WO2016157761A1 - 缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

缶用鋼板およびその製造方法 Download PDF

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雄介 木俣
船川　義正
直行 ▲高▼田
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JFE Steel Corp
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JFE Steel Corp
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    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for cans and a method for producing the same, and more particularly to a steel plate for cans having excellent workability, excellent surface roughness in surface appearance and suppressing striped defects, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 propose a steel sheet in which Ti or Nb is added to an ultra-low carbon steel, yield strength (YP) is lowered, and workability is improved.
  • the steel plate which made small the surface roughness after a process is proposed by using the low carbon steel whose crystal grain is a fine grain.
  • the ultra-low carbon steel in which Ti or Nb is added and solid solution C is completely precipitated and fixed has coarse crystal grains and is excellent.
  • the low carbon steel obtained by patent document 3 has a problem that a crystal grain is fine and yield strength (YP) is high, and it is inferior to workability by the crack at the time of can molding.
  • YP yield strength
  • coarsening of the crystal grain size is effective for workability
  • fine grain size is effective for rough skin resistance.
  • the suppression of stripe defects was not sufficient as the surface appearance.
  • the object of the present invention is to solve the above-mentioned problems, and to provide a steel plate for cans which has excellent processability, excellent surface roughness in surface appearance and suppresses striped defects, and a method for producing the same.
  • the present inventors have intensively studied to develop a steel plate for cans that solves the above-described problems and realizes all of improvement of workability, improvement of rough skin resistance, and suppression of striped defects.
  • a reduction in yield strength (YP) due to coarsening of the crystal grain size is effective for improving workability. Further, it is effective to reduce the crystal grain size in order to improve the rough skin resistance.
  • the crystal grain size that affects the yield strength (YP) is the crystal grain size in the entire region of the steel sheet, whereas the crystal grain size that affects the rough skin resistance is a crystal near the surface layer of the steel sheet.
  • the present inventors have found that it is possible to control the distribution of crystal grain size in the plate thickness direction by controlling the equivalent dislocation density of the surface layer of the original steel plate before annealing (steel plate before annealing). It was.
  • FIG. 1 shows the relationship between the equivalent dislocation density of the steel sheet surface layer before recrystallization by annealing, the surface layer average crystal grain size and the total thickness average crystal grain size of the steel sheet after annealing.
  • the measurement of the equivalent dislocation density of the steel sheet surface layer was performed according to the method described later.
  • the surface average grain size of the steel sheet after annealing in the figure, simply referred to as the surface average grain size
  • the total thickness average grain size of the steel sheet after annealing in the figure, simply referred to as the total thickness average grain size
  • the high equivalent dislocation density on the surface layer of the steel plate promotes recrystallization during annealing, suppresses the remaining non-recrystallized grains that are problematic in the ultra-low carbon steel plate added with Ti and Nb described above, and the steel plate surface after annealing. Suppresses striped defects. Therefore, by increasing the equivalent dislocation density of the steel sheet surface layer, it is possible to obtain a steel sheet having low yield strength (YP), excellent workability, excellent surface roughness in the surface appearance, and having suppressed stripe defects. .
  • the area ratio of the non-recrystallized grains on the steel sheet surface is 0.10% or less, and the average crystal grain diameter d1 and the average crystal grain diameter d2 of the total thickness in the structure from the steel sheet surface to a depth of 50 ⁇ m are d1 ⁇ 0.8 ⁇ .
  • the steel plate for cans that is annealed at 550 ° C. or more and 700 ° C. or less with respect to the steel plate having an equivalent dislocation density ⁇ of 1.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more from the surface of the steel plate before annealing to 50 ⁇ m in the depth direction. Manufacturing method.
  • the equivalent transition density ⁇ is calculated from 14.4 ⁇ 2 / b 2 ( ⁇ represents a non-uniform strain of the steel sheet, and b is 2.5 ⁇ 10 ⁇ 10 m).
  • a steel plate for a can having a low yield strength (YP), excellent workability, and excellent surface roughness in the surface appearance and suppressing striped defects.
  • the steel plate for cans according to the present invention is in mass%, C: 0.0010% or more and 0.0050% or less, Si: 0.03% or less, Mn: 0.3% or less, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less, N: 0.004% or less, Ti: 0.01% or more and 0.06% or less and / or Nb: 0 0.01% or more and 0.04% or less, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities, the area ratio of unrecrystallized grains on the steel sheet surface is 0.10% or less,
  • the average crystal grain size d1 and the average crystal grain size d2 of the entire thickness satisfy the relationship of d1 ⁇ 0.8 ⁇ d2, and d2 is 11.0 ⁇ m or more.
  • the steel plate for cans of the present invention will be described.
  • ⁇ C 0.0010% or more and 0.0050% or less> If C is less than 0.0010%, the ferrite crystal grains are excessively coarsened, so the lower limit of the C content is 0.0010%. On the other hand, when the C content exceeds 0.0050%, the yield strength increases and the workability at the time of draw forming decreases, so the upper limit of the C content is set to 0.0050%. Therefore, the C content is set to 0.0010% or more and 0.0050% or less. Preferably, the C content is 0.0015% or more. Preferably, the C content is 0.0040% or less.
  • Si 0.03% or less> Even if Si is not intentionally contained, it is an element that remains in the steel as an impurity component and degrades the corrosion resistance and plating adhesion of the steel sheet.
  • the Si content is 0. 0.03% or less.
  • the Si content is 0.02% or less.
  • Mn prevents hot cracking of the slab by precipitating S in the steel as MnS.
  • MnS precipitating S in the steel
  • Mn is a solid solution strengthening element, and the workability at the time of drawing is reduced by increasing the yield strength, so the upper limit of the Mn content is 0.3%.
