JPWO2019026738A1 - 王冠用鋼板、王冠、および王冠用鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
質量％で、Ｃ：０．００６％超０．０１２％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０．０７％以下、およびＮ：０．００８０％以上０．０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の百分率が０％超２０％未満とすることにより、成形性に優れ、かつ、薄肉化した場合であっても、高価な軟質ライナーを使用せずとも優れた耐圧強度を備える王冠を製造することができる王冠用鋼板を提供する。
Description
本発明は、王冠用鋼板に関し、特に、ビール瓶などに用いられる、内圧に対する耐圧強度に優れる王冠用鋼板に関する。
また、本発明は、前記王冠用鋼板を用いて作成された王冠、および前記王冠用鋼板の製造方法に関する。
また、本発明は、前記王冠用鋼板を用いて作成された王冠、および前記王冠用鋼板の製造方法に関する。
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、プレス成形された薄鋼板製の部分と、樹脂製のライナーの部分から構成される。薄鋼板製の部分は、瓶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構成される。樹脂製のライナーは、薄鋼板製の円盤状の部分に貼付されている。襞状の部分を瓶口にかしめ、ライナーが瓶口と薄鋼板の間隙を遮断することで、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。王冠の耐圧強度の評価基準としては、例えば、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が１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上で合格レベルとするものがある。
また、王冠の襞の形状が不均一であると、見た目が悪く消費者の購買意欲を低下させるだけではなく、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。そのため、王冠の素材として用いられる薄鋼板には、成形性に優れていることも求められる。成形性については、襞の形状が不均一でないことを目視で確認することで合否を判定する例がある。
王冠の素材として用いられる薄鋼板には、主にＳＲ（Single Reduced）鋼板が用いられている。ＳＲ鋼板は、冷間圧延により鋼板を薄くした後に、焼鈍を施し、さらに調質圧延を行うことで製造される鋼板である。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。
しかしながら、近年、缶用鋼板と同様に、王冠用鋼板についても王冠の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）鋼板を用いることが考えられるが、単純にＤＲ鋼板を適用するだけでは耐圧強度が十分に確保できない。
詳細なメカニズムは不明であるが、王冠用鋼板として板厚が０．２０ｍｍ以下のＤＲ鋼板を適用する場合には、ライナーの材料として従来よりも軟質な材料を使用することで耐圧強度が向上することが知られている。しかし、軟質な材料からなるライナーは従来の硬質な材料からなるライナーよりも高価であるため、結果として王冠全体ではコストダウンできていないことが課題となっている。
これまで、耐圧強度に優れる王冠用鋼板を得るために、以下のような技術が提案されている。
特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％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、加工性に優れた王冠用鋼板が提案されている。前記王冠用鋼板は、さらに、鋼板の圧延方向の引張強度（ＴＳ）と圧延直角方向のＴＳとの平均値である平均ＴＳが５００ＭＰａ以上であり、圧延方向の降伏強度（ＹＰ）と圧延直角方向のＹＰとの平均値である平均ＹＰと前記平均ＴＳとが、平均ＹＰ（ＭＰａ）≦１３０＋０．７４６×平均ＴＳ（ＭＰａ）の関係を満たすことを特徴としている。
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％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、平均ｒ値が１．３０以上、ＹＰが４５０ＭＰａ以上６５０ＭＰａ以下である王冠用鋼板が提案されている。
特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．００１０％〜０．００６０％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、Ｔｉ:０〜０．１００％、Ｎｂ：０〜０．０８０％、Ｂ：０〜０．００８０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ａｌ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる成分組成を有する王冠用鋼板が提案されている。前記王冠用鋼板は、さらに、鋼板の圧延方向に対して２５〜６５°の方向におけるｒ値の最小値が１．８０以上であり、かつ、前記圧延方向に対して０°以上３６０°未満の方向における前記ｒ値の平均値が１．７０以上であり、降伏強度が５７０ＭＰａ以上であることを特徴としている。
しかしながら、上記特許文献１〜３で提案されている従来の王冠用鋼板を用いた王冠には、鋼板を薄肉化した場合、高価な軟質ライナーを使用しないと十分な耐圧強度を確保できず、結果的にコストを削減することができないという問題があった。したがって、従来の王冠用鋼板では、耐圧強度の高さとコストダウンという課題を両立させることができないというのが実状であった。
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであって、その目的は、成形性に優れ、かつ、薄肉化した場合であっても、高価な軟質ライナーを使用せずとも優れた耐圧強度を備える王冠を製造することができる王冠用鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は、前記王冠用鋼板を用いて作成された王冠、および前記王冠用鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、前記王冠用鋼板を用いて作成された王冠、および前記王冠用鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
（１）瓶内の内圧が上昇した時は、瓶口にかしめられた襞の部分が支えとして王冠の変形に耐えることで瓶内の密閉が保持される。しかし、図１Ｂに示すように、硬質なライナーを使用した王冠を瓶口にかしめた場合、ライナーが十分に圧縮変形しないため、瓶口にかしめられた襞の長さ（図中に矢印で示す）が、軟質なライナーを使用した場合（図１Ａ）に比べて短くなる。すなわち、硬質なライナーを使用した王冠の耐圧強度が低い原因は、瓶口にかしめられた襞の長さが短くなるためであると考えられる。
（２）したがって、硬質なライナーを使用しても十分な耐圧強度を備えるためには、瓶口にかしめられた襞の長さが不十分であっても、瓶内圧の上昇に対して王冠が変形しにくい必要がある。
