JP6813132B2 - 缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、缶用鋼板およびその製造方法に関する。

鋼板が使用される食缶や飲料缶の缶胴や蓋において、製缶コストの低減が要望されており、その対策として、使用する鋼板の薄肉化による素材の低コスト化が進められている。薄肉化の対象となる鋼板は、絞り加工により成形される２ピース缶の缶胴、及び円筒成形により成形される３ピース缶の缶胴、並びに缶蓋に使用される鋼板である。単に鋼板を薄肉化すると、缶胴や缶蓋の強度が低下するため、再絞り缶（ＤＲＤ（ｄｒａｗ−ｒｅｄｒａｗ）缶）や溶接缶の缶胴のような部位には、高強度極薄缶用鋼板が望まれている。

高強度極薄缶用鋼板は、焼鈍後に圧下率が２０％以上となる二次冷間圧延を施すＤｕｂｌｅ Ｒｅｄｕｃｅ法（以下、「ＤＲ法」とも称する。）を用いて製造されている。ＤＲ法を用いて製造された鋼板（以下、「ＤＲ材」とも称する。）は、高強度であるが、全伸びが小さく（延性に乏しく）、加工性が劣る。

ストレート形状を有する缶胴においては、ＤＲ材の適用が進んでいるが、開蓋する食缶の缶蓋では形状が複雑であるので、ＤＲ材を適用すると複雑な形状部分において精度の高い加工形状を得ることができないことが多い。具体的には、缶蓋は鋼板のブランキング、シェル加工、及びカール加工を順次プレス加工にて行なうことにより製造される。特に、カール加工では、缶胴のフランジ部と缶蓋のカール部を巻締めて缶の密封性を確保しているため、缶蓋のカール部の加工形状には高い精度が要望される。例えば、缶蓋のカール部にしわが発生すると、缶胴のフランジ部と缶蓋のカール部を巻締めた後の缶の密封性が著しく損なわれる。高強度極薄缶用鋼板として一般的に用いられるＤＲ材は、延性に乏しいので、複雑な形状を有する缶蓋に適用することが加工性の観点から困難であることが多い。そのため、ＤＲ材を用いる場合、多回数の金型調整を経て製品を得ている。さらに、ＤＲ材では二次冷間圧延による加工硬化により鋼板を高強度化しているため、二次冷間圧延の精度によっては加工硬化が不均一に鋼板に導入される結果、ＤＲ材を加工する際に局所的な変形が生じる場合がある。この局所的な変形は、缶蓋のカール部にしわを発生させる原因となるため回避すべきである。

このようなＤＲ材の欠点を回避するため、種々の強化法を用いた高強度鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１では、Ｎｂ炭化物による析出強化やＮｂ、Ｔｉ、及びＢの炭窒化物による微細化強化を複合的に組み合わせることにより、強度と延性のバランスがとれた鋼板が提案されている。特許文献２では、Ｍｎ、Ｐ、及びＮ等の固溶強化を用いて、鋼板を高強度化する方法が提案されている。特許文献３では、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＢの炭窒化物による析出強化により、引張強度を５４０ＭＰａ未満とし、酸化物系介在物の粒径を制御することにより、溶接部の成形性を改善する缶用鋼板が提案されている。特許文献４では、Ｎ含有量を高めることにより固溶Ｎによる高強度化を図り、鋼板の板厚方向の転位密度を制御することにより、引張強度が４００ＭＰａ以上であり、破断伸びが１０％以上である高強度容器用鋼板が提案されている。

特開平８−３２５６７０号公報 特開２００４−１８３０７４号公報 特開２００１−８９８２８号公報 特許第５８５８２０８号公報

上述したように、缶用鋼板を薄肉化するには強度を確保することが必要である。一方、加工精度が高い缶蓋の素材として鋼板を用いる場合には、該鋼板は高延性である必要がある。さらに、缶蓋のカール部の加工精度を高めるためには、鋼板の局所的な変形を抑制する必要がある。しかしながら、これらの特性について、上記の従来技術では、強度、延性（全伸び）、均一変形能、カール部の加工精度のいずれかが劣る。

