WO2016056239A1 - 王冠用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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steel plate
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雅巳 辻本
田中　匠
智也 平口
克己 小島
誠 荒谷
杉原　玲子
青木　文男
利裕 菊地
裕樹 中丸
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for a crown used as a crown material as a stopper of a glass bottle and a method for producing the same.
  • a thin-necked glass bottle uses a metal stopper called a crown.
  • a crown is manufactured by press molding using a thin steel plate as a raw material. This crown consists of a disk-shaped part that closes the mouth of the bottle and a bowl-shaped part provided around it, and seals the bottle by caulking the bowl-shaped part to the mouth of the bottle.
  • Bottles that use crowns tend to be filled with beer, carbonated beverages, and the like, which are contents that increase the internal pressure in the bottle after filling.
  • the crown needs to have sufficient strength so that the crown will not be deformed and the bottle seal will not be broken even when the internal pressure increases due to changes in temperature, etc., or due to impact due to transportation.
  • the strength of the steel plate is sufficient, the shape of the ridge becomes non-uniform if the formability is poor, and sufficient sealing performance may not be obtained even if it is caulked on the mouth of the bottle.
  • SR (Single Reduced) steel plate is mainly used for the thin steel plate as the crown material.
  • the SR steel sheet is manufactured by thinning the steel sheet by cold rolling, annealing, and temper rolling.
  • a conventional general crown material has a thickness of 0.22 to 0.24 mm, and is made of mild steel used for food or beverage cans.
  • steel plates for crowns are also required to be thin for the purpose of cost reduction.
  • the thickness of the steel plate for the crown which is the material of the crown
  • the conventional SR steel plate does not change the formability, but the sealing property cannot be maintained due to insufficient strength.
  • the plate thickness is less than 0.20 mm, it is easy to apply a DR (Double Reduced) steel plate that is subjected to secondary cold rolling after annealing to ensure strength, but low carbon steel is used. Even if the DR steel plate is applied to the crown, the formability is low, resulting in poor sealing of the bottle.
  • DR Double Reduced
  • Patent Document 1 contains, by mass%, N: 0.0040 to 0.0300%, Al: 0.005 to 0.080%, 0.2% proof stress: 430 MPa or less, and total elongation: 15 to 40. %, Q ⁇ 1 due to internal friction: 0.0010 or more, disclosed is an ultrathin soft steel sheet for containers excellent in can strength and can moldability.
  • Patent Document 2 C: 0.001 to 0.080%, Si: 0.003 to 0.100%, Mn: 0.10 to 0.80%, P: 0.001 to 0.100%, S: 0.001 to 0.020%, Al: 0.005 to 0.100%, N: 0.0050 to 0.0150%, B: 0.0002 to 0.0050%, rolling direction cross section Discloses a high-strength, high-workability steel sheet for cans characterized in that it contains 0.01 to 1.00% of the area ratio of crystal grains having a degree of elongation of crystal grains of 5.0 or more.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 are for manufacturing a can which is a container, not for manufacturing a crown. And as follows, the steel plates described in these patent documents are not suitable for forming a crown.
  • Patent Document 2 The steel sheet described in Patent Document 2 is also difficult to achieve both strength and formability required for the crown. As described above, it is impossible to apply a technique for achieving both formability and strength, which has been conventionally performed, to a steel plate for a crown.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a steel plate for a crown having sufficient strength and formability, which is suitable for forming a crown even if it is thinned, and a method for manufacturing the same. It is in.
  • the present invention provides the following.
  • Average rank Ford value (r L + 2 ⁇ r D + r C ) / 4
  • r L is the direction parallel to the rolling direction
  • the r D 45 ° direction to the rolling direction
  • the r C means Lankford value of 90 ° direction to the rolling direction.
  • An annealing process for annealing a cold-rolled sheet obtained in the rolling process and the primary cold-rolling process at 650 ° C. or more and 790 ° C. or less, and an annealed sheet obtained in the annealing process have an Al content of 0.003.
  • the rolling rate is 10% or more and 50% or less, and in the case where the Al content is more than 0.003%, the secondary cold rolling process in which the rolling rate is 20% or more and 50% or less.
  • the manufacturing method of the steel plate for crowns characterized by having.
  • a crown steel plate having strength and formability suitable for crown molding can be obtained even if the thickness is reduced.
  • ⁇ Crown steel plate> In mass%, C: 0.002% to 0.010%, Si: 0.05% or less, Mn: 0.05% to 0.30%, P: 0.030% or less, S: 0.00. 020% or less, Al: less than 0.0100%, N: 0.0050% or less, and when Al is 0.005 or more, C exceeds 0.003%, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities It has a composition, the yield strength in the rolling direction is 500 MPa or more, and the average rankford value is 1.3 or more. Preferably, the absolute value of ⁇ r is 0.40 or less.
  • the steel plate for crowns of the present invention will be described in the order of component composition and physical properties.