  • P is a solid solution strengthening element, and decreases the workability at the time of drawing by increasing the yield strength. Moreover, it is an element which reduces the adhesiveness of Ni plating, P content shall be 0.02% or less.
  • S is preferably as small as possible from the viewpoint of preventing hot cracking of the slab, and the S content is 0.02% or less.
  • Al 0.01% or more and 0.10% or less>
  • Al When Al is contained in an amount of 0.01% or more, it combines with N in the steel to form AlN, and by reducing the solid solution N, an increase in yield strength (YP) due to aging of the steel sheet is suppressed.
  • the Al content exceeds 0.10%, inclusions such as alumina are likely to occur, and the defect occurrence rate after processing increases. Therefore, it is 0.10% or less. Therefore, the Al content is set to 0.01% or more and 0.10% or less.
  • the Al content is preferably 0.02% or more.
  • Al content 0.08% or less is preferable and 0.07% or less is more preferable.
  • N forms a nitride with Al or B and tends to be harmless, but the N content is preferably as low as possible, and is 0.004% or less. Preferably, the N content is 0.003% or less.
  • Ti precipitates and fixes C and N in the steel and improves the aging resistance of the steel sheet. If the content is less than 0.01%, the effect is not sufficient, and aging deterioration is caused. If the content exceeds 0.06%, the recrystallization temperature is remarkably increased, so that unrecrystallized grains tend to remain. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is 0.01% or more and 0.06% or less. When Ti is contained, the Ti content is preferably 0.01% or more and 0.05% or less, and more preferably 0.01% or more and 0.04% or less.
  • Nb precipitates and fixes C in the steel and improves the aging resistance of the steel sheet. If it is less than 0.01%, the effect is not sufficient, and aging deterioration is caused. If it exceeds 0.04%, the recrystallization temperature is remarkably increased, so that unrecrystallized grains tend to remain. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.01% or more and 0.04% or less. When Nb is contained, the Nb content is preferably 0.01% or more and 0.03% or less, and more preferably 0.01% or more and 0.02% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • B is not an essential component, but can be contained in the following range as required.
  • B like Al, binds to N in steel to form BN, and reduces the amount of solid solution N, thereby suppressing an increase in yield strength (YP) due to aging. Moreover, it has the effect
  • the B content is preferably 0.0003% or more and 0.0030% or less.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more.
  • the B content is more preferably 0.0020% or less.
  • Non-recrystallized grains are harder than recrystallized grains, and due to their different deformability, striped surface defects (hereinafter also referred to as stripe defects) are generated after press working. Since the presence of non-recrystallized grains on the steel sheet surface becomes a problem for striped defects, the area ratio of the non-recrystallized grains on the steel sheet surface after recrystallization annealing is reduced to 0.10% or less, A steel plate for cans having an excellent appearance after processing can be obtained.
  • the surface of the steel sheet is observed and the ratio (area ratio) of the non-recrystallized structure to the entire structure is obtained.
  • the area ratio occupied by crystal grains may be used.
  • the non-recrystallized grains present inside the steel sheet do not specifically define because they do not affect the surface appearance, but if they are excessively present, the yield strength (YP) increases remarkably and causes molding defects such as cracks during press molding. It is preferable that the amount is as small as possible.
  • the area ratio which the non-recrystallized grain accounts on the steel plate surface after recrystallization annealing can be adjusted by controlling the equivalent dislocation density from the steel plate surface before recrystallization by annealing to a depth of 50 ⁇ m.
  • the average crystal grain size (d1) and the total thickness average crystal grain size (d2) in the structure from the steel sheet surface to a depth of 50 ⁇ m satisfy the relationship of d1 ⁇ 0.8 ⁇ d2 and d2 is 11.0 ⁇ m or more>
  • the larger the crystal grain size of the steel sheet surface layer the more likely it is that the surface becomes rough after press working, and the poor surface roughness resistance.
  • the average crystal grain size (d1) in the structure from the steel sheet surface to the depth of 50 ⁇ m representing the crystal grain size of the steel sheet surface layer, and the average crystal grain size of the total thickness of the steel sheet (d2, hereinafter referred to as total thickness average crystal grain) In the case of d1 ⁇ 0.8 ⁇ d2, the crystal grain size in the vicinity of the steel plate surface layer is made fine, and the crystal grain size in the region other than the steel plate surface layer is made coarse so that the workability is improved. And excellent resistance to rough skin.
  • d2 When the total thickness average crystal grain size (d2) of the steel sheet is less than 11.0 ⁇ m, the yield strength (YP) is high and the workability is inferior, so d2 is set to 11.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the average crystal grain size of the steel sheet surface layer that is, the average crystal grain size (d1) in the structure from the steel sheet surface to the depth of 50 ⁇ m is not particularly specified, when the crystal grains are coarse, D1 is preferably 10 ⁇ m or less because it is difficult to satisfy the definition of the surface roughness Ra.
  • the lower limit of d1 / d2 is not particularly limited, but is preferably 0.3 or more from the viewpoint of surface peeling due to a difference in hardness.
  • the average crystal grain size is obtained by measuring the average crystal grain size by a cutting method based on JIS G0551.
  • the above average crystal grain size is obtained by measuring the ferrite average crystal grain size by a cutting method based on JIS G0551.
  • the average crystal grain size (d1) in the structure from the steel sheet surface to a depth of 50 ⁇ m can be adjusted by controlling the equivalent dislocation density from the steel sheet surface before the recrystallization by annealing to a depth of 50 ⁇ m.
  • the total thickness average crystal grain size (d2) can be adjusted by changing the annealing temperature and the steel plate components.
  • plating film When a plating film is applied to the steel plate for cans of the present invention, Sn plating, Ni plating, Cr plating, or the like may be applied as the surface treatment of the steel plate. Furthermore, chemical conversion treatment may be performed, or an organic film such as a laminate may be formed.