特許文献１では析出強化により高強度化を実現しており、強度と延性のバランスがとれた鋼が提案されている。しかしながら、鋼板の局所的な変形については全く考慮されておらず、特許文献１に記載の製造方法では、缶蓋のカール部に要求される加工精度を満足する鋼板を得ることは難しい。

特許文献２は、固溶強化による高強度化を提案している。しかしながら、Ｐの過剰添加による鋼板の高強度化は、鋼板の局所的な変形を招きやすくなり、缶蓋のカール部に要求される加工精度を満足する鋼板を得ることは難しい。

特許文献３は、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＢの炭窒化物による析出強化により、所望の強度を得ている。しかしながら、溶接部の成形性および表面性状の観点からは、ＣａやＲＥＭの添加も必須であり、耐食性を劣化させる問題がある。また、鋼板の局所的な変形については全く考慮されておらず、特許文献３に記載の製造方法では、缶蓋のカール部に要求される加工精度を満足する鋼板を得ることは難しい。

特許文献４は、引張強度が４００ＭＰａ以上であり、破断伸びが１０％以上である高強度容器用鋼板を用いて、缶蓋を成形することにより、耐圧強度評価を実施している。しかし、缶蓋カール部の形状については全く考慮されておらず、加工精度の高い缶蓋を得ることは難しい。

本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、高強度であり、特に、缶蓋のカール部の素材として十分に高い加工精度を有する缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決する本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下および、Ｃｒ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ−１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％以下である組織とを有し、上降伏強度が５５０ＭＰａ以上である缶用鋼板。

［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下および、Ｂ：０．００２０％以上０．０１００％以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、上記［１］に記載の缶用鋼板。

［３］質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下、およびＣｒ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ−１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、１２００℃以上で加熱し、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で圧延して鋼板とし、前記鋼板を６４０℃以上７８０℃以下の温度で巻取り、その後５００℃から３００℃における平均冷却速度を２５℃／ｈ以上５５℃／ｈ以下とする冷却を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の鋼板に、８６％以上の圧下率で冷間圧延を施す一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延工程後の鋼板に、５００℃までの平均昇温速度が８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下となる条件で加熱を施した後に、６４０℃以上７８０℃以下の温度域で１０秒以上９０秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の鋼板に、０．１％以上１５．０％以下の圧下率で冷間圧延を施す二次冷間圧延工程と、を有する缶用鋼板の製造方法。

［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下および、Ｂ：０．００２０％以上０．０１００％以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、上記［３］に記載の缶用鋼板の製造方法。

本発明によれば、高強度であり、特に、缶蓋のカール部の素材として十分に高い加工精度を有する缶用鋼板を得ることができる。

本発明を以下の実施形態に基づいて説明する。まず、本発明の一実施形態に係る缶用鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。

Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下
本実施形態における缶用鋼板は、５５０ＭＰａ以上の上降伏強度を有することが重要である。そのためには、Ｔｉを含有することにより生成するＴｉ系炭化物による析出強化を利用することが重要となる。Ｔｉ系炭化物による析出強化を利用するためには、缶用鋼板におけるＣ含有量が重要となる。Ｃ含有量が０．０１０％未満となると、上述した析出強化による強度上昇効果が低減し、上降伏強度が５５０ＭＰａ未満となる。よって、Ｃ含有量の下限を０．０１０％とする。一方、Ｃ含有量が０．１３０％を超えると、鋼の溶製中の冷却過程において亜包晶割れを起こすとともに、鋼板が過剰に硬質化するので延性が低下する。さらにフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｃ含有量の上限を０．１３０％とする。なお、Ｃ含有量が０．０６０％以下であれば、冷間圧延時の変形抵抗が小さく、より大きい圧延速度で圧延することができる。このため、製造しやすさの観点からは、Ｃ含有量を０．０１５％以上０．０６０％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０４％以下
Ｓｉは固溶強化により鋼を高強度化させる元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が０．０４％を超えると耐食性が著しく損なわれる。よって、Ｓｉ含有量を０．０４％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上０．０３％以下である。

Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下
Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を増加させる。Ｍｎ含有量が０．１０％未満となると、５５０ＭＰａ以上の上降伏強度を確保することができない。よって、Ｍｎ含有量の下限を０．１０％とする。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、耐食性および表面特性が劣るばかりでなく、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となり、局所的な変形が発生し、均一変形能に劣る。よって、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２０％以上０．６０％以下である。

Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下
Ｐは固溶強化能が大きい元素である。このような効果を得るためには、Ｐを０．００７％以上で含有させることが必要となる。よって、Ｐ含有量の下限を０．００７％とする。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、鋼板が過剰に硬質化するため延性が低下し、さらに耐食性が劣るものとなる。よって、Ｐ含有量の上限を０．１００％とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００８％以上０．０１５％以下である。

Ｓ：０．０００５％以下０．００９０％以下
本実施形態における缶用鋼板は、Ｔｉ系炭化物による析出強化により高強度を得ている。ＳはＴｉとＴｉＳを形成しやすく、ＴｉＳが形成されると析出強化に有用なＴｉ系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。すなわち、Ｓ含有量が０．００９０％超となると、ＴｉＳが多量に形成され、強度が低下する。よって、Ｓ含有量の上限を０．００９０％とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。一方、Ｓ含有量が０．０００５％未満となると、脱Ｓコストが過大となる。よって、Ｓ含有量の下限を０．０００５％とする。

Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下
Ａｌは、脱酸剤として含有させる元素であり、鋼の微細化にも有用である。Ａｌ含有量が０．００１％未満となると、脱酸剤としての効果が不十分であり、凝固欠陥の発生を招くとともに製鋼コストが増大する。よって、Ａｌ含有量の下限を０．００１％とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、表面欠陥が発生するおそれがある。よって、Ａｌ含有量の上限を０．１００％以下とする。なお、Ａｌを脱酸剤として十分に機能させるためには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上０．０６０％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．００５０％以下
本実施形態における缶用鋼板は、Ｔｉ系炭化物による析出強化により高強度を得ている。Ｎは、ＴｉとＴｉＮを形成しやすく、ＴｉＮが形成されると析出強化に有用なＴｉ系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。また、Ｎ含有量が多すぎると、連続鋳造時の温度が低下する下部矯正帯においてスラブ割れが生じやすくなる。さらに、上述したように多量に形成されたＴｉＮにより析出強化に有用なＴｉ系炭化物の量が低減し、所望の強度が得られなくなる。よって、Ｎ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｎ含有量の下限は、特に設ける必要はないが、製鋼コストの観点からは、Ｎ含有量を０．０００５％超とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下
Ｔｉは炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Ｔｉ含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ｔｉ含有量を０．００５０％以上とすることによりこの効果が生じるため、Ｔｉ含有量の下限を０．００５０％とする。一方、Ｔｉは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｔｉ含有量が０．１０００％を超えると、６４０〜７８０℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｔｉ含有量の上限を０．１０００％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１００％以上０．０８００％以下である。

Ｃｒ：０．０８％以下
Ｃｒは炭窒化物を形成する元素である。Ｃｒの炭窒化物は、強化能がＴｉ系炭化物と比べて小さいものの、鋼の高強度化に寄与する。この効果を十分に得る観点からは、Ｃｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｃｒ含有量が０．０８％を超えると、Ｃｒの炭窒化物を過剰に形成し、鋼の強化能に最も寄与するＴｉ系炭化物の形成が抑制され、所望の強度が得られなくなる。よって、Ｃｒ含有量を０．０８％以下とする。