  • % representing the content of each component contained in the crown steel plate of the present invention means “mass%”.
  • the C content is set to be 0.002% or more and 0.010% or less. Preferably they are 0.002% or more and 0.006% or less, More preferably, they are 0.003% or more and 0.005% or less.
  • Si 0.05% or less Since Si also affects the formability for the same reason as C, the content exceeding 0.05% is not desirable. Therefore, the Si content is 0.05% or less. More preferably, the Si content is 0.03% or less. More preferably, it is 0.01% or less.
  • Mn 0.05% or more and 0.30% or less
  • Mn content is 0.05% or more and 0.30% or less. More preferably.
  • the Mn content is 0.10% or more and 0.30% or less. More preferably, it is 0.15% or more and 0.25% or less.
  • the upper limit of the P content is 0.030%. More preferably, the upper limit of the P content is 0.020%.
  • S 0.020% or less S combines with Mn in steel to form MnS, and precipitates in a large amount to reduce the hot ductility of the steel. This effect becomes significant when the S content exceeds 0.020%. Therefore, the upper limit of the S content is 0.020%. More preferably, the upper limit of the S content is 0.011%. More preferably, it is 0.007% or less.
  • Al less than 0.0100%
  • Al is an element added as a deoxidizer.
  • oxygen (O) oxygen
  • the Al content is preferably 0.0005% or more.
  • a large amount of Al becomes a cause of a decrease in formability.
  • the Al content is less than 0.0100%.
  • the Al content is 0.003% or less, the solid solution strengthening ability by C and N can be improved, so the rolling rate of secondary cold rolling need not be increased. Specifically, even when a crown steel sheet having a thickness of less than 0.20 mm is manufactured, the desired properties can be realized by setting the rolling ratio of secondary cold rolling to 10 to 40%. Can do. For this reason, the Al content is preferably 0.003% or less. More preferably, it is 0.002% or less. Also, when the Al content is 0.003% or less and the strength is increased as described above, the C content is set to 0.002 to 0.006% to prevent the moldability from being deteriorated by C. I can do it.
  • N 0.0050% or less
  • the N content is 0.0050% or less.
  • the N content is preferably less than 0.0040%.
  • the yield strength is secured by making C over 0.003%.
  • the remainder other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include components inevitably added for imparting desired properties within a range not impairing the effects of the present invention, in addition to components inevitably mixed in the manufacturing process.
  • inevitable impurities at least one of V, B, Ca, Zn, Co, and As is 0.02% or less in total, Cu: 0.10% or less, Ni: 0.10% or less, Cr: 0.09 % Or less and O: 0.0150% or less.
  • Yield strength 500 MPa or more
  • the steel plate for the crown is required to have such strength that the crown does not come off against the internal pressure of the bottle.
  • the thickness of a general steel plate for a crown is about 0.22 to 0.24 mm, and when the thickness is reduced below this, the strength of the steel plate for a crown must be further increased.
  • the yield strength in the rolling direction of the steel plate for crowns is set to 500 MPa or more. Furthermore, it is preferable to set it as 550 Mpa or more.
  • the yield strength in the rolling direction exceeds 650 MPa, it may be difficult to adjust the pressing conditions during crown molding, so the yield strength in the rolling direction is preferably 650 MPa or less.
  • the yield strength can be measured by a metal material tensile test method shown in “JIS Z 2241”.
  • Average Rankford value 1.3 or more Crown steel plates are stamped into circular blanks and then formed into crowns by press molding.
  • the crown shape after molding is mainly evaluated by the uniformity of the shape of the heel. If the shape of the bag is not uniform, the sealing performance after the stoppering is impaired, and the contents of the bottle may be leaked.
  • the formability of the steel plate for crowns is related to the component composition and the yield strength, but is more closely related to the average rankford value. Specifically, if the average Rankford value is less than 1.3, the shape of the ridge after molding becomes non-uniform. Therefore, the average rankford value is set to 1.3 or more.
  • the average rankford value is preferably 1.4 or more. In addition, it is so preferable that an average rankford value is large.
  • the average rankford value can be evaluated by measuring the r value by the method shown in Appendix JA of “JIS Z 2254”. Further, the average rankford value is determined by the above method, r L : r value in the direction parallel to the rolling direction, r D : r value in the 45 ° direction with respect to the rolling direction, and r C : 90 ° in the rolling direction The r value of the direction is measured, and the average rankford value is obtained by calculating (r L + 2 ⁇ r D + r C ) / 4.
  • the absolute value of ⁇ r is preferably 0.40 or less.
  • the crown steel plate is punched into a circular blank and then formed into a crown by press molding.
  • the crown shape after molding is mainly evaluated by the uniformity of the shape of the heel. If the shape of the bag is not uniform, the sealing performance after the stoppering is impaired, and the contents of the bottle may be leaked.