（３）王冠用鋼板の成分組成と製造条件を最適化し、板厚１／２位置の転位組織に疎な部分が存在しないように制御することによって、該鋼板を用いた王冠の、瓶内圧の上昇に対する変形を抑制することができる。
以上の知見を基にさらに検討を重ねた結果、成形性に優れ、かつ、薄肉化した場合であっても、硬質なライナーを使用しても優れた耐圧強度を備える王冠と、該王冠用の鋼板を製造することに成功した。その要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．００６％超０．０１２％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０．０７％以下、および
Ｎ ：０．００８０％以上０．０２００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の百分率が０％超２０％未満である、王冠用鋼板。
Ｃ ：０．００６％超０．０１２％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０．０７％以下、および
Ｎ ：０．００８０％以上０．０２００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の百分率が０％超２０％未満である、王冠用鋼板。
２．板厚が０．２０ｍｍ以下である、上記１に記載の王冠用鋼板。
３．上記１または２に記載の王冠用鋼板を成形してなる王冠。
４．超微小負荷硬さが０．７０以上である樹脂製ライナーを有する、上記３に記載の王冠。
５．上記１または２に記載の王冠用鋼板の製造方法であって、
上記１に記載の成分組成を有する鋼スラブを１２００℃以上のスラブ加熱温度に再加熱し、仕上げ圧延後に、６７０℃以下の巻取り温度で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後に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、７５０℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍する連続焼鈍工程と、
前記連続焼鈍工程後に、２台以上のスタンドを有する設備で冷間圧延を行う二次冷間圧延工程と、を有し、
前記二次冷間圧延工程における圧下率が１０％以上３０％以下であり、かつ、最終スタンド出側の圧延速度が４００ｍｐｍ以上である、王冠用鋼板の製造方法。
上記１に記載の成分組成を有する鋼スラブを１２００℃以上のスラブ加熱温度に再加熱し、仕上げ圧延後に、６７０℃以下の巻取り温度で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後に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、７５０℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍する連続焼鈍工程と、
前記連続焼鈍工程後に、２台以上のスタンドを有する設備で冷間圧延を行う二次冷間圧延工程と、を有し、
前記二次冷間圧延工程における圧下率が１０％以上３０％以下であり、かつ、最終スタンド出側の圧延速度が４００ｍｐｍ以上である、王冠用鋼板の製造方法。
本発明によれば、成形性に優れ、かつ、薄肉化した場合であっても、硬質ライナーを使用しても優れた耐圧強度を備える王冠を製造することができる王冠用鋼板を提供することができる。その結果、鋼板を薄肉化しても高価な軟質なライナーを使用する必要がなくなるため、王冠全体としてコストダウンを達成できる。
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
［成分組成］
本発明の一実施形態における王冠用鋼板は、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において王冠用鋼板の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
［成分組成］
本発明の一実施形態における王冠用鋼板は、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において王冠用鋼板の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００６％超０．０１２％以下
Ｃは侵入型元素であり、微量の添加で固溶Ｃによる大きな固溶強化が得られ素地の摩擦力を向上させるため、二次冷間圧延工程での圧延中にフェライト組織中に導入される転位をピン止めし、転位が密に存在する転位下部組織を得ることができる。Ｃ含有量が０．００６％以下では、板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域が２０％以上となり、軟質ライナーを使用しないと１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、Ｃ含有量は０．００６％超とする。Ｃ含有量は０．００７％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．０１２％を超えると、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域が０％となり、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、Ｃ含有量は０．０１２％以下とする。Ｃ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｃは侵入型元素であり、微量の添加で固溶Ｃによる大きな固溶強化が得られ素地の摩擦力を向上させるため、二次冷間圧延工程での圧延中にフェライト組織中に導入される転位をピン止めし、転位が密に存在する転位下部組織を得ることができる。Ｃ含有量が０．００６％以下では、板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域が２０％以上となり、軟質ライナーを使用しないと１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、Ｃ含有量は０．００６％超とする。Ｃ含有量は０．００７％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．０１２％を超えると、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域が０％となり、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、Ｃ含有量は０．０１２％以下とする。Ｃ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０２％以下
Ｓｉ含有量が０．０２％を超えると、鋼板の成形性が低下し、王冠の襞の形状が不均一となる上、鋼板の表面処理性の劣化および耐食性の低下を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０２％以下とする。なお、過剰にＳｉ含有量を低下させることは製鋼コストの増大を招くため、Ｓｉ含有量は０．００４％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ含有量が０．０２％を超えると、鋼板の成形性が低下し、王冠の襞の形状が不均一となる上、鋼板の表面処理性の劣化および耐食性の低下を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０２％以下とする。なお、過剰にＳｉ含有量を低下させることは製鋼コストの増大を招くため、Ｓｉ含有量は０．００４％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．１０％以上０．６０％以下