０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００
高強度を得て、かつ加工時に局所的な変形を抑制するためには、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）の値が重要である。ここで、Ｔｉ＊は、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−１．５Ｓにより定義される。ＴｉはＣと微細な析出物（Ｔｉ系炭化物）を形成し、鋼の高強度化に寄与する。Ｔｉ系炭化物を形成しないＣは、セメンタイトあるいは固溶Ｃとして鋼中に存在することになる。このセメンタイトが鋼のフェライト粒内に所定の分率以上存在すると、鋼板の加工時に局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。また、ＴｉはＳと結合してＴｉＳを形成しやすく、ＴｉＳが形成されると析出強化に有用なＴｉ系炭化物の量が低減し、高強度を得られない。本発明者らは、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）の値を制御することにより、Ｔｉ系炭化物による高強度化を達成しつつ、鋼板の加工時の局所変形に起因したしわを抑制できることを見出し、本発明に至った。すなわち、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）が０．００５未満となると、鋼の高強度化に寄与するＴｉ系炭化物の量が低減し、上降伏強度が５５０ＭＰａ未満となる。また、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）を０．００５以上とする。一方で、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）が０．７００を超えると、６４０℃〜７８０℃の均熱温度での焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そうなると、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）を０．７００以下とする。（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）は、好ましくは０．０９０以上０．４００以下である。

以上、本発明の基本成分について説明した。上記成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物であるが、その他にも必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。

Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Ｎｂ含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ｎｂ含有量を０．００５０％以上とすることによりこの効果が生じるため、Ｎｂ含有量の下限を０．００５０％とする。一方、Ｎｂは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｎｂ含有量が０．０５００％を超えると、６４０〜７８０℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｎｂ含有量の上限を０．０５００％とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以上０．０３００％以下である。

Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下
Ｍｏは、ＴｉとＮｂと同様に炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させるのに有効である。これにより、上降伏強度が上昇する。本実施形態では、Ｍｏ含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ｍｏ含有量を０．００５０％以上とすることによりこの効果が生じるため、Ｍｏ含有量の下限を０．００５０％とする。一方、Ｍｏは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｍｏ含有量が０．０５００％を超えると、６４０〜７８０℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｍｏ含有量の上限を０．０５００％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００８０％以上０．０３００％以下である。

Ｂ：０．００２０％以上０．０１００％以下
Ｂは、フェライト粒径を微細化し、上降伏強度を上昇させるのに有効である。本実施形態では、Ｂ含有量を調整することによって上降伏強度を調整することができる。Ｂ含有量を０．００２０％以上とすることによりこの効果が生じるため、Ｂ含有量の下限を０．００２０％とする。一方、Ｂは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、６４０〜７８０℃の均熱温度における焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、Ｂ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以上０．００５０％以下である。

次に、本実施形態による缶用鋼板の機械的性質について説明する。溶接缶のデント強度および缶蓋の耐圧強度等を確保するために、鋼板の上降伏強度を５５０ＭＰａ以上とする。一方、６７０ＭＰａ以下となるような組成であれば、より良好な耐食性が得られる。そこで、上降伏強度を６７０ＭＰａ以下とすることが好ましい。

なお、降伏強度は「ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１」に示される金属材料引張試験方法により測定できる。上記した降伏強度は、成分組成、ならびに、熱間圧延工程の巻取り後の冷却速度および焼鈍工程における加熱速度を調整することにより得ることができる。具体的には、５５０ＭＰａ以上の降伏強度は、上記の成分組成とし、熱間圧延工程において巻取温度を６４０℃以上７８０℃以下とし、巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度を２５℃／ｈ以上５５℃／ｈ以下とし、連続焼鈍工程において５００℃までの平均昇温速度を８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とし、均熱温度を６４０℃以上７８０℃以下とし、均熱温度が６４０℃〜７８０℃の温度域にある保持時間を１０秒以上９０秒以下とし、二次冷間圧延工程における圧下率を０．１％以上とすることで得ることができる。