  • the formability of the steel plate for crowns is related to the component composition and the yield strength, but is also closely related to the absolute value of ⁇ r (the in-plane anisotropy of the Rankford value (r value)). Specifically, if the absolute value of ⁇ r is more than 0.40, the shape of the ridge after molding becomes non-uniform.
  • the absolute value of ⁇ r is 0.40 or less.
  • the absolute value of ⁇ r value is preferably small. Preferably it is 0.20 or less.
  • the absolute value of ⁇ r is determined by the above method, r L : r value in a direction parallel to the rolling direction, r D : r value in a 45 ° direction with respect to the rolling direction, and r C : 90 ° with respect to the rolling direction. It is obtained by measuring the r value in the direction and calculating (r L ⁇ 2 ⁇ r D + r C ) / 2.
  • Thickness Less than 0.20 mm
  • the thickness of the crown steel plate of the present invention is not particularly limited, but the crown steel plate of the present invention can achieve both formability and strength even if the thickness is thin. “Thin is thin” means less than 0.20 mm, more specifically 0.13 to 0.19 mm.
  • the crown steel plate of the present invention can be manufactured by a DR method having a hot rolling process, a winding process, a pickling process, a primary cold rolling process, an annealing process, and a secondary cold rolling process. .
  • a DR method having a hot rolling process, a winding process, a pickling process, a primary cold rolling process, an annealing process, and a secondary cold rolling process.
  • Hot rolling step is a step of roughly rolling and finish rolling a slab having the above component composition.
  • a slab is manufactured by a continuous casting method, adjusting a molten steel to said chemical component (component composition) by the well-known method using a converter etc., for example. Since the slab component composition becomes the component composition of the crown steel plate, the component composition of the crown steel plate may be adjusted when the slab is manufactured.
  • the conditions for rough rolling are not particularly limited, but it is preferable to heat the slab to 1200 ° C. or higher during rough rolling.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but if the heating temperature is too high, excessive scale is generated and defects on the product surface occur. For this reason, it is preferable that heating temperature shall be 1300 degrees C or less.
  • the finish rolling temperature is 850 ° C. or more from the viewpoint of the stability of the rolling load. Preferably it is 880 degreeC or more, More preferably, it is 900 degreeC or more. On the other hand, since it is difficult to produce a thin steel sheet when the finish rolling temperature is increased more than necessary, the temperature is preferably set to 960 ° C. or lower.
  • the winding process is a process for winding the hot-rolled sheet obtained in the hot rolling process.
  • the coiling temperature in the hot rolling process is set to 750 ° C. or lower.
  • it is 740 degrees C or less, More preferably, it is 700 degrees C or less. More preferably, it is 650 degrees C or less.
  • the finish rolling temperature is set to 450 ° C. or higher. More preferably, it is 500 degreeC or more. More preferably, it is 550 degreeC or more.
  • the pickling process is a process of pickling the hot-rolled sheet after the winding process.
  • the pickling process only needs to remove the surface scale.
  • the conditions are not particularly limited as long as the surface scale can be removed.
  • the primary cold rolling process is a process of cold rolling the hot-rolled sheet after the pickling process.
  • the rolling rate in the primary cold rolling step is not particularly limited, but it is preferable to set the rolling rate to 85 to 94% in order to produce an ultrathin material.
  • Annealing process is a process of annealing the cold-rolled sheet obtained at the primary cold rolling process.
  • the annealing temperature exceeds 790 ° C., troubles such as a heat buckle are likely to occur during continuous annealing.
  • the annealing temperature is less than 650 ° C., recrystallization becomes incomplete and the material becomes non-uniform. Therefore, the annealing temperature is 650 to 790 ° C.
  • the secondary cold rolling step is a step of cold rolling the annealed plate obtained in the annealing step. Necessary strength is imparted by this secondary cold rolling.
  • the selectable rolling rate conditions differ depending on the Al content. Specifically, when the Al content is 0.003% or less, the rolling rate is 10% or more and 50% or less, and when the Al content is more than 0.003%, the rolling rate is 20% or more and 50% or less. . When the Al content is 0.003% or less, the rolling rate is less than 10%, and when the Al content is more than 0.003%, the rolling rate is less than 20% to ensure the pressure resistance of the crown. Sufficient strength cannot be obtained.
  • the rolling rate of secondary cold rolling is set to the above range according to the Al content.
  • the upper limit with a preferable rolling rate is 40% in any case, it is one of the characteristics that a rolling rate can be made small when Al content is 0.003% or less, When the Al content is 0.003% or less, the rolling rate is preferably 40% or less as follows.
  • the solid solution strengthening ability by C or N can be improved, so the rolling rate of secondary cold rolling need not be increased.
  • the desired properties can be realized by setting the rolling ratio of secondary cold rolling to 10 to 40%. Can do.
  • both the strength of the steel sheet and the crown formability can be achieved, and the crown can be thinned.
  • a steel slab was obtained by containing the component composition shown in Table 1, with the balance being made of Fe and unavoidable impurities, melted in an actual converter, and continuously cast.