Ｍｎの含有量が０．１０％未満では、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。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えると、鋼板の成形性が低下し、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、Ｍｎ含有量は０．６０％以下とする。Ｍｎの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎの含有量が０．１０％未満では、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。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えると、鋼板の成形性が低下し、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、Ｍｎ含有量は０．６０％以下とする。Ｍｎの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、鋼板の成形性が低下し、王冠の襞の形状が不均一となる上、耐食性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。なお、Ｐを０．００１％未満とするには脱Ｐコストが過大となるため、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、鋼板の成形性が低下し、王冠の襞の形状が不均一となる上、耐食性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。なお、Ｐを０．００１％未満とするには脱Ｐコストが過大となるため、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：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含有量は０．０２０％以下とする。なお、Ｓを０．００４％未満とするには脱Ｓコストが過大となるため、Ｓの含有量は０．００４％以上とすることが好ましい。
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含有量は０．０２０％以下とする。なお、Ｓを０．００４％未満とするには脱Ｓコストが過大となるため、Ｓの含有量は０．００４％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１％以上０．０７％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０．０１０％未満では、脱酸が不十分となり介在物が増加する結果、鋼板の成形性が低下し、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０７％を超えると、ＡｌＮを多量に形成するため、鋼中のＮが減少し、後述するＮの効果を得られなくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．０７％以下とする。Ａｌ含有量は０．０６５％以下とすることが好ましい。
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０．０１０％未満では、脱酸が不十分となり介在物が増加する結果、鋼板の成形性が低下し、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０７％を超えると、ＡｌＮを多量に形成するため、鋼中のＮが減少し、後述するＮの効果を得られなくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．０７％以下とする。Ａｌ含有量は０．０６５％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．００８０％以上０．０２００％以下
Ｎは侵入型元素であり、Ｃと同様に微量の添加で固溶Ｎによる大きな固溶強化が得られ素地の摩擦力を向上させるため、二次冷間圧延工程での圧延中にフェライト組織中に導入される転位をピン止めし、転位が密に存在する転位下部組織を得ることができる。Ｎ含有量が０．００８０％未満では、板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域が２０％以上となり、王冠に硬質なライナーを使用した場合、１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、Ｎ含有量は０．００８０％以上とする。Ｎ含有量は、０．００９０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域が０％となり、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１９０％以下とすることが好ましい。
Ｎは侵入型元素であり、Ｃと同様に微量の添加で固溶Ｎによる大きな固溶強化が得られ素地の摩擦力を向上させるため、二次冷間圧延工程での圧延中にフェライト組織中に導入される転位をピン止めし、転位が密に存在する転位下部組織を得ることができる。Ｎ含有量が０．００８０％未満では、板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域が２０％以上となり、王冠に硬質なライナーを使用した場合、１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、Ｎ含有量は０．００８０％以上とする。Ｎ含有量は、０．００９０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域が０％となり、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１９０％以下とすることが好ましい。
本発明の一実施形態における王冠用鋼板の成分組成は、上記元素と、残部のＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることができる。
また、本発明の他の実施形態においては、前記成分組成が、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏからなる群より選択される１または２以上を、本発明の効果を損なわない範囲で任意に含有してもよい。その際、各元素の含有量は、ＡＳＴＭ Ａ６２３Ｍ−１１に準拠して、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下とすることが好ましい。上記以外の元素の含有量の合計は、０．０２％以下とすることが好ましい。
［転位密度］