次に、本発明に係る缶用鋼板の金属組織について説明する。
フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合：１０％以下
フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となると、加工時、例えば、鋼板を缶蓋のカール部に加工する時に局所的な変形に起因するしわが発生する。よって、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合を１０％以下とする。このメカニズムは明らかではないが、微細なＴｉ系炭化物に比べ大きなセメンタイトが多量に存在すると、加工時の微細なＴｉ系炭化物やセメンタイトと転位との相互作用のバランスが崩れ、しわ発生に至ると推察される。フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合は、好ましくは８％以下である。フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合を１％以上とすることが好ましく、２％以上とすることがより好ましい。

フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合は、以下の方法により測定することができる。鋼板の圧延方向に平行な板厚方向の断面を研磨後、腐食液（３体積％ナイタール）で腐食する。次に、光学顕微鏡を用いて、４００倍の倍率で１０視野にわたり板厚１／４深さ位置（上記断面における、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）から板厚１／２位置までの領域を観察する。次に、光学顕微鏡により撮影した組織写真を用いてフェライト粒内のセメンタイトを目視判定により特定し、画像解析によりセメンタイトの面積率を求める。ここでセメンタイトは、４００倍の倍率の光学顕微鏡にて黒色または灰色を呈する円形ならびに楕円状の金属組織である。各視野においてセメンタイトの面積率を求めて、１０視野の面積率を平均した値をフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合とする。

板厚：０．４ｍｍ以下
現在、製缶コストの低減を目的として、鋼板の薄肉化が進められている。しかしながら、鋼板の薄肉化、すなわち、鋼板の板厚を低減するに伴って、缶体強度の低下および加工時の成形不良が懸念される。これに対して、本実施形態による缶用鋼板は、板厚が薄い場合でも、缶体強度、例えば缶蓋の耐圧強度を低下させることがなく、加工時にしわ発生の成形不良が発生しない。すなわち、板厚が薄い場合に、高強度かつ加工精度が高いという本発明の効果が顕著に発揮されるのである。したがって、この観点からは、板厚を０．４ｍｍ以下とすることが好ましい。なお、板厚は０．３ｍｍ以下としてもよく、０．２ｍｍ以下としてもよい。

次に、本発明の一実施形態に係る缶用鋼板の製造方法について説明する。以下、温度は、鋼板の表面温度を基準とする。また、平均冷却速度は、鋼板の表面温度を基に次のとおりに計算して得られた値とする。例えば、５００℃から３００℃の平均冷却速度は、｛（５００℃）−（３００℃）｝／（５００℃から３００℃までの冷却時間）により表される。

本実施形態による缶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、溶鋼を上記の成分組成に調整し、その後、例えば連続鋳造法によりスラブとする。

スラブ加熱温度：１２００℃以上
熱間圧延工程のスラブ加熱温度が１２００℃未満となると、鋳造時に形成した粗大な窒化物、例えばＡｌＮが未溶解として鋼中に残存する。これに起因して、製缶性が低下し、鋼板が変形する際に、鋼板にひずみが不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、スラブ加熱温度の下限を１２００℃とする。スラブ加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上である。スラブ加熱温度は、１３５０℃超としても効果が飽和するため、上限を１３５０℃とすることが好ましい。

仕上げ圧延温度：８５０℃以上
熱間圧延工程の仕上げ温度が８５０℃未満となると、熱延鋼板の未再結晶組織に起因する未再結晶組織が焼鈍後の鋼板に残存し、鋼板の加工時に局所的な変形によりしわが発生する。よって、仕上げ圧延温度の下限を８５０℃とする。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃以下であれば、より良好な表面性状を有する鋼板を製造することができる。よって、仕上げ圧延温度を９５０℃以下とすることが好ましい。