  • the steel slab obtained here was reheated to 1250 ° C., then hot-rolled under the conditions of the rolling start temperature 1150 ° C. and the finish rolling temperature shown in Table 2, and wound at the winding temperature shown in Table 2. After picking up and picking up, it was pickled.
  • primary cold rolling is performed at the primary cold rolling ratio shown in Table 2
  • continuous annealing is performed at the annealing temperature shown in Table 2, followed by secondary cold rolling at the secondary cold rolling ratio shown in Table 2. did.
  • the obtained steel plate was continuously subjected to normal chrome plating to obtain tin-free steel.
  • the steel plate obtained as described above was subjected to a heat treatment equivalent to baking at 210 ° C. for 15 minutes, and then a tensile test, an average Rankford value, and an ⁇ r value were measured.
  • the yield strength in the rolling direction was measured in accordance with JIS Z 2241 using a JIS No. 5 size tensile test piece.
  • the average Rankford value was measured using the natural vibration method described in Appendix JA of “JIS Z 2254”. Also, the r L subjected to tensile tests in the rolling direction were measured, and r D were measured subjected to tensile tests in the direction of 45 ° to the rolling direction, the r C subjected to tensile tests in the direction of 90 ° to the rolling direction It was measured. From the measurement results, (r L ⁇ 2 ⁇ r D + r C ) / 2 was calculated to obtain the absolute value of ⁇ r.
  • a crown was formed using the obtained steel sheet, and the crown formability was evaluated.
  • a circular blank with a diameter of 37 mm, it was molded into the dimensions of the three crowns described in “JIS S 9017” (obsolete standard) (outer diameter: 32.1 mm, height: 6.5 mm, number of ridges: 21) .
  • the evaluation was performed visually, and the case where all the sizes of the wrinkles were prepared was evaluated as “ ⁇ ”, and the case where the sizes of the wrinkles were not uniform was evaluated as “ ⁇ ”.
  • the steel sheets of levels 1 to 5, 13 and 14 which are examples of the present invention have a yield strength in the rolling direction of 500 MPa or more, an average Rankford value of 1.3 or more, and an absolute value of ⁇ r of 0.40. It is as follows, and both the crown moldability and the pressure strength are good.
  • the steel sheet of level 6, which is a comparative example has a Al content exceeding 0.005%, but the C content is less than 0.003%, so the yield strength in the rolling direction is less than 500 MPa, The pressure strength is insufficient.
  • the steel plate of level 7 which is a comparative example has too much C content
  • the steel plate of level 8 has too much content of Mn
  • the steel plate of level 9 has too much content of Al
  • the steel plate of level 10 Since the N content is too high, the steel sheet of level 11 has too high a coiling temperature after hot rolling, so that the average Rankford value is less than 1.3 and the crown formability is poor.