本発明の王冠用鋼板では、板厚１／２位置（鋼板表面から板厚方向に板厚の１／２の深さの位置）における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の割合が０％超２０％未満であることが肝要である。なお、以下の説明においては、「板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の割合」を、便宜的に「低転位密度領域の百分率」と呼ぶ。
本発明の王冠用鋼板では、板厚１／２位置（鋼板表面から板厚方向に板厚の１／２の深さの位置）における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の割合が０％超２０％未満であることが肝要である。なお、以下の説明においては、「板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の割合」を、便宜的に「低転位密度領域の百分率」と呼ぶ。
前記低転位密度領域の百分率が２０％未満であれば、軟質ライナーを使用しなくても十分な耐圧強度を得ることができる。その理由は明確ではないが、転位が密に存在しているため、不均一変形が抑制され、瓶口にかしめられた襞の長さが不十分であっても瓶内圧の上昇に対して王冠が変形しにくくなると考えられる。前記低転位密度領域の百分率が２０％以上であると、転位が疎な部分が存在するため、不均一変形が促進され、瓶口にかしめられた襞の長さが不十分であると、瓶内圧の上昇に対して王冠が容易に変形すると考えられる。そのため、前記低転位密度領域の百分率を２０％未満とする。前記低転位密度領域の百分率は、１６％未満であることが好ましい。一方、前記低転位密度領域がまったく存在せず０％の場合は、王冠の襞の形状が不均一となるため、前記低転位密度領域の百分率は０％超とする。より好ましくは４％以上である。なお、前記低転位密度領域の百分率を０％超２０％未満とするには、上述の成分組成に従う鋼素材を後述の製造工程に供すればよい。
ここで、板厚１／２位置における転位組織は、板厚１／２位置が観察位置となるように採取した薄膜試料を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察することによって評価することができる。前記観察においては、無作為に選択した５μｍ四方の観察領域とし、前記観察領域を２５個の１μｍ四方の領域に分割して、前記２５個の領域のそれぞれにおける転位密度を求める。そして、前記２５個の１μｍ四方の領域のうち、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の個数の百分率を、上記低転位密度領域の百分率とする。なお、転位密度は、ＴＥＭによって撮影された写真を用い、Ham's line intercept methodに基づいて求められる。具体的には、計数線と交わった転位の数：Ｎ、計数線の全長：Ｌ、および試料の厚さｔを用いて、下記（１）式により転位密度ρを算出することができる。なお、前記低転位密度領域の百分率は、より具体的には実施例に記載した方法で求めることができる。
ρ=２Ｎ／Ｌｔ ・・・（１）
ρ=２Ｎ／Ｌｔ ・・・（１）
［組織］
本発明の王冠用鋼板の組織は、再結晶組織とすることが好ましい。焼鈍後に未再結晶があると、材質が不均一となり、王冠の襞の形状が不均一となるためである。ただし、未再結晶組織の面積率が５％以下であれば、王冠の襞の形状にはほとんど影響しないため、未再結晶組織の面積率を５％以下とすることが好ましい。
本発明の王冠用鋼板の組織は、再結晶組織とすることが好ましい。焼鈍後に未再結晶があると、材質が不均一となり、王冠の襞の形状が不均一となるためである。ただし、未再結晶組織の面積率が５％以下であれば、王冠の襞の形状にはほとんど影響しないため、未再結晶組織の面積率を５％以下とすることが好ましい。
また、再結晶組織はフェライト相であることが好ましく、フェライト相以外の組織の面積率の合計は１．０％未満とすることが好ましい。言い換えると、フェライト相の面積率を９９．０％超とすることが好ましい。
［板厚］
上記王冠用鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。しかし、コストダウンの観点からは、板厚を０．２０ｍｍ以下とすることが好ましく、０．１８ｍｍ以下とすることがより好ましく、０．１７ｍｍ以下とすることがさらに好ましい。なお、板厚が０．１４ｍｍを下回ると、製造コスト面での不利が生じるので、板厚の下限は０．１４ｍｍとすることが好ましい。
上記王冠用鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。しかし、コストダウンの観点からは、板厚を０．２０ｍｍ以下とすることが好ましく、０．１８ｍｍ以下とすることがより好ましく、０．１７ｍｍ以下とすることがさらに好ましい。なお、板厚が０．１４ｍｍを下回ると、製造コスト面での不利が生じるので、板厚の下限は０．１４ｍｍとすることが好ましい。
本発明の一実施形態における王冠用鋼板は、その一方または両方の表面に、任意にめっき層および塗膜の少なくとも一方を備えることができる。前記めっき層としては、例えば、錫めっき層、クロムめっき層、ニッケルめっき層など、任意のめっき皮膜を用いることができる。また、前記塗膜としては、例えば、印刷塗装、接着ニス等の塗膜を用いることができる。
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における王冠用鋼板の製造方法について説明する。
次に、本発明の一実施形態における王冠用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の一実施形態における王冠用鋼板は、上述した成分組成を有する鋼スラブに対して、下記（１）〜（５）の工程を、順次施すことによって製造することができる。
（１）熱間圧延工程
（２）酸洗工程
（３）一次冷間圧延工程
（４）焼鈍工程
（５）二次冷間圧延工程
（１）熱間圧延工程
（２）酸洗工程
（３）一次冷間圧延工程
（４）焼鈍工程
（５）二次冷間圧延工程
［鋼スラブ］
まず、上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、鋼スラブを製造する。前記鋼スラブは、特に限定されることなく、連続鋳造法、造塊法、薄スラブ鋳造法など、任意の方法で製造することができるが、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造することが好ましい。
まず、上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、鋼スラブを製造する。前記鋼スラブは、特に限定されることなく、連続鋳造法、造塊法、薄スラブ鋳造法など、任意の方法で製造することができるが、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造することが好ましい。
製造された前記鋼スラブは、いったん室温まで冷却した後に、次の熱間圧延工程の再加熱に供することもできるが、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
［熱間圧延工程］
次に、前記鋼スラブを熱間圧延工程に供する。前記熱間圧延工程では、前記鋼スラブを再加熱し、再加熱された前記鋼スラブに粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上圧延後の熱延鋼板をコイルに巻取る。
次に、前記鋼スラブを熱間圧延工程に供する。前記熱間圧延工程では、前記鋼スラブを再加熱し、再加熱された前記鋼スラブに粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上圧延後の熱延鋼板をコイルに巻取る。