巻取温度：６４０℃以上７８０℃以下
熱間圧延工程の巻取温度が６４０℃未満となると、熱延鋼板にセメンタイトが多量に析出する。そして、焼鈍後のフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となり、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際に局所的な変形に起因したしわが発生する。よって、巻取温度の下限を６４０℃とする。一方、巻取温度が７８０℃を超えると、連続焼鈍後の鋼板のフェライトの一部が粗大化し、鋼板が軟質化し、上降伏強度が５５０ＭＰａ未満となる。よって、巻取温度の上限を７８０℃とする。巻取温度は、好ましくは６６０℃以上７６０℃以下である。

５００℃から３００℃における平均冷却速度：２５℃／ｈ以上５５℃／ｈ以下
巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度が２５℃／ｈ未満となると、熱延鋼板にセメンタイトが多量に析出して、焼鈍後のフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％超となる。そして、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際に局所的な変形に起因したしわが発生したり、強度に寄与する微細なＴｉ系炭化物量が低減し、鋼板の強度が低下したりする。よって、巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度の下限を２５℃／ｈとする。一方、巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度が５５℃／ｈを超えると、鋼中に存在する固溶Ｃが増大し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した時に固溶Ｃに起因したしわが発生する。よって、巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度の上限を５５℃／ｈ以下とする。巻取り後の５００℃から３００℃の平均冷却速度を３０℃／ｈ以上５０℃／ｈ以下とすることが好ましい。なお、上記した平均冷却速度は、空冷により達成することができる。また、「平均冷却速度」とは、コイル幅方向エッジとセンターの平均温度を基準とする。

酸洗
その後、必要に応じて、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、表層スケールを除去することができればよく、特に条件を限定する必要はない。また、酸洗以外の方法でスケールを除去してもよい。

次に、冷間圧延は、焼鈍を挟む２回に分けて行う。
一次冷間圧延における圧下率：８６％以上
一次冷間圧延工程の圧下率が８６％未満となると、冷間圧延で鋼板に付与されるひずみが低下するため、連続焼鈍後の鋼板の上降伏強度を５５０ＭＰａ以上とすることが困難となる。よって、一次冷間圧延工程の圧下率を８６％以上とする。一次冷間圧延工程の圧下率を８７％以上９４％以下とすることが好ましい。なお、熱間圧延工程後であって一次冷間圧延工程前に適宜他の工程、例えば熱延板を軟質化させるための焼鈍工程を含んでもよい。また、熱間圧延工程の直後に酸洗を行わずに一次冷間圧延工程を行ってもよい。

５００℃までの平均昇温速度：８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下
一次冷間圧延工程後の鋼板に、５００℃までの平均昇温速度が８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下となる条件で後述する均熱温度まで加熱を施す。５００℃までの平均昇温速度が８℃／ｓ未満となると、主に熱間圧延の巻取り工程において析出するＴｉ系炭化物が昇温中に粗大となり、強度が低下する。よって、５００℃までの平均昇温速度を８℃／ｓ以上とする。５００℃までの平均昇温速度が５０℃／ｓを超えると、６４０℃〜７８０℃の均熱温度での焼鈍では未再結晶組織が多量に残存する。そして、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、５００℃までの平均昇温速度を５０℃／ｓ以下とする。５００℃に達した後、均熱温度に達するまでの過程で鋼板温度が降下することは好ましくなく、５００℃までの平均昇温速度を保って６４０℃まで昇温させることが好ましい。

均熱温度：６４０℃以上７８０℃以下
連続焼鈍工程における均熱温度が７８０℃を超えると、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る。また、鋼板のフェライト粒径が一部粗大化し、鋼板が軟質化し、上降伏強度が５５０ＭＰａ未満となる。よって、均熱温度を７８０℃以下とする。一方、焼鈍温度が６４０℃未満であると、フェライト粒の再結晶が不完全となり、未再結晶が残存することになる。未再結晶が残存すると、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。よって、均熱温度を６４０℃以上とする。なお、均熱温度を６６０℃以上７４０℃以下とすることが好ましい。