  • the steel plate of level 12 as a comparative example has a secondary cold rolling rate that is too small, the yield strength in the rolling direction is less than 500 MPa, and the pressure strength is insufficient.

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Abstract

　薄肉化しても、王冠の成形に適する、十分な強度と成形性を備える王冠用鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．００２％以上０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１００％未満、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、Ａｌ含有量が０．００５％以上の場合はＣ含有量が０．００３％超えであり、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、圧延方向の降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、下記の平均ランクフォード値が１．３以上であることを特徴とする王冠用鋼板とする。

Description

王冠用鋼板およびその製造方法
　本発明は、ガラス瓶の栓としての王冠の材料に用いられる王冠用鋼板およびその製造方法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古くからガラス瓶が用いられている。そして、細口のガラス瓶には王冠と呼ばれる金属製の栓が用いられている。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る。この王冠は、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。
　王冠の素材となる薄鋼板に必要とされる特性として、強度と成形性が挙げられる。王冠が用いられる瓶には、充填後に瓶内の内圧を高める内容物であるビールや炭酸飲料などが充填される傾向にある。温度の変化などで内圧が高まった場合や輸送などによる衝撃などにも、王冠が変形して瓶の密封が破られることの無いように、王冠には十分な強度が必要である。また、鋼板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ある。
　王冠の素材としての薄鋼板には、主にＳＲ（Ｓｉｎｇｌｅ　Ｒｅｄｕｃｅｄ）鋼板が用いられている。この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い製造される。従来の一般的な王冠材の板厚は０．２２～０．２４ｍｍであり、食品や飲料の缶などに用いる軟鋼を素材としている。
　近年、缶用鋼板同様、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が求められる。しかし、王冠の素材となる王冠用鋼板の板厚が０．２０ｍｍ未満になると、従来のＳＲ鋼板では成形性は変わらないものの強度不足により密閉性が保たれなくなる。そして、板厚を０．２０ｍｍ未満とした場合に、強度確保のために焼鈍後に二次冷間圧延を行うＤＲ（Ｄｏｕｂｌｅ　Ｒｅｄｕｃｅｄ）鋼板を適用することは容易に考えられるが、低炭鋼を用いたＤＲ鋼板を王冠に適用しても、成形性が低いため、瓶の密封不良が生じる。
　ところで、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、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、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。
特開２００１－４９３８３号公報 特開２０１３－２８８４２号公報
　上記特許文献１、特許文献２に記載の技術は、容器である缶を製造するためのものであり、王冠を製造するためのものではない。そして、以下の通り、これらの特許文献に記載の鋼板は王冠の成形に適さない。
　特許文献１に記載の鋼板は、軟質であるため、必要な強度を得るために二次冷間圧延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。
　特許文献２に記載の鋼板も、王冠に求められる強度と成形性を両立することは難しい。このように、従来行われていた成形性と強度を両立する技術を、王冠用の鋼板に適用することはできない。
　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、王冠の成形に適する、十分な強度と成形性を備える王冠用鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　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。その結果、成分を最適化するとともに圧延方向の降伏強度、平均ランクフォード値を特定の範囲に調整すれば、上記課題を解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。より具体的には、本発明は以下のものを提供する。
　［１］質量％で、Ｃ：０．００２％以上０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１００％未満、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、
Ａｌ含有量が０．００５％以上の場合はＣ含有量が０．００３％超えであり、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、圧延方向の降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、下記の平均ランクフォード値が１．３以上であることを特徴とする王冠用鋼板。
平均ランクフォード値＝（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４
ただし、ｒＬは圧延方向に平行な方向、ｒＤは圧延方向に対して４５°方向、ｒＣは圧延方向に対して９０°方向のランクフォード値を意味する。
　［２］下記のΔｒの絶対値が０．４０以下であることを特徴とする［１］に記載の王冠用鋼板。
Δｒ＝（ｒＬ－２×ｒＤ＋ｒＣ）／２
ただし、ｒＬは圧延方向に平行な方向、ｒＤは圧延方向に対して４５°方向、ｒＣは圧延方向に対して９０°方向のランクフォード値を意味する。