（再加熱）
スラブ加熱温度：１２００℃以上
前記再加熱においては、前記鋼スラブを１２００℃以上のスラブ加熱温度まで再加熱する。前記スラブ加熱温度が１２００℃未満であると、ＡｌＮを十分に溶解できず、後述する二次冷間圧延工程時に固溶Ｎが確保できない。そしてその結果、低転位密度領域の百分率が２０％以上となり、王冠に硬質なライナーを使用した場合、１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、スラブ加熱温度は１２００℃以上とする。一方、前記スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、酸化によるスケールロスを低減するという観点からは、スラブ加熱温度を１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度が低いことによる熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、熱間圧延の際にシートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを用いることもできる。
スラブ加熱温度：１２００℃以上
前記再加熱においては、前記鋼スラブを１２００℃以上のスラブ加熱温度まで再加熱する。前記スラブ加熱温度が１２００℃未満であると、ＡｌＮを十分に溶解できず、後述する二次冷間圧延工程時に固溶Ｎが確保できない。そしてその結果、低転位密度領域の百分率が２０％以上となり、王冠に硬質なライナーを使用した場合、１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、スラブ加熱温度は１２００℃以上とする。一方、前記スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、酸化によるスケールロスを低減するという観点からは、スラブ加熱温度を１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度が低いことによる熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、熱間圧延の際にシートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを用いることもできる。
（仕上圧延）
前記熱間圧延における仕上圧延温度は、特に限定されないが、圧延荷重の安定性の観点からは８５０℃以上とすることが好ましい。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。そのため、仕上圧延温度は９６０℃以下とすることが好ましい。
前記熱間圧延における仕上圧延温度は、特に限定されないが、圧延荷重の安定性の観点からは８５０℃以上とすることが好ましい。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。そのため、仕上圧延温度は９６０℃以下とすることが好ましい。
なお、本発明における熱間圧延では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
（巻取り）
巻取り温度：６７０℃以下
巻取り温度が６７０℃を超えると、巻取り後に鋼中に析出するＡｌＮ量が多くなり、後述する二次冷間圧延工程時に固溶Ｎが十分に確保できないため、低転位密度領域の百分率が２０％以上となり、王冠に軟質ライナーを使用しないと１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、巻取り温度は６７０℃以下とする。前記巻取り温度は６４０℃以下とすることが好ましい。一方、巻取り温度の下限は特に限定されないが、巻取り温度が過度に低下すると熱延鋼板の強度が増加し、一次冷間圧延工程での圧延荷重が増大し制御が困難となる場合がある。そのため、巻取り温度は５００℃以上とすることが好ましい。
巻取り温度：６７０℃以下
巻取り温度が６７０℃を超えると、巻取り後に鋼中に析出するＡｌＮ量が多くなり、後述する二次冷間圧延工程時に固溶Ｎが十分に確保できないため、低転位密度領域の百分率が２０％以上となり、王冠に軟質ライナーを使用しないと１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、巻取り温度は６７０℃以下とする。前記巻取り温度は６４０℃以下とすることが好ましい。一方、巻取り温度の下限は特に限定されないが、巻取り温度が過度に低下すると熱延鋼板の強度が増加し、一次冷間圧延工程での圧延荷重が増大し制御が困難となる場合がある。そのため、巻取り温度は５００℃以上とすることが好ましい。
［酸洗工程］
次いで、上記熱間圧延工程後の熱延鋼板を酸洗する。酸洗により、前記熱延鋼板の表面の酸化スケールを除去することができる。酸洗条件は特に限定されず、常法に従って適宜設定すればよい。
次いで、上記熱間圧延工程後の熱延鋼板を酸洗する。酸洗により、前記熱延鋼板の表面の酸化スケールを除去することができる。酸洗条件は特に限定されず、常法に従って適宜設定すればよい。
［一次冷間圧延工程］
前記酸洗後に、一次冷間圧延を行う。一次冷間圧延工程は、酸洗工程後の酸洗板に冷間圧延を施す工程である。一次冷間圧延工程における冷間圧延条件は特に限定されず、例えば所望の板厚等の観点から圧下率等の条件を決定すればよい。但し、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、一次冷間圧延工程における圧下率８５〜９４％とすることが好ましい。
前記酸洗後に、一次冷間圧延を行う。一次冷間圧延工程は、酸洗工程後の酸洗板に冷間圧延を施す工程である。一次冷間圧延工程における冷間圧延条件は特に限定されず、例えば所望の板厚等の観点から圧下率等の条件を決定すればよい。但し、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、一次冷間圧延工程における圧下率８５〜９４％とすることが好ましい。
［連続焼鈍工程］
次に、一次冷間圧延板に、連続焼鈍を行う。連続焼鈍工程は、一次冷間圧延工程で得た冷延鋼板を、７５０℃以下の焼鈍温度で焼鈍する工程である。焼鈍温度が７５０℃を超えると、Ｃが粒界に偏析して凝集し炭化物を形成し、二次冷間圧延工程時に固溶Ｃが十分に確保できないため、低転位密度領域の百分率が２０％以上となり、王冠に軟質ライナーを使用しないと１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない上、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。そのため、焼鈍温度は７５０℃以下とする。一方、焼鈍温度の下限は特に限定されないが、６５０℃未満では、未再結晶組織の面積率が５％を超えて成形性が悪化する可能性があるため、焼鈍温度は６５０℃以上であることが好ましい。
次に、一次冷間圧延板に、連続焼鈍を行う。連続焼鈍工程は、一次冷間圧延工程で得た冷延鋼板を、７５０℃以下の焼鈍温度で焼鈍する工程である。焼鈍温度が７５０℃を超えると、Ｃが粒界に偏析して凝集し炭化物を形成し、二次冷間圧延工程時に固溶Ｃが十分に確保できないため、低転位密度領域の百分率が２０％以上となり、王冠に軟質ライナーを使用しないと１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない上、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。そのため、焼鈍温度は７５０℃以下とする。一方、焼鈍温度の下限は特に限定されないが、６５０℃未満では、未再結晶組織の面積率が５％を超えて成形性が悪化する可能性があるため、焼鈍温度は６５０℃以上であることが好ましい。