  • the plate thickness is preferably set to 0.1 mm or more and 0.6 mm or less. More preferably, the plate thickness is 0.1 mm or more and 0.4 mm or less. In the present invention, the desired plate thickness can be adjusted by changing the cold rolling rate.
  • a slab having the above-described component composition is heated at a heating temperature of 1000 ° C. to 1300 ° C. and hot-rolled at a finish rolling temperature of 800 ° C. to 1000 ° C., 600
  • the equivalent dislocation density ⁇ up to 50 ⁇ m in the depth direction from the steel sheet surface of the steel sheet after annealing, pickling, cold rolling, and before annealing at a temperature of ⁇ 700 ° C. is 1.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more.
  • a certain steel plate is annealed at 550 ° C. or more and 700 ° C. or less.
  • the method for melting the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Moreover, after melting, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method because of problems such as segregation, but a slab can also be formed by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method. good.
  • Slab heating temperature shall be 1000 degreeC or more from a viewpoint of ensuring the finishing rolling temperature mentioned later.
  • slab heating temperature exceeds 1300 ° C., a large amount of nitride is generated, causing unrecrystallized grains to remain after annealing, and yield strength is increased. Therefore, slab heating temperature shall be 1300 degrees C or less.
  • finish rolling temperature 800 ° C to 1000 ° C>
  • finish rolling temperature 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • finish rolling temperature 800 ° C. or higher.
  • finish rolling temperature shall be 1000 degrees C or less.
  • ⁇ Winding at a temperature of 600 ° C to 700 ° C> When the coiling temperature is lower than 600 ° C., precipitates are not sufficiently precipitated, so that solid solution C and solid solution N increase and yield strength increases. Furthermore, a further increase in yield strength occurs due to aging deterioration. For this reason, the coiling temperature is set to 600 ° C. or higher. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 ° C., the scale of the surface layer grows and tends to cause surface defects. For this reason, winding temperature shall be 700 degrees C or less.
  • the equivalent dislocation density from the surface of the steel sheet before annealing to 50 ⁇ m in the depth direction is 1.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more.
  • the equivalent dislocation density from the surface of the steel plate before annealing to 50 ⁇ m in the depth direction is 1.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more.
  • the crystal grain of the steel plate surface layer after annealing can be made fine. More preferably, it is 1.0 ⁇ 10 16 m ⁇ 2 or more.
  • the upper limit of the equivalent dislocation density is not particularly limited, but is preferably 1.0 ⁇ 10 18 m ⁇ 2 or less from the viewpoint of preventing surface peeling.
  • the method for setting the equivalent dislocation density from the surface of the steel sheet before annealing to 50 ⁇ m in the depth direction to 1.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more is not particularly specified. However, it is difficult to obtain an equivalent dislocation density of 1.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more in the surface layer of the steel sheet in the range of the cold rolling reduction ratio of about 50 to 95% that is normally performed when manufacturing a cold rolled steel sheet. .
  • Examples of a method of setting the equivalent dislocation density from the surface of the steel sheet before annealing to 50 ⁇ m in the depth direction to 1.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more include shot blasting or high strength on a cold-rolled steel sheet after cold rolling.
  • a method of applying a strain imparting process with a brush can be mentioned. Further, as another method for setting the equivalent dislocation density to 1.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more, a cold rolling steel sheet after the cold rolling final stage or after cold rolling is applied at a low pressure ratio by a high roughness roll. The method of performing additional rolling is mentioned.
  • the high roughness roll for example, a roll having a roll roughness Ra of 2.0 to 10.0 ⁇ m can be used.
  • the additional rolling at the low pressure reduction rate can be performed, for example, at a reduction rate of 0.1 to 10%.
  • the equivalent dislocation density can be measured by the following method. A 10 mm ⁇ 10 mm test piece is sampled from each steel plate before annealing, polished from the back surface of the test piece to a plate thickness of 50 ⁇ m, and then the polishing strain layer on the back surface layer is removed with hydrofluoric acid. An X-ray diffraction experiment is performed using this test piece, and the half width of the peak of the (110), (211), (220) crystal plane of the steel sheet is obtained. Using this half width, the non-uniform strain ⁇ of the test piece is obtained by the Williamson-Hall method.
  • the annealing may be performed by a method using either a continuous annealing furnace or a box annealing furnace.
  • the annealing temperature is less than 550 ° C., unrecrystallized grains may remain even if a high equivalent dislocation density is introduced into the steel sheet surface layer.
  • annealing temperature shall be 550 degreeC or more and 700 degrees C or less.
  • the annealing temperature is more preferably 570 ° C. or higher and 680 ° C. or lower.
  • a plating process After annealing, a plating process may be performed.
  • chemical conversion treatment may be performed, or an organic film such as a laminate may be formed.
  • temper rolling it is preferable to perform temper rolling for adjusting the surface roughness.
  • the rolling rate (elongation rate) of temper rolling is preferably about 0.5% to 1.5%.
  • the steel sheet for cans of the present invention described above has low yield strength, excellent workability, excellent surface roughness resistance in surface appearance, and striped defects are suppressed.
  • the steel plate for cans of the present invention can be applied, for example, for a two-piece can.
  • the molten steel having the component composition shown in Table 1 was made into a slab by continuous casting after vacuum degassing treatment.
  • the slab was heated at 1250 ° C., and after the scale was removed, it was roughly rolled to a plate thickness of 40 mm.
  • the steel sheet surface layer was cooled with a scale removing device, and then finish-rolled to a thickness of 3.2 mm and wound around a coil at a predetermined temperature.
  • the wound steel sheet was pickled and cold-rolled.
  • another part of the sample was subjected to shot blasting (shot condition: steel shot (average particle size 0.5 mm) was sprayed at a pressure of 0.5 MPa for 300 seconds).