　［３］［１］に記載の成分組成を有するスラブを粗圧延し、仕上圧延温度が８５０℃以上で仕上圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、４５０℃以上７５０℃以下で巻き取る巻取り工程と、前記巻取り工程後の熱延板を酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程後の熱延板を、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で得られた冷延板を、６５０℃以上７９０℃以下で焼鈍する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板を、Ａｌ含有量が０．００３％以下の場合は圧延率が１０％以上５０％以下、Ａｌ含有量が０．００３％超の場合は圧延率が２０％以上５０％以下の条件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。
　本発明によれば、厚みを薄くしても、王冠の成形に好適な強度及び成形性を有する、王冠用鋼板を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜王冠用鋼板＞
　質量％で、Ｃ：０．００２％以上０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１００％未満、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、Ａｌが０．００５以上の場合はＣを０．００３％超え、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、圧延方向の降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、平均ランクフォード値が１．３以上である。好ましくはΔｒの絶対値が０．４０以下である。以下、成分組成、物性の順で本発明の王冠用鋼板について説明する。
　以下の成分組成の説明において、本発明の王冠用鋼板に含まれる各成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．００２％以上０．０１０％以下
　Ｃ含有量が０．０１０％を超えると、二次冷間圧延後の平均ランクフォード値が低下し、後述するように成形性が損なわれ、王冠の成形に適さない鋼板になる。また、Ｃ含有量が０．０１０％を超えると、成形した王冠の襞の形状が不均一になり、形状不良となる。一方、Ｃ含有量が０．００２％未満であると、二次冷間圧延によっても必要な強度を得ることが困難になる。よって、Ｃの含有量は０．００２％以上０．０１０％以下とする。好ましくは０．００２％以上０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以上０．００５％以下である。
　Ｓｉ：０．０５％以下
　ＳｉもＣと同様の理由により、成形性に影響するため、０．０５％を超える含有は望ましくない。よって、Ｓｉの含有量は０．０５％以下とする。より好ましくはＳｉの含有量は０．０３％以下である。さらに好ましくは０．０１％以下である。
　Ｍｎ：０．０５％以上０．３０％以下
　Ｍｎ含有量が０．０５％を下回ると、Ｓ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。一方、ＭｎもまたＣと同様の理由により、０．３０％を超える含有は望ましくない。よって、Ｍｎの含有量は０．０５％以上０．３０％以下とする。より好ましくは。Ｍｎの含有量は０．１０％以上０．３０％以下である。さらに好ましくは０．１５％以上０．２５％以下である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、鋼の硬質化や耐食性の低下が引き起こされる。よって、Ｐ含有量の上限値は０．０３０％とする。より好ましくは、Ｐ含有量の上限値は０．０２０％である。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、多量に析出することで鋼の熱間延性を低下させる。Ｓ含有量が０．０２０％を超えるとこの影響が顕著となる。よって、Ｓの含有量の上限値は０．０２０％とする。より好ましくは、Ｓの含有量の上限値は０．０１１％である。さらに好ましくは０．００７％以下である。
　Ａｌ：０．０１００％未満
　Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。溶鋼中の酸素（Ｏ）を減少させることにより、鋼塊中の凝固欠陥の発生を抑える効果があり、この効果を得るためにはＡｌ含有量は、０．０００５％以上であることが好ましい。しかし、多量のＡｌは成形性低下の要因となる。具体的には、Ａｌ含有量が０．０１００％以上であると、平均ランクフォード値の低下によって王冠成形時に襞の形状が不均一になり、形状不良を引き起こす。よって、Ａｌ含有量は０．０１００％未満とする。
　さらに、Ａｌ含有量を０．００３％以下にすると、ＣやＮによる固溶強化能の向上を図れるため、二次冷間圧延の圧延率を高くしなくてもよい。具体的には、板厚が０．２０ｍｍ未満の王冠用鋼板を製造する場合であっても、二次冷間圧延の圧延率を１０～４０％に設定して、所望の特性を実現することができる。このためＡｌ含有量は０．００３％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００２％以下である。また、Ａｌ含有量を０．００３％以下として、上記のように高強度化させる場合、Ｃ含有量を０．００２～０．００６％とすることで、Ｃによる成形性の低下を防ぐことが出来る。
　Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎ含有量が０．００５０％超であると二次冷間圧延後の平均ランクフォード値の低下につながり、成形性が悪化する。よって、Ｎの含有量は０．００５０％以下とする。なお、Ｎ含有量は０．００４０％未満が好ましい。
　Ａｌ含有量が０．００５％以上の場合はＣ含有量を０．００３％超え
　Ａｌが０．００５％以上の場合は、鋼中のＮがＡｌと結合して降伏強度が低下する。そのため、Ａｌが０．００５％以上の場合はＣを０．００３％超えとして降伏強度を確保する。
　上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。不可避的不純物には、製造プロセスにおいて不可避的に混入する成分の他、本発明の効果を害さない範囲で所望の特性付与のために不可避的に添加した成分も含む。不可避的不純物としては、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ａｓの少なくとも一種を合計で０．０２％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０９％以下およびＯ：０．０１５０％以下を例示することができる。