前記焼鈍工程における６５０〜７５０℃の温度域の滞留時間は、特に限定されないが、前記滞留時間が５秒未満であると未再結晶組織が５％を超える可能性がある。また、前記滞留時間が１２０秒を超えると、Ｃが粒界に偏析して凝集し炭化物を形成し、二次冷間圧延工程時に固溶Ｃが十分に確保できないおそれがある上に、コストアップとなる。そのため、前記６５０〜７５０℃の温度域の滞留時間を５秒以上１２０秒以下とすることが好ましい。
［二次冷間圧延工程］
前記連続焼鈍後の焼鈍板に、２台以上のスタンドを有する設備で二次冷間圧延を施す。二次冷間圧延工程では、前記二次冷間圧延工程における圧下率が１０％以上３０％以下、かつ、最終スタンド出側の圧延速度が４００ｍｐｍ以上とすることが重要である。
前記連続焼鈍後の焼鈍板に、２台以上のスタンドを有する設備で二次冷間圧延を施す。二次冷間圧延工程では、前記二次冷間圧延工程における圧下率が１０％以上３０％以下、かつ、最終スタンド出側の圧延速度が４００ｍｐｍ以上とすることが重要である。
最終スタンド出側の圧延速度が４００ｍｐｍ未満の場合、低転位密度領域の百分率が２０％以上となり、王冠に軟質ライナーを使用しないと１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上の耐圧強度が得られない。そのため、最終スタンド出側の圧延速度が４００ｍｐｍ以上とする。前記圧延速度は、５００ｍｐｍ以上とすることが好ましい。一方、最終スタンド出側の圧延速度の上限は特に限定されず、操業性の観点から決定すればよい。例えば、二次冷間圧延工程後に安定した巻取りを行える速度であればよい。具体的には２０００ｍｐｍ以下とすることが好ましい。
二次冷間圧延の圧下率が１０％未満の場合、低転位密度領域の百分率が２０％以上となる。そのため、前記圧下率は１０％以上とする。前記圧下率は、１２％以上とすることが好ましい。一方、二次冷間圧延の圧下率が３０％を超えると、低転位密度領域の百分率が０％となり、王冠の襞の形状が不均一となる。そのため、前記圧下率は３０％以下とする。前記圧下率は２８％以下とすることが好ましい。
なお、二次冷間圧延を行う設備の圧延スタンド数は複数（２台以上）とする。圧延スタンド数の上限は特に限定されないが、５スタンド以上であると設備コストの増大を招くため、４スタンド以下とすることが好ましい。
上記のようにして得た冷延鋼板に、その後、必要に応じて、めっき処理を施してめっき鋼板とすることができる。前記めっき処理の方法は特に限定されないが、例えば、電気めっきを用いることができる。前記めっき処理としては、例えば、錫めっき、クロムめっき、ニッケルめっき等が上げられる。また、上記のようにして得た冷延鋼板またはめっき鋼板の上に、さらに任意に印刷塗装、接着ニス等の塗膜を形成することもできる。なお、めっき等の表面処理層の膜厚は、板厚に対して十分に小さいので、鋼板の機械特性への影響は無視できるレベルである。
［王冠］
本発明の一実施形態における王冠は、上記王冠用鋼板を成形することによって得ることができる。より具体的には、上記王冠用鋼板からなる金属部分と、該金属部分の内側に積層された樹脂製ライナーとからなる王冠とすることが好ましい。前記金属部分は、瓶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構成される。また、前記樹脂製のライナーは、前記円盤状の部分に貼付される。
本発明の一実施形態における王冠は、上記王冠用鋼板を成形することによって得ることができる。より具体的には、上記王冠用鋼板からなる金属部分と、該金属部分の内側に積層された樹脂製ライナーとからなる王冠とすることが好ましい。前記金属部分は、瓶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構成される。また、前記樹脂製のライナーは、前記円盤状の部分に貼付される。
前記王冠は、例えば、前記王冠用鋼板を円形のブランクに打ち抜き、プレス成形により成形した後、溶融した樹脂を王冠の円盤状の部分に設置し、瓶口に密着しやすい形状にプレス成形することによって製造することができる。また、前記王冠用鋼板を円形のブランクに打ち抜き、プレス成形により成形した後、あらかじめ瓶口に密着しやすい形状に成形した樹脂を接着剤等で貼付してもよい。
前記樹脂製ライナーに用いる樹脂としては、特に限定されることなく任意の樹脂を用いることができ、例えば、材料コストの観点から選択すればよい。
前記樹脂製ライナーは、超微小負荷硬さ（ＨＴＬ）が０．７０以上であることが好ましい。
超微小負荷硬さが０．７０以上のライナーは安価であり、超微小負荷硬さが０．７０未満のライナーは高価であるため、前記樹脂製ライナーの超微小負荷硬さを０．７０以上とすることにより、王冠を低コスト化できる。なお、超微小負荷硬さ（ＨＴＬ）の上限については特に制限はないが、３．５０以下とすることが好適である。また、かような硬質の樹脂製ライナーの素材としては、ポリオレフィン、ポリ塩化ビニル、ポリスチレンなどが例示される。
超微小負荷硬さが０．７０以上のライナーは安価であり、超微小負荷硬さが０．７０未満のライナーは高価であるため、前記樹脂製ライナーの超微小負荷硬さを０．７０以上とすることにより、王冠を低コスト化できる。なお、超微小負荷硬さ（ＨＴＬ）の上限については特に制限はないが、３．５０以下とすることが好適である。また、かような硬質の樹脂製ライナーの素材としては、ポリオレフィン、ポリ塩化ビニル、ポリスチレンなどが例示される。
なお、前記超微小負荷硬さは、「ＪＩＳ Ｚ２２５５」（２００３）に記載の方法に従って測定することができる。前記測定においては、樹脂製ライナーが鋼板に貼付された状態で王冠から切り出した試験片を用いる。超微小負荷硬さは、ダイナミック微小硬度計を用いて負荷−除荷試験を実施し、試験力Ｐ（ｍＮ）および得られた最大押し込み深さ：Ｄ（μｍ）を用いて、下記（２）式により算出することができる。前記超微小負荷硬さは、より具体的には実施例に記載した方法で測定することができる。
ＨＴＬ＝３．８５８×Ｐ／Ｄ２ ・・・（２）
ＨＴＬ＝３．８５８×Ｐ／Ｄ２ ・・・（２）
本発明の王冠は、王冠として優れた成形形状を呈し、ライナーが硬質の場合にも耐圧強度に優れており、王冠全体のコストを安くできる上、使用に伴う廃棄物の排出量を減らす効果も有する。
次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
表１に示す成分組成を有す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。得られた鋼スラブに対して、表２に示す条件で、熱間圧延工程、酸洗工程、一次冷間圧延工程、連続焼鈍工程、および二次冷間圧延工程における処理を順次施すことにより、表３に示す板厚の鋼板を製造した。なお、熱間圧延工程における仕上圧延温度は８９０℃とした。
その後、得られた鋼板の表面に通常のＣｒめっきを連続的に施して、王冠用鋼板としてのティンフリースチールを得た。
（低転位密度領域の百分率）
次に、得られた王冠用鋼板の板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の割合（低転位密度領域の百分率）を、以下に述べる手順で測定した。