  • shot blasting shot condition: steel shot (average particle size 0.5 mm) was sprayed at a pressure of 0.5 MPa for 300 seconds).
  • shot blasting shot condition: steel shot (average particle size 0.5 mm) was sprayed at a pressure of 0.5 MPa for 300 seconds.
  • shot blasting shot condition: steel shot (average particle size 0.5 mm) was sprayed at a pressure of 0.5 MPa for 300 seconds.
  • shot blasting shot condition: steel shot (average particle size 0.5
  • the above-mentioned equivalent transition density was measured according to the method described above.
  • the obtained steel sheet was subjected to mechanical property evaluation and crystal grain size measurement.
  • Table 2 also shows the surface roughness Ra ( ⁇ m) of the steel sheet obtained.
  • yield strength (YP), tensile strength (TS) and elongation (El) were evaluated by a tensile test.
  • Tensile properties were measured according to the test method described in JIS Z2241, after being processed into a No. 5 test piece described in JIS Z2201.
  • the crystal grain size the ferrite average crystal grain size was measured by a cutting method based on JIS G0551.
  • a 100 mm diameter circular blank is sampled from the steel sheet, formed into a 14 mm diameter cylindrical shape by five-stage multistage drawing, and then the surface roughness of the can body using a stylus type roughness measuring instrument.
  • Ra was measured, and the evaluation of workability (formability) and the evaluation of surface appearance were evaluated for the rough skin resistance and the suppression of stripe defects.
  • the evaluation of workability was performed by drawing 200 pieces, and the case where no defects such as cracks and wrinkles occurred was evaluated as ⁇ , and the case where the defects were generated was evaluated as ⁇ .
  • the evaluation of the rough skin resistance was evaluated as ⁇ when the surface roughness Ra of the can body portion was less than 0.5 ⁇ m, ⁇ when 0.5 ⁇ m or more and 0.7 ⁇ m or less, and ⁇ when 0.7 ⁇ m or more.
  • the evaluation of the suppression of striped defects those in which defects such as stripes occurred on the processed surface were evaluated as x, and the others were evaluated as ⁇ .
  • Table 2 shows the manufacturing conditions and evaluation results.
  • the examples of the present invention were excellent in workability, had excellent surface roughness resistance in the surface appearance, and were able to suppress striped defects and had performance suitable as steel plates for cans.
  • the comparative example at least one of workability and surface appearance was inferior.
  • the area ratio of unrecrystallized grains on the steel sheet surface exceeds 0.10%, and the average crystal grain size (d1) in the structure from the steel sheet surface to a depth of 50 ⁇ m Since d1 / d2 exceeded 0.8 with respect to the total thickness average crystal grain size (d2), the surface appearance was inferior in skin roughness resistance, and striped defects were generated.
  • Sample C3 had an area ratio of non-recrystallized grains on the steel sheet surface exceeding 0.10%, and the total thickness average crystal grain size (d2) was less than 11.0 ⁇ m. Striped defects occurred.