　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。
　降伏強度：５００ＭＰａ以上
　王冠用鋼板には、瓶の内圧に対して王冠が外れることが無いような強度が求められる。一般的な王冠用鋼板の板厚は０．２２～０．２４ｍｍ程度であり、これを下回るような薄肉化を行う場合、王冠用鋼板の強度をさらに高めなければならない。王冠用鋼板の圧延方向の降伏強度が５００ＭＰａ未満であると、上記のような薄肉化した王冠に十分な強度を付与することが不可能であり、耐圧強度が不足する。したがって、圧延方向の降伏強度を５００ＭＰａ以上とする。さらに、５５０ＭＰａ以上とすることが好ましい。一方、圧延方向の降伏強度が６５０ＭＰａを超えると、王冠成形時のプレス条件の調整が難しくなる場合があるため、圧延方向の降伏強度は６５０ＭＰａ以下とすることが好ましい。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。
　平均ランクフォード値：１．３以上
　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。成形後の王冠形状は主に襞の形状の均一性で評価される。襞の形状が不均一であると、打栓後の密封性が損なわれ、瓶の内容物の漏洩につながる場合がある。王冠用鋼板の成形性は、成分組成や降伏強度とも関係があるが、平均ランクフォード値とはより密接な関係にある。具体的には、平均ランクフォード値が１．３未満であると成形後の襞の形状が不均一になる。よって、平均ランクフォード値は１．３以上とする。平均ランクフォード値は１．４以上であることが好ましい。なお、平均ランクフォード値は大きいほど好ましい。平均ランクフォード値は「ＪＩＳ　Ｚ　２２５４」の付属書ＪＡに示される方法によりｒ値を測定し、評価することができる。また、平均ランクフォード値は、上記方法で、ｒＬ：圧延方向に平行な方向のｒ値、ｒＤ：圧延方向に対して４５°方向のｒ値、ｒＣ：圧延方向に対して９０°方向のｒ値を測定し、平均ランクフォード値については（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４を計算することで得られる。
　Δｒの絶対値が０．４０以下
　本発明では、Δｒの絶対値が０．４０以下であることが好ましい。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。成形後の王冠形状は主に襞の形状の均一性で評価される。襞の形状が不均一であると、打栓後の密封性が損なわれ、瓶の内容物の漏洩につながる場合がある。王冠用鋼板の成形性は、成分組成や降伏強度とも関係があるが、Δｒの絶対値（ランクフォード値（ｒ値）の面内異方性）とも密接な関係にある。具体的には、Δｒの絶対値が０．４０超であると成形後の襞の形状が不均一になる。よって、Δｒの絶対値は０．４０以下とする。なお、Δｒ値の絶対値は小さい方が好ましい。好ましくは０．２０以下である。また、Δｒの絶対値は、上記方法で、ｒＬ：圧延方向に平行な方向のｒ値、ｒＤ：圧延方向に対して４５°方向のｒ値、ｒＣ：圧延方向に対して９０°方向のｒ値を測定し、（ｒＬ－２×ｒＤ＋ｒＣ）／２を計算することで得られる。
　厚み：０．２０ｍｍ未満
　本発明の王冠用鋼板の厚みは特に限定されないが、本発明の王冠用鋼板は、厚みが薄くても、成形性と強度を両立できる。「厚みが薄い」とは０．２０ｍｍ未満であり、より具体的には０．１３～０．１９ｍｍである。
　＜王冠用鋼板の製造方法＞
　以下、本発明の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、熱間圧延工程と、巻取り工程と、酸洗工程と、一次冷間圧延工程と、焼鈍工程と、二次冷間圧延工程と、を有するＤＲ方法で製造できる。以下、各工程について説明する。
　熱間圧延工程
　熱間圧延工程とは、上記成分組成を有するスラブを粗圧延し、仕上げ圧延する工程である。なお、スラブは、例えば、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（成分組成）に調整し、連続鋳造法により製造される。スラブの成分組成が王冠用鋼板の成分組成になるため、王冠用鋼板の成分組成はスラブを製造する際に調整すればよい。
　粗圧延の条件は特に限定されないが、粗圧延の際には、スラブを１２００℃以上に加熱することが好ましい。加熱温度の上限は特に限定されないが、加熱温度が高すぎるとスケールが過剰に発生して製品表面の欠陥になる。このため、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　また、仕上げ圧延温度は、圧延荷重の安定性の観点から８５０℃以上とする。好ましくは８８０℃以上であり、より好ましくは９００℃以上である。一方、必要以上に仕上げ圧延温度を高くすることは、薄鋼板の製造を困難するので９６０℃以下とすることが好ましい。
　巻取り工程
　巻取り工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延板を、巻き取る工程である。巻取温度が７５０℃より高くなると、結晶粒が粗大化して強度が低下し、本発明の規定する機械的特性が得られない。そのため、熱間圧延工程の巻取温度は７５０℃以下とする。好ましくは７４０℃以下、より好ましくは７００℃以下である。さらに好ましくは６５０℃以下である。また、巻取温度を４５０℃より低くし、かつ能率を損なわずに操業するためには、これに応じて仕上圧延温度を低くする必要がある。仕上圧延温度を低くすると板の形状を制御することが難しくなるため、巻取り温度を４５０℃以上にする。より好ましくは５００℃以上である。さらに好ましくは５５０℃以上である。
　酸洗工程
　酸洗工程とは、巻取り工程後の熱延板を酸洗する工程である。酸洗工程は、表層スケールが除去できればよい。表層スケールを除去できれば、その条件は特に限定されない。
　一次冷間圧延工程
　一次冷間圧延工程とは、酸洗工程後の熱延板を、冷間圧延する工程である。一次冷間圧延工程での圧延率は特に限定されないが、極薄材を製造するためには圧延率を８５～９４％に設定することが好ましい。
　焼鈍工程
　焼鈍工程とは、一次冷間圧延工程で得られた冷延板を焼鈍する工程である。焼鈍温度が７９０℃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、焼鈍温度が６５０℃未満であると、再結晶が不完全となり、材質が不均一になる。したがって、焼鈍温度は６５０～７９０℃とする。
　二次冷間圧延工程