均熱温度が６４０℃〜７８０℃の温度域にある保持時間：１０秒以上９０秒以下
保持時間が９０秒を超えると、主に熱間圧延の巻取り工程において析出するＴｉ系炭化物が昇温中に粗大となり、強度が低下する。一方、保持時間が１０秒未満となると、フェライト粒の再結晶が不完全となり、未再結晶が残存する。そして、鋼板が変形する際にひずみが鋼板に不均一に付与され、局所的な変形が発生し、鋼板を缶蓋のカール部に加工した際にしわが発生する。

焼鈍には連続焼鈍装置を用いることができる。また、一次冷間圧延工程の直後に焼鈍工程を行なう。

二次冷間圧延における圧下率：０．１％以上１５．０％以下
焼鈍後の二次冷間圧延における圧下率が１５．０％を超えると、過剰な加工硬化が鋼板に導入される結果、鋼板強度が過剰に上昇する。そして、鋼板の加工時、例えば缶蓋のシェル加工で割れが発生したり、引続くカール部の加工でしわが発生したりする。よって、二次冷間圧延における圧下率を１５．０％以下とする。鋼板の加工精度を高めるためには、二次冷間圧延率は低い方が望ましく、二次冷間圧延における圧下率を７．０％未満とすることが好ましい。一方、二次冷間圧延には鋼板に表面粗さを付与する役割があり、均一な表面粗さを鋼板に付与し、および上降伏強度を５５０ＭＰａ以上とするためには、二次冷間圧延の圧下率を０．１％以上とする必要がある。なお、二次冷間圧延工程は、焼鈍装置内で実施してもよく、独立した圧延工程で実施してもよい。

以上により、本実施形態における缶用鋼板を得ることができる。なお、本発明では、二次冷間圧延後に、さらに種々の工程を行うことが可能である。例えば、本発明の缶用鋼板は、鋼板表面にめっき層を有していてもよい。めっき層としては、Ｓｎめっき層、ティンフリー等のＣｒめっき層、Ｎｉめっき層、Ｓｎ−Ｎｉめっき層等が挙げられる。また、塗装焼付け処理工程、フィルムラミネート等の工程を行ってもよい。なお、めっきやラミネートフィルム等は、板厚に対して膜厚が十分に小さいので、缶用鋼板の機械特性への影響は無視することができる。

表１に示す成分組成を含有し、残部が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。次いで、当該鋼スラブに対して、表２に示す熱間圧延条件にて熱間圧延を施し、熱間圧延後に酸洗を行った。次いで、表２に示す圧下率で一次冷間圧延を行い、表２に示す連続焼鈍条件にて連続焼鈍し、引き続き、表２に示す圧下率で二次冷間圧延を施すことによって鋼板を得た。当該鋼板に通常のＳｎめっきを連続的に施して、片面付着量が１１．２ｇ/ｍ^２となるＳｎめっき鋼板（ぶりき）を得た。その後、２１０℃、１０分の塗装焼付け処理に相当する熱処理を施したＳｎめっき鋼板に対して、以下の評価を行った。

＜引張試験＞
「ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１」に示される金属材料引張試験方法に準拠して、引張試験を実施した。すなわち、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにJIS 5号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取し、引張試験片の平行部に５０ｍｍ（Ｌ）の標点を付与した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を引張速度１０ｍｍ／分にて引張試験片が破断するまで実施し、上降伏強度を測定した。測定結果を表２および表３に示す。