  • the C content of the steel used exceeds 0.0050 mass%, the area ratio occupied by unrecrystallized grains on the steel sheet surface exceeds 0.10%, and the total thickness average crystal grain size ( Since d2) was less than 11.0 ⁇ m, the workability was poor.
  • Sample E1 had a C content of less than 0.0010 mass% of the steel used, and the area ratio of non-recrystallized grains on the steel sheet surface exceeded 0.10%, so that workability and rough skin resistance were increased. It was inferior to both.
  • Sample F1 the Mn content of the steel used exceeded 0.3% by mass, and the area ratio of non-recrystallized grains on the steel plate surface exceeded 0.10%, so that the workability was poor.

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Abstract

　降伏強度が低く加工性に優れ、表面外観において耐肌荒れ性に優れると共に縞状欠陥が抑制された缶用鋼板およびその製造方法を提供する。　缶用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎ：０．００４％以下を含有し、Ｔｉ：０．０１％以上０．０６％以下および／またはＮｂ：０．０１％以上０．０４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％以下、鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径（ｄ１）と全厚平均結晶粒径（ｄ２）とがｄ１≦０．８×ｄ２の関係を満たし、かつｄ２が１１．０μｍ以上である。

Description

缶用鋼板およびその製造方法
　本発明は缶用鋼板およびその製造方法に関し、特に、加工性に優れ、表面外観において、耐肌荒れ性に優れると共に縞状欠陥を抑制した缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。
　深絞り缶、ＤＲＤ（Ｄｒａｗｎ　ａｎｄ　Ｒｅｄｒａｗｎ）缶、ＤＩ（Ｄｒａｗｎ　ａｎｄ　Ｉｒｏｎｅｄ）缶などの２ピース缶に用いられる冷延鋼板には、いくつかの特性が要求されている。具体的には、（１）加工時に割れ等の欠陥が発生せず、プレス加工性（以下、単に加工性とも記す。）に優れていること、（２）プレス加工後の鋼板表面の肌荒れが小さく、ストレッチャーストレイン（以下、縞状欠陥とも記す。）が発生せずに、仕上がり外観が良好であることが要求されている。
　このうち、（１）の加工性に関しては、鋼板の降伏強度（ＹＰ）の低下、伸び（Ｅｌ）やｒ値の上昇が有効である。また、（２）に関しては、鋼板組織の結晶粒径を小さくすることで加工後の鋼板表面の耐肌荒れ性を向上させることがよく知られている。このような要求に対し、例えば特許文献１や特許文献２では極低炭素鋼にＴｉやＮｂを添加し、降伏強度（ＹＰ）を低くし、加工性を向上させた鋼板が提案されている。また、特許文献３では、結晶粒が細粒である低炭素鋼を用いることで、加工後の表面粗さを小さくした鋼板が提案されている。
特許第３５４８３１４号公報 特開２００９－１５５６９２号公報 特開平１０－３０１５２号公報
　しかしながら、特許文献１や特許文献２に記載されている技術のように、ＴｉやＮｂを添加し、固溶Ｃを完全に析出固定させた極低炭素鋼は、結晶粒が粗大であり、優れた加工性を有するが、プレス加工後に肌荒れが発生し、耐肌荒れ性に劣るという問題がある。また、特許文献３で得られる低炭素鋼は、結晶粒が細粒で降伏強度（ＹＰ）が高く、缶成形時の割れにより加工性に劣るという問題がある。このように、加工性に対しては結晶粒径の粗大化が有効であり、耐肌荒れ性に対しては結晶粒径の細粒化が有効となり、従来、双方を満足することは困難であった。また、従来の技術では、表面外観として、縞状欠陥の抑制も十分ではなかった。
　本発明の目的は、上記の課題を解決し、加工性に優れ、表面外観において耐肌荒れ性に優れると共に縞状欠陥を抑制した缶用鋼板およびその製造方法を提供するものである。
　本発明者らは、上述した問題を解決し、加工性の向上、耐肌荒れ性の向上および縞状欠陥の抑制の全てを実現した缶用鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた。前述の通り、加工性の向上には結晶粒径の粗大化による降伏強度（ＹＰ）の低下が有効である。また、耐肌荒れ性の向上には結晶粒径の細粒化が有効である。この特徴は一見相反するが、降伏強度（ＹＰ）に影響する結晶粒径は鋼板の全領域の結晶粒径であるのに対し、耐肌荒れ性に影響する結晶粒径は鋼板の表層付近の結晶粒径であることに着目した。そこで本発明者らは、焼鈍による再結晶前の鋼板原板（焼鈍前の鋼板）表層の相当転位密度を制御することによって結晶粒径の板厚方向分布を制御することが可能であることを見出した。
　図１は、焼鈍による再結晶前の鋼板原板表層の相当転位密度と、焼鈍後の鋼板の表層平均結晶粒径および全厚平均結晶粒径の関係を示す。鋼板原板表層の相当転位密度の測定は後述する方法に従った。図１に示すように、鋼板原板表層の相当転位密度が増加するに従い、焼鈍後の鋼板の表層平均結晶粒径（図中、単に表層平均結晶粒径と記す。）は顕著に低下するのに対し、焼鈍後の鋼板の全厚平均結晶粒径（図中、単に全厚平均結晶粒径と記す。）はほとんど変化しない。更に鋼板原板表層の高い相当転位密度は焼鈍時の再結晶を促進させ、前述したＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼板で問題となる未再結晶粒の残存を抑制し、焼鈍後の鋼板表面の縞状欠陥を抑制する。従って、鋼板原板表層の相当転位密度を増加させることにより、降伏強度（ＹＰ）が低く加工性に優れ、表面外観において耐肌荒れ性に優れると共に縞状欠陥を抑制した鋼板を得ることが可能となる。
　本発明は、このような知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎ：０．００４％以下を含有し、Ｔｉ：０．０１％以上０．０６％以下および／またはＮｂ：０．０１％以上０．０４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　鋼板表面において未再結晶粒の占める面積率が０．１０％以下、鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径ｄ１と全厚の平均結晶粒径ｄ２とがｄ１≦０．８×ｄ２の関係を満たし、かつｄ２が１１．０μｍ以上である缶用鋼板。
［２］前記成分組成として、更に、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下を含有する前記［１］に記載の缶用鋼板。