　二次冷間圧延工程とは、上記焼鈍工程で得られた焼鈍板を、冷間圧延する工程である。この二次冷間圧延により必要な強度を付与する。本発明の製造方法では、Ａｌ含有量によって選択可能な圧延率の条件が異なる。具体的には、Ａｌ含有量が０．００３％以下の場合は圧延率が１０％以上５０％以下、Ａｌ含有量が０．００３％超の場合は圧延率が２０％以上５０％以下である。Ａｌ含有量が０．００３％以下の場合に圧延率が１０％未満、Ａｌ含有量が０．００３％超の場合に圧延率が２０％未満であると、王冠の耐圧性を確保するのに十分な強度が得られない。また、二次冷間圧延の圧延率が５０％を超えると、異方性が過大となり、成形性を損なう。よって、二次冷間圧延の圧延率はＡｌ含有量に応じて上記範囲とする。なお、圧延率の好ましい上限はＡｌ含有量がいずれの場合にも４０％であるが、Ａｌ含有量が０．００３％以下の場合には圧延率を小さくできる点が特徴の１つであり、Ａｌ含有量が０．００３％以下の場合には以下の通り圧延率が４０％以下であることが好ましい。
　本発明では、Ａｌ含有量を０．００３％以下とした場合、ＣやＮによる固溶強化能の向上を図れるため、二次冷間圧延の圧延率を高くしなくてもよい。具体的には、板厚が０．２０ｍｍ未満の王冠用鋼板を製造する場合であっても、二次冷間圧延の圧延率を１０～４０％に設定して、所望の特性を実現することができる。
　なお、二次冷間圧延以降は、めっき処理（電気すずめっき、電気クロムめっき）等の工程を常法通り行い、王冠用鋼板として仕上げることができる。
　以上、説明したように、本実施によれば、鋼板の強度と王冠成形性の両立が可能となり、王冠の薄肉化が実現できる。
　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実機転炉で溶製し、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、１２５０℃に再加熱した後、圧延開始温度１１５０℃、表２に示す仕上圧延温度の条件で熱間圧延を行い、表２に示す巻取り温度で巻取り、巻取り後に酸洗を施した。次いで、表２に示す一次冷間圧延率で一次冷間圧延を行い、表２に示す焼鈍温度で連続焼鈍し、引き続き、表２に示す二次冷間圧延率で二次冷間圧延を施した。得られた鋼板に通常のクロム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、平均ランクフォード値、Δｒ値の測定を行った。
　引張試験は、ＪＩＳ５号サイズの引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従い、圧延方向の降伏強度を測定した。
　平均ランクフォード値は「ＪＩＳ　Ｚ　２２５４」の付属書ＪＡに記載の固有振動法を用いて測定した。また、圧延方向に引張試験を行いｒＬを測定し、圧延方向に対して４５°方向に引張試験を行いｒＤを測定し、圧延方向に対して９０°方向に引張試験を行いｒＣを測定した。測定結果から（ｒＬ－２×ｒＤ＋ｒＣ）／２を計算しΔｒの絶対値を求めた。
　得られた鋼板を用いて王冠を成形し、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。評価は目視で行い、襞の大きさが全て揃っている場合を「○」、襞の大きさが不揃いな場合を「×」と評価した。
　また、成形した王冠を用いて耐圧試験を行った。王冠の内側に塩化ビニル製ライナーを成形し、市販ビール瓶に打栓してＳｅｃｕｒｅ　Ｐａｋ社製Ｓｅｃｕｒｅ　Ｓｅａｌ　Ｔｅｓｔｅｒを用いて王冠が外れる内圧を測定した。従来の王冠と同等以上の耐圧強度を示した場合を「○」、従来の王冠の耐圧強度に至らなかった場合を「×」と評価した。得られた結果を表３に示す。
　表３より、本発明例である水準１～５、１３および１４の鋼板は、圧延方向の降伏強度が５００ＭＰａ以上、かつ平均ランクフォード値が１．３以上、かつΔｒの絶対値が０．４０以下であり、王冠成形性および耐圧強度のいずれも良好である。一方、比較例である水準６の鋼板は、Ａｌの含有量が０．００５％を超えているのにＣの含有量が０．００３％未満のため、圧延方向の降伏強度が５００ＭＰａ未満となり、耐圧強度が不足している。比較例である水準７の鋼板はＣの含有量が多すぎるため、水準８の鋼板はＭｎの含有量が多すぎるため、水準９の鋼板はＡｌの含有量が多すぎるため、水準１０の鋼板はＮの含有量が多すぎるため、水準１１の鋼板は熱間圧延後の巻取り温度が高すぎるため、いずれも平均ランクフォード値が１．３未満となり、王冠成形性に劣っている。比較例である水準１２の鋼板は二次冷間圧延率が小さすぎるため、圧延方向の降伏強度が５００ＭＰａ未満となり、耐圧強度が不足している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．００２％以上０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１００％未満、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、Ａｌ含有量が０．００５％以上の場合はＣ含有量が０．００３％超えであり、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、
    　圧延方向の降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、
    　下記の平均ランクフォード値が１．３以上であることを特徴とする王冠用鋼板。
    平均ランクフォード値＝（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４
    ただし、ｒＬは圧延方向に平行な方向、ｒＤは圧延方向に対して４５°方向、ｒＣは圧延方向に対して９０°方向のランクフォード値を意味する。
     
  2. 　下記のΔｒの絶対値が０．４０以下であることを特徴とする請求項１に記載の王冠用鋼板。
    Δｒ＝（ｒＬ－２×ｒＤ＋ｒＣ）／２
    ただし、ｒＬは圧延方向に平行な方向、ｒＤは圧延方向に対して４５°方向、ｒＣは圧延方向に対して９０°方向のランクフォード値を意味する。
     
  3. 　請求項１に記載の成分組成を有するスラブを粗圧延し、仕上圧延温度が８５０℃以上で仕上圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、４５０℃以上７５０℃以下で巻き取る巻取り工程と、
    　前記巻取り工程後の熱延板を酸洗する酸洗工程と、
    　前記酸洗工程後の熱延板を、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で得られた冷延板を、６５０℃以上７９０℃以下で焼鈍する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程で得られた焼鈍板を、Ａｌ含有量が０．００３％以下の場合は圧延率が１０％以上５０％以下、Ａｌ含有量が０．００３％超の場合は圧延率が２０％以上５０％以下の条件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。
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