℃以下の温度域の冷却停止温度Ｃまで冷却し、前記平均冷却速度での冷却を停止してから前記４００℃以上５８０℃以下の温度域に滞留させる滞留時間を３０秒以上９０秒以下とする連続焼鈍工程と、
    前記連続焼鈍工程後に、１．０〜１２％の圧下率で冷間圧延する二次冷間圧延工程と、を有することを特徴とする、
    Ｎ ｔｏｔａｌ−（Ｎ ａｓ ＡｌＮ）が０．００９０％以上０．０１７０％以下であり、
    圧延方向断面において炭化物の最大粒径が２．０μｍ以下であり、
    圧延方向の降伏強度が４２０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下である王冠用鋼板の製造方法。
    ただし、前記Ｎ ｔｏｔａｌは、Ｎの総量であり、前記Ｎ ａｓ ＡｌＮは、ＡｌＮとして存在するＮ量である。
  3. 請求項１に記載の王冠用鋼板を用いて作成されたことを特徴とする王冠。
  4. 王冠側面部の断面硬度が１８０Ｈｖ以上２２０Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項３に記載の王冠。
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