［３］鋼板表面にめっき皮膜が形成された前記［１］または［２］に記載の缶用鋼板。
［４］板厚が０．１ｍｍ以上０．６ｍｍ以下である前記［１］～［３］のいずれか１つに記載の缶用鋼板。
［５］前記［１］～［４］のいずれか１つに記載の缶用鋼板の製造方法であり、
鋼スラブを加熱温度：１０００℃以上１３００℃以下で加熱し、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以上７００℃以下の温度で巻取り、酸洗、冷間圧延後、焼鈍前の鋼板の表面から深さ方向に５０μｍまでの相当転位密度ρが１．０×１０１５ｍ－２以上である鋼板に対して５５０℃以上７００℃以下の焼鈍を行う缶用鋼板の製造方法。
　ここで、前記相当転移密度ρは、１４．４ε２／ｂ２から算出される（εは鋼板の不均一歪を表し、ｂは２．５×１０－１０ｍである。）。
　本発明によれば、降伏強度（ＹＰ）が低く加工性に優れ、更に表面外観において、耐肌荒れ性に優れると共に縞状欠陥を抑制した缶用鋼板を提供することが可能となる。
焼鈍による再結晶前の鋼板原板表層の相当転移密度と焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径（焼鈍後の鋼板の全厚平均結晶粒径および表層平均結晶粒径）との関係を示すグラフである。
　本発明に係る缶用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎ：０．００４％以下を含有し、Ｔｉ：０．０１％以上０．０６％以下および／またはＮｂ：０．０１％以上０．０４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％以下、鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径ｄ１と全厚の平均結晶粒径ｄ２とがｄ１≦０．８×ｄ２の関係を満たし、ｄ２が１１．０μｍ以上である。以下、本発明の缶用鋼板について説明する。
　［成分組成］
　まず、本発明に係る缶用鋼板の成分組成について説明する。なお、以下において成分量の％表示は、特にことわらない限り質量％を意味する。
　＜Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下＞
　Ｃは０．００１０％未満となるとフェライト結晶粒の過度な粗大化を招くため、Ｃ含有量の下限は０．００１０％とする。また、Ｃ含有量が０．００５０％を超えると降伏強度が上昇し、絞り成形時の加工性が低下するため、Ｃ含有量の上限は０．００５０％とする。よって、Ｃ含有量を０．００１０％以上０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００１５％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００４０％以下とする。
　＜Ｓｉ：０．０３％以下＞
　Ｓｉは、意図的に含有しない場合にも、不純物成分として鋼中に残留し鋼板の耐食性およびめっきの密着性を劣化させる元素であり、良好な耐食性を確保するためには、Ｓｉ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０２％以下とする。
　＜Ｍｎ：０．３％以下＞
　Ｍｎは、鋼中ＳをＭｎＳとして析出させることによってスラブの熱間割れを防止する。Ｓを析出固定するために、Ｍｎを０．１％以上含有することが望ましい。また、Ｍｎは固溶強化元素であり、降伏強度の上昇により絞り成形時の加工性を低下させるため、Ｍｎ含有量の上限は０．３％とする。
　＜Ｐ：０．０２％以下＞
　Ｐは固溶強化元素であり、降伏強度の上昇により絞り成形時の加工性を低下させる。また、Ｎｉめっきの密着性を低下させる元素であり、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。
　＜Ｓ：０．０２％以下＞
　Ｓは、スラブの熱間割れ防止の観点から極力少ないほうが好ましく、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。
　＜Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下＞
　Ａｌは、０．０１％以上含有することで鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、固溶Ｎを低減することで鋼板の時効による降伏強度（ＹＰ）の上昇を抑制する。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えるとアルミナ等の介在物が生じやすくなり、加工後の欠陥発生率が増加する。そのため、０．１０％以下とする。したがって、Ａｌ含有量を０．０１％以上０．１０％以下とする。Ａｌ含有量としては、０．０２％以上が好ましい。また、Ａｌ含有量としては０．０８％以下が好ましく、０．０７％以下がより好ましい。
　＜Ｎ：０．００４％以下＞
　Ｎは、ＡｌやＢと窒化物を形成し、無害化される傾向にあるが、Ｎ含有量は可能な限り少ないほうが好ましく、０．００４％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００３％以下とする。
　＜Ｔｉ：０．０１％以上０．０６％以下および／またはＮｂ：０．０１％以上０．０４％以下＞
　Ｔｉは鋼中のＣやＮを析出固定させ、鋼板の耐時効性を向上させる。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、時効劣化を招き、０．０６％超えでは著しく再結晶温度が増加することにより未再結晶粒が残存しやすくなる。したがって、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０．０１％以上０．０６％以下とする。Ｔｉを含有する場合のＴｉ含有量としては、０．０１％以上０．０５％以下が好ましく、０．０１％以上０．０４％以下がより好ましい。
　Ｎｂは鋼中のＣを析出固定させ、鋼板の耐時効性を向上させる。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、時効劣化を招き、０．０４％超えでは著しく再結晶温度が増加することにより未再結晶粒が残存しやすくなる。したがって、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．０１％以上０．０４％以下とする。Ｎｂを含有する場合のＮｂ含有量としては、０．０１％以上０．０３％以下が好ましく、０．０１％以上０．０２％以下がより好ましい。
　以上の成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、本発明においては、Ｂは必須成分ではないが、必要に応じて以下の範囲で含有することができる。
　＜Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下＞