次に、得られた王冠用鋼板の板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の割合（低転位密度領域の百分率）を、以下に述べる手順で測定した。
まず、王冠用鋼板のそれぞれから、板厚１／２位置が観察位置となるように、ＴＥＭ観察用の薄膜試料を作成した。前記薄膜試料は、機械研磨で厚さ５０μｍまで両面均等減厚した後、ツインジェット方式電解研磨を行うことにより作成した。得られた薄膜試料の、穿孔した穴の周辺における転位組織をＴＥＭにより観察した。その際、加速電圧は２００ｋＶとした。
前記観察においては、無作為に選択した５μｍ四方の観察領域とし、前記観察領域を２５個の１μｍ四方の領域に分割して、前記２５個の領域のそれぞれにおける転位密度を求めた。そして、前記２５個の１μｍ四方の領域のうち、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の個数の百分率を、上記低転位密度領域の百分率とした。なお、転位密度は、ＴＥＭによって倍率５０００倍で撮影された写真を用い、Ham's line intercept methodに基づいて求めた。具体的には、計数線と交わった転位の数：Ｎ、計数線の全長：Ｌ、および試料の厚さｔを用いて、下記（１）式により転位密度ρを算出した。２０×２０の格子（１本の計数線長さ：１μｍ）で転位を計数したため、Ｌは４０μｍ、ｔは０．１μｍとした。
ρ=２Ｎ／Ｌｔ ・・・（１）
ρ=２Ｎ／Ｌｔ ・・・（１）
（成形性）
さらに、得られた王冠用鋼板に対して、２１０℃、１５分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、以下に述べる手順で王冠に成形し、前記王冠用鋼板の成形性を評価した。
さらに、得られた王冠用鋼板に対して、２１０℃、１５分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、以下に述べる手順で王冠に成形し、前記王冠用鋼板の成形性を評価した。
まず、前記王冠用鋼板を打ち抜いて、直径３７ｍｍの円形ブランクを作成した。前記円形ブランクを、プレス加工により「ＪＩＳ Ｓ９０１７」（１９５７）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。成形性は、目視検査により行った。具体的には、得られた王冠の襞の形状が均一な場合を良（○）、王冠の襞の形状が不均一な場合を不良（×）とした。なお、成形性の評価結果が不良（×）であった王冠については、後述する耐圧試験を実施しなかった。
成形された王冠の、円盤状部分の内側に種々の硬さの樹脂製ライナーを貼付し、樹脂製ライナーを備える王冠を作成した。得られた王冠のそれぞれについて、以下に述べる手順で耐圧強度およびライナーの超微小負荷硬さを評価した。
（耐圧強度）
上記王冠を市販ビール瓶に打栓した後、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た。前記器具を用いて５ｐｓｉ（０．０３４ＭＰａ）／秒の速度で瓶内にエアーを注入して、瓶内の内圧を１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）まで昇圧し、１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）で１分間保持した。前記昇圧の途中あるいは保持中に、王冠が瓶口からはずれるか漏洩が生じた場合はその時の圧力、１分間保持後まで王冠が瓶口から外れなかった場合は１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）を耐圧強度として記録した。記録された耐圧強度が１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）の時を優（◎）、１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）未満の時を良（○）、１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）未満を不良（×）とした。
上記王冠を市販ビール瓶に打栓した後、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た。前記器具を用いて５ｐｓｉ（０．０３４ＭＰａ）／秒の速度で瓶内にエアーを注入して、瓶内の内圧を１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）まで昇圧し、１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）で１分間保持した。前記昇圧の途中あるいは保持中に、王冠が瓶口からはずれるか漏洩が生じた場合はその時の圧力、１分間保持後まで王冠が瓶口から外れなかった場合は１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）を耐圧強度として記録した。記録された耐圧強度が１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）の時を優（◎）、１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上１５５ｐｓｉ（１．０６９ＭＰａ）未満の時を良（○）、１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）未満を不良（×）とした。
（超微小負荷硬さ）
ライナーの超微小負荷硬さを、「ＪＩＳ Ｚ ２２５５」（２００３）に記載の方法に従って測定した。前記測定においては、樹脂製ライナーが鋼板に貼付された状態で王冠から切り出した試験片を用いた。前記試験片を、水平出しをした状態で鋼板側をエポキシ樹脂で接着固定し、ダイナミック微小硬度計（ＤＵＨ−Ｗ２０１Ｓ、島津製作所製）を用いて負荷−除荷試験を実施して超微小負荷硬さを測定した。
ライナーの超微小負荷硬さを、「ＪＩＳ Ｚ ２２５５」（２００３）に記載の方法に従って測定した。前記測定においては、樹脂製ライナーが鋼板に貼付された状態で王冠から切り出した試験片を用いた。前記試験片を、水平出しをした状態で鋼板側をエポキシ樹脂で接着固定し、ダイナミック微小硬度計（ＤＵＨ−Ｗ２０１Ｓ、島津製作所製）を用いて負荷−除荷試験を実施して超微小負荷硬さを測定した。
測定条件は、試験力Ｐ：０．５００ｍＮ、負荷速度：０．１４２ｍＮ／秒、保持時間：５秒、温度：２３±２℃、湿度：５０±５％とし、稜間角１１５°のダイヤモンド製三角すい圧子を使用した。超微小負荷硬さＨＴＬは、試験力Ｐ（ｍＮ）および得られた最大押し込み深さ：Ｄ（μｍ）を用いて、下記（２）式により算出した。測定は１０点で実施し、相加平均値をライナーの超微小負荷硬さとした。
ＨＴＬ＝３．８５８×Ｐ／Ｄ２ ・・・（２）
ＨＴＬ＝３．８５８×Ｐ／Ｄ２ ・・・（２）
（コスト）
王冠のコストは、従来の王冠未満である場合を優（◎）、従来の王冠と同等の場合を良（○）とした。
王冠のコストは、従来の王冠未満である場合を優（◎）、従来の王冠と同等の場合を良（○）とした。
各項目の評価結果は表３に示したとおりであった。この結果より、本発明の要件を満たす王冠用鋼板は成形性に優れるとともに、該王冠用鋼板を用いて製造した王冠は、ライナーの超微小負荷硬さが０．７０以上の場合であっても１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上と優れた耐圧強度を備えることが分かる。