＜金属組織の調査＞
Ｓｎめっき鋼板の圧延方向に平行な板厚方向の断面を研磨後、腐食液（３体積％ナイタール）で腐食した。次いで、光学顕微鏡を用いて、４００倍の倍率で１０視野にわたり板厚１／４深さ位置（上記断面における、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）から板厚１／２位置までの領域を観察した。次いで、光学顕微鏡により撮影した組織写真を用いてフェライト粒内のセメンタイトを目視判定により特定し、画像解析によりセメンタイトの面積率を求めた。ここで、セメンタイトは、４００倍の倍率の光学顕微鏡にて黒色または灰色を呈する円形ならびに楕円状の金属組織である。次いで、各視野でセメンタイトの面積率を求めて、１０視野の面積率を平均した値をフェライト粒内に占めるセメンタイトの割合とした。なお、画像解析は、画像解析ソフトウェア（粒子解析 日鉄住金テクノロジー株式会社製）を用いた。調査結果を表２および表３に示す。

＜耐食性＞
Ｓｎめっき鋼板に対して、光学顕微鏡を用いて、測定面積が２．７ｍｍ²である領域を５０倍の倍率で観察し、Ｓｎめっきが薄くなり穴状の部位の個数を計測した。穴状の部位の個数が２０個未満の場合を○、２０個以上２５個以下の場合を△、２５個超の場合を×とした。観察結果を表２および表３に示す。

＜しわ発生の有無＞
鋼板より１２０ｍｍの角形のブランクを採取し、円形のブランク加工、シェル加工、カール加工を順次加工することで、缶蓋を作製した。実体顕微鏡（Ｋｅｙｅｎｃｅ株式会社製）を用いて、作製した缶蓋のカール部を周方向８か所にて観察し、しわ発生の有無を調べた。評価結果を表２および表３に示す。なお、周方向８か所のうち１か所でもしわが発生した場合を「しわ発生：有」とし、周方向８か所のいずれにおいてもしわが発生しなかった場合を「しわ発生：無」とした。

本発明によれば、高強度であり、特に、缶蓋のカール部の素材として十分に高い加工精度を有する缶用鋼板を得ることができる。また、本発明によれば、鋼板の均一変形能が高いため、例えば缶蓋加工を行う場合、高い加工精度を有する缶蓋製品を製作することが可能となる。さらに、本発明は、高加工度の缶胴加工を伴う３ピース缶、ボトム部が数％加工される２ピース缶、缶蓋を中心に缶用鋼板として最適である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下、およびＣｒ：０．００１％以上０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ−１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％以下である組織とを有し、上降伏強度が５５０ＭＰａ以上である缶用鋼板。
2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下、およびＢ：０．００２０％以上０．０１００％以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、請求項１に記載の缶用鋼板。
3. 質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．００９０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．１０００％以下、およびＣｒ：０．００１％以上０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ＊＝Ｔｉ−１．５Ｓとするとき、０．００５≦（Ｔｉ＊／４８）／（Ｃ／１２）≦０．７００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、１２００℃以上で加熱し、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で圧延して鋼板とし、前記鋼板を６４０℃以上７８０℃以下の温度で巻取り、その後５００℃から３００℃における平均冷却速度を２５℃／ｈ以上５５℃／ｈ以下とする冷却を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の鋼板に、８６％以上の圧下率で冷間圧延を施す一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延工程後の鋼板に、５００℃までの平均昇温速度が８℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下となる条件で加熱を施した後に、６４０℃以上７８０℃以下の温度域で１０秒以上９０秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の鋼板に、０．１％以上１５．０％以下の圧下率で冷間圧延を施す二次冷間圧延工程と、を有する缶用鋼板の製造方法であって、
   前記缶用鋼板は、フェライト粒内に占めるセメンタイトの割合が１０％以下である組織
   を有し、上降伏強度が５５０ＭＰａ以上である、缶用鋼板の製造方法。
4. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｍｏ：０．００５０％以上０．０５００％以下、およびＢ：０．００２０％以上０．０１００％以下から選ばれる一種または二種以上を含有する、請求項３に記載の缶用鋼板の製造方法。