　Ｂは、Ａｌと同様に鋼中のＮと結合してＢＮを形成し、固溶Ｎ量を低減することで時効による降伏強度（ＹＰ）の上昇を抑制する。また、鋼中のＮを、ＡｌＮとなる前にＢＮとして析出させることにより、巻取り後の熱延鋼板の幅方向、長手方向の組織の均一性を高める作用を有している。従って、必要に応じて、Ｂを含有するようにする。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００３％未満では上記作用を発揮させにくくなる場合がある。また、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、上記作用が飽和したり、固溶Ｂが増加して深絞り性の劣化を招いたりする場合がある。よって、Ｂ含有量は、０．０００３％以上０．００３０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量としては０．０００５％以上がより好ましい。また、Ｂ含有量としては０．００２０％以下がより好ましい。
［組織］
　本発明の缶用鋼板の組織は、特に限定されないが、フェライトを主相として含むことが好ましい。前記主相とは、フェライトを、面積率で９０％以上含むことを意味し、面積率で９５％以上含むことが好ましく、面積率で９８％以上含むことがより好ましく、面積率で１００％であってもよい。フェライト以外の残部としてはベイナイトが挙げられる。
　＜鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％以下＞
　未再結晶粒は再結晶粒に比べ硬質であり、変形能が異なることによりプレス加工後に縞模様の表面欠陥（以下、縞状欠陥とも記す。）の発生を招く。縞状欠陥に対しては鋼板表面の未再結晶粒の存在が問題となるため、再結晶焼鈍後の鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率を０．１０％以下とすることで、プレス加工後の外観に優れた缶用鋼板を得ることができる。再結晶焼鈍後の鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率を求めるには、鋼板の表面を観察し、組織全体に対する未再結晶組織の占める割合（面積率）を求めて、これを未再結晶粒の占める面積率とすればよい。なお、鋼板内部に存在する未再結晶粒は表面外観には影響しないため特に規定はしないが、過度に存在すると降伏強度（ＹＰ）が著しく上昇しプレス成形時に割れなどの成形不良を引き起こすため、極力少ないほうが好ましい。また、再結晶焼鈍後の鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率は、焼鈍による再結晶前の鋼板表面から深さ５０μｍまでの相当転位密度を制御することによって調整することができる。
　＜鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径（ｄ１）と全厚平均結晶粒径（ｄ２）がｄ１≦０．８×ｄ２の関係を満たし、かつｄ２が１１．０μｍ以上＞
　鋼板表層の結晶粒径が大きいほど、プレス加工後に肌荒れが発生しやすく、耐肌荒れ性に劣り、鋼板全域（全厚）の結晶粒径が大きいほど降伏強度が低く加工性に優れる。本発明では、鋼板表層の結晶粒径を表す鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径（ｄ１）と、鋼板の全厚の平均結晶粒径（ｄ２、以下、全厚平均結晶粒径と記す。）とについて、ｄ１≦０．８×ｄ２とすることで、鋼板表層付近の結晶粒径を微細にし、その他の鋼板表層以外の領域の結晶粒径は粗大とすることで加工性と耐肌荒れ性の双方を優れたものにすることができる。
　鋼板の全厚平均結晶粒径（ｄ２）が１１．０μｍ未満では、降伏強度（ＹＰ）が高く、加工性に劣るため、ｄ２は１１．０μｍ以上とする。
　また、鋼板表層の平均結晶粒径、すなわち鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径（ｄ１）の上限は特に規定しないが、結晶粒が粗大である場合に、後述するプレス後の表面粗さＲａの規定を満たしにくくなるため、ｄ１は１０μｍ以下であることが好ましい。ｄ１／ｄ２の下限値は、特に限定されないが、硬度差による表面剥離の点から、０．３以上が好ましい。
　ここで、上記の平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｇ０５５１に基づく切断法により平均結晶粒径を測定することで得られるものである。なお、本発明の缶用鋼板の組織が、フェライトを主相とする場合、上記の平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｇ０５５１に基づく切断法によりフェライト平均結晶粒径を測定することで得られるものである。また、鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径（ｄ１）は、焼鈍による再結晶前の鋼板表面から深さ５０μｍまでの相当転位密度を制御することによって調整することができる。また、全厚平均結晶粒径（ｄ２）は焼鈍温度や鋼板成分を変化させることによって調整することができる。
　［プレス加工後の表面粗さＲａが０．７μｍ以下］
　プレス加工後の鋼板の表面粗さＲａが小さいほど、耐肌荒れ性に優れる。特に、本発明の缶用鋼板では、プレス加工後の表面粗さＲａが０．７μｍ以下であると、耐肌荒れ性を優れたものにすることができる。そのため、本発明の缶用鋼板では、プレス加工後の表面粗さＲａを０．７μｍ以下とすることが好ましい。ここで、表面粗さＲａは、算術平均粗さＲａであり、ＪＩＳ　Ｂ０６０１：’０１に基づいて、触針式粗さ測定器を用いて測定することができる。また、プレス加工後の表面粗さＲａは焼鈍前の鋼板の鋼板表面から深さ方向に５０μｍまでの相当転位密度を変化させることによって調整することができる。
　［めっき皮膜］
　本発明の缶用鋼板にめっき皮膜を施す場合、鋼板の表面処理としてＳｎめっき、Ｎｉめっき、Ｃｒめっき等を施してもよい。さらに化成処理を施してもよいし、ラミネート等の有機皮膜を形成してもよい。
　＜板厚が０．１ｍｍ以上０．６ｍｍ以下＞
　本発明の缶用鋼板は、板厚が０．１ｍｍ以上０．６ｍｍ以下である場合、加工性と耐肌荒れ性の双方を向上させるという効果が顕著に得られる。そのため、板厚を０．１ｍｍ以上０．６ｍｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは、板厚は、０．１ｍｍ以上０．４ｍｍ以下である。本発明では、所望の板厚は、冷間圧延率を変化させることにより調整することができる。
　［製造方法］
　続いて、本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。本発明の缶用鋼板の製造方法では、前述した成分組成からなるスラブを、加熱温度：１０００℃以上１３００℃以下で加熱し、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以上７００℃以下の温度で巻取り、酸洗、冷間圧延後、焼鈍前の鋼板の鋼板表面から深さ方向に５０μｍまでの相当転位密度ρが１．０×１０１５ｍ－２以上である鋼板に対して５５０℃以上７００℃以下の焼鈍を行う。
　＜１０００℃以上１３００℃以下の温度でスラブ加熱＞
　本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。得られたスラブを、粗圧延した後又は直接熱間仕上げ圧延機に装入し、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度は後述の仕上げ圧延温度確保の観点から１０００℃以上とする。スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、窒化物が多量に発生し、焼鈍後未再結晶粒の残存を招き、降伏強度が上昇する。そのため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とする。