なお、超微小負荷硬さが０．７０未満のライナーを使用しても優れた耐圧強度を示しているが、超微小負荷硬さが０．７０未満のライナーは高価であるため、王冠全体としてのコストの面からは、超微小負荷硬さが０．７０以上のライナーを用いることが好ましい。
また、請求項１の要件を満たし、板厚が０．２０ｍｍ超えの王冠用鋼板は成形性に優れるとともに、該王冠用鋼板を用いて製造した王冠は、ライナーの超微小負荷硬さが０．７０以上の場合であっても１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上と優れた耐圧強度を備えるが、薄肉化によるコストダウンの効果が得られないため、王冠全体としてのコストの面からは、王冠用鋼板の板厚は０．２０ｍｍ以下であることが好ましい。
なお、超微小負荷硬さが０．７０未満のライナーを使用しても優れた耐圧強度を示しているが、超微小負荷硬さが０．７０未満のライナーは高価であるため、王冠全体としてのコストの面からは、超微小負荷硬さが０．７０以上のライナーを用いることが好ましい。
また、請求項１の要件を満たし、板厚が０．２０ｍｍ超えの王冠用鋼板は成形性に優れるとともに、該王冠用鋼板を用いて製造した王冠は、ライナーの超微小負荷硬さが０．７０以上の場合であっても１４０ｐｓｉ（０．９６５ＭＰａ）以上と優れた耐圧強度を備えるが、薄肉化によるコストダウンの効果が得られないため、王冠全体としてのコストの面からは、王冠用鋼板の板厚は０．２０ｍｍ以下であることが好ましい。
一方、本発明の要件を満たさない王冠用鋼板（比較例）は、成形性か、該鋼板を用いて製造した王冠の超微小負荷硬さが０．７０以上のライナーを使用した場合における耐圧強度の、少なくとも一方が劣っていた。比較例の鋼板を用いて成形した王冠でも、超微小負荷硬さが０．７０未満のライナーを使用した場合には優れた耐圧強度を示す場合があるが、超微小負荷硬さが０．７０未満のライナーは高価であるため、王冠のコストに劣っている。
Ｎｏ．６は、熱間圧延工程のスラブ加熱温度が本発明の範囲をはずれて１２００℃未満であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Ｎｏ．９は、本発明の範囲の鋼板であり、王冠は優れた成形性と耐圧強度を示しているが、ライナーの超微小負荷硬さが０．７０未満であるため、王冠全体としてのコストに劣っている。
Ｎｏ．１２は、二次冷間圧延工程の圧下率が本発明の範囲をはずれて３０％超であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて０％であるため、成形性が劣っている。
Ｎｏ．１３は、熱間圧延工程の巻取り温度が本発明の範囲をはずれて６７０℃超であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Ｎｏ．１５は、本発明の範囲の鋼板であり、王冠は優れた成形性と耐圧強度を示しているが、ライナーの超微小負荷硬さが０．７０未満であるため、王冠全体としてのコストに劣っている。
Ｎｏ．１８は、本発明の範囲の鋼板であり、王冠は優れた成形性と耐圧強度を示しているが、板厚が０．２０ｍｍ超であるため、王冠全体としてのコストに劣っている。
Ｎｏ．１９は、二次冷間圧延工程の最終スタンド出側の圧延速度が本発明の範囲をはずれて４００ｍｐｍ未満であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Ｎｏ．２１は、本発明の範囲の鋼板であり、王冠は優れた成形性と耐圧強度を示しているが、ライナーの超微小負荷硬さが０．７０未満であるため、王冠全体としてのコストに劣っている。
Ｎｏ．２４は、焼鈍工程の焼鈍温度が本発明の範囲をはずれて７５０℃超であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Ｎｏ．２６は、本発明の範囲の鋼板であり、王冠は優れた成形性と耐圧強度を示しているが、ライナーの超微小負荷硬さが０．７０未満であるため、王冠全体としてのコストに劣っている。
Ｎｏ．２８は、二次冷間圧延工程の圧下率が１０％未満であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Ｎｏ．３０は、本発明の範囲の鋼板であり、王冠は優れた成形性と耐圧強度を示しているが、ライナーの超微小負荷硬さが０．７０未満であるため、王冠全体としてのコストに劣っている。
Ｎｏ．３３は、Ｃの含有量が０．００６％以下であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Ｎｏ．３４は、Ｃの含有量が０．０１２％超えであり、成形性が劣っている。
Ｎｏ．３５は、Ｎの含有量が０．００８０％未満であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Ｎｏ．３６は、Ｎの含有量が０．０２００％超であり、成形性が劣っている。
Ｎｏ．３７は、Ｓｉの含有量が０．０２％超であり、成形性が劣っている。
Ｎｏ．３８は、Ｍｎの含有量が０．６０％超であり、成形性が劣っている。
Ｎｏ．３９は、Ｐの含有量が０．０２０％超であり、成形性が劣っている。
Ｎｏ．４０は、Ａｌの含有量が０．０７％超えであり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Ｎｏ．４１は、Ａｌの含有量が０．０１％未満であり、成形性が劣っている。
Ｎｏ．４２は、Ｃの含有量が０．００６０以下であり、低転位密度領域の百分率が本発明の範囲をはずれて２０％以上であるため、王冠の耐圧強度が劣っている。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００６％超０．０１２％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０．０７％以下、および
Ｎ ：０．００８０％以上０．０２００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
板厚１／２位置における、転位密度が１×１０１４ｍ−２以下である領域の百分率が０％超２０％未満である、王冠用鋼板。 - 板厚が０．２０ｍｍ以下である、請求項１に記載の王冠用鋼板。
- 請求項１または２に記載の王冠用鋼板を成形してなる王冠。
- 超微小負荷硬さが０．７０以上である樹脂製ライナーを有する、請求項３に記載の王冠。
- 請求項１または２に記載の王冠用鋼板の製造方法であって、
請求項１に記載の成分組成を有する鋼スラブを１２００℃以上のスラブ加熱温度に再加熱し、仕上げ圧延後に、６７０℃以下の巻取り温度で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後に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、７５０℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍する連続焼鈍工程と、
前記連続焼鈍工程後に、２台以上のスタンドを有する設備で冷間圧延を行う二次冷間圧延工程と、を有し、
前記二次冷間圧延工程における圧下率が１０％以上３０％以下であり、かつ、最終スタンド出側の圧延速度が４００ｍｐｍ以上である、王冠用鋼板の製造方法。
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