　＜８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延＞
　熱間圧延では、必要に応じて粗圧延を行った後、仕上げ圧延温度８００℃以上１０００℃以下で仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延温度が８００℃を下回ると、鋼板原板の組織が不均一になり、加工性や表面外観が劣化する。そのため、仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。また、１０００℃を超えて圧延するとスケール疵などの原因となり表面外観を損ねる。そのため、仕上げ圧延温度は１０００℃以下とする。
　＜６００℃以上７００℃以下の温度で巻取り＞
　巻取り温度が６００℃を下回ると、析出物が十分に析出せず、固溶Ｃや固溶Ｎが増加し降伏強度が上昇する。さらに時効劣化により更なる降伏強度の上昇が起こる。このため、巻取り温度は６００℃以上とする。また、巻取り温度が７００℃を超えると表層のスケールが成長して表面欠陥の原因となりやすい。このため、巻取り温度は７００℃以下とする。
　＜焼鈍前の鋼板の表面から深さ方向に５０μｍまでの相当転位密度を１．０×１０１５ｍ－２以上に制御＞
　巻取り後、酸洗、冷間圧延、洗浄をしてから、焼鈍を行うが、焼鈍前の鋼板の表面から深さ方向に５０μｍまでの相当転位密度を１．０×１０１５ｍ－２以上とすることで、焼鈍後の鋼板表層の結晶粒を微細とすることができる。より好ましくは１．０×１０１６ｍ－２以上とする。また、前記相当転位密度の上限値は、特に限定されないが、表面剥離の防止の観点から、１．０×１０１８ｍ－２以下であることが好ましい。
　焼鈍前の鋼板の表面から深さ方向に５０μｍまでの相当転位密度を１．０×１０１５ｍ－２以上とする方法は特に規定されるものではない。しかし、冷延鋼板を製造する際に通常行われている５０～９５％程度の冷延圧下率の範囲では鋼板表層に１．０×１０１５ｍ－２以上の相当転位密度を得ることは難しい。焼鈍前の鋼板の表面から深さ方向に５０μｍまでの相当転位密度を１．０×１０１５ｍ－２以上とする方法としては、例えば冷間圧延後の冷延鋼板にショットブラスト処理又は高強度ブラシによるひずみ付与処理を施す方法が挙げられる。また、前記相当転位密度を１．０×１０１５ｍ－２以上とする別の方法としては、冷間圧延最終段または冷間圧延後の冷延鋼板に、高粗度ロールによる低圧下率での追加圧延を施す方法が挙げられる。前記高粗度ロールとしては、例えば、ロール粗さＲａが２．０～１０．０μｍのロールを用いることができる。また、前記低圧下率での追加圧延は、例えば、圧下率０．１～１０％で行うことができる。
　〔相当転位密度〕
　相当転位密度は以下の方法によって測定することができる。焼鈍前の各々の鋼板から、１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を採取し、試験片の裏面から板厚５０μｍとなるまで研磨を行った後、フッ酸にて裏面表層の研磨歪層を除去する。この試験片を用いてＸ線回折実験を行い、鋼板の（１１０）、（２１１）、（２２０）結晶面のピークの半値幅を求める。この半値幅を用いてＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法により試験片の不均一歪εを求める。この不均一歪εを、非特許文献１（中島ら「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価法」、ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．１７、２００４、ｐ．３９６）中に記載の式：ρ＝１４．４ε２／ｂ２に代入し、相当転位密度ρを求める。なお、ｂは、バーガースベクトルの大きさ（ｍ）であり、ｂの値は２．５×１０－１０ｍである。
　＜５５０℃以上７００℃以下の温度で焼鈍＞
　焼鈍は、連続焼鈍炉、箱焼鈍炉のいずれを用いた方法で行われても良い。焼鈍温度が５５０℃未満では、鋼板表層に高い相当転位密度を導入したとしても、未再結晶粒が残存する恐れがある。一方、７００℃を超える高温度域で焼鈍を行うと、結晶粒が非常に粗大になり、プレス後に肌荒れの発生を招き、耐肌荒れ性に劣る。そのため、焼鈍温度は５５０℃以上７００℃以下とする。焼鈍温度は５７０℃以上６８０℃以下がより好ましい。
　＜めっき処理＞
　焼鈍後、めっき処理を行ってもよい。めっき処理を行う場合、鋼板の表面処理としてＳｎめっき、Ｎｉめっき、Ｃｒめっき等を施してもよい。さらに化成処理を施してもよいし、ラミネート等の有機皮膜を形成してもよい。めっき処理後、表面粗度の調整などのため調質圧延を行うことが好ましい。この際、調質圧延の圧延率（伸長率）は、０．５％～１．５％程度とすることが好ましい。
　以上、説明した本発明の缶用鋼板は、降伏強度が低く、加工性に優れ、表面外観において、耐肌荒れ性に優れると共に、縞状欠陥が抑制される。本発明の缶用鋼板は、例えば２ピース缶用として適用することができる。
　以下、本発明の実施例について説明する。
　まず、表１に示す成分組成からなる溶鋼を、真空脱ガス処理後、連続鋳造によりスラブとした。次いで上記スラブを１２５０℃で加熱し、スケール除去後、板厚４０ｍｍまで粗圧延した。次いで、スケール除去装置で鋼板表層を冷却した後、３．２ｍｍ厚まで仕上げ圧延し、所定の温度でコイルに巻き取った。
　次いで、巻取り後の鋼板を酸洗し、冷間圧延した。前記冷間圧延後、一部のサンプルは、相当転移密度を調整するために、ロール粗さＲａ＝２．１～７．４μｍのロールを用いて追加圧延を施し、０．４ｍｍ厚（冷間圧延率：８７％）とした。追加圧延は圧延率５％で実施した。また、前記冷間圧延後、別の一部のサンプルについては、ショットブラスト処理（ショット条件：スチールショット（平均粒径０．５ｍｍ）を圧力０．５ＭＰａで３００秒吹きつけ）を施した。なお、全てのサンプルは最終板厚が０．４ｍｍとなるように前段での冷間圧延率を調整した。冷延板は前処理として脱脂、酸洗した後、連続焼鈍ラインで焼鈍し、伸長率１．０％の調質圧延を行った。
　上記の相当転移密度は、前述の方法に従って測定した。得られた鋼板については機械特性評価、結晶粒径測定を行った。表２に得られた鋼板の表面粗さＲａ（μｍ）を併せて示した。
　機械特性評価では、引張試験により、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）を評価した。引張特性は、ＪＩＳ　Ｚ２２０１記載の５号試験片に加工した後、ＪＩＳ　Ｚ２２４１記載の試験方法に従って行った。結晶粒径はＪＩＳ　Ｇ０５５１に基づく切断法によりフェライト平均結晶粒径を測定した。
　更に、鋼板から１００ｍｍ径の円形ブランクを採取して、これを５段階の多段絞り成型で１４ｍｍ径の円筒状に成型した後、触針式粗さ測定器を用いて缶胴部の表面粗さＲａを測定し、加工性（成形性）の評価と、表面外観の評価として耐肌荒れ性の評価と縞状欠陥の抑制性の評価を行った。加工性の評価は２００個の絞り成型を行い、割れや疵など不良の発生しなかったものを○、発生したものを×とした。耐肌荒れ性の評価は缶胴部の表面粗さＲａが０．５μｍ未満を◎、０．５μｍ以上０．７μｍ以下を○、０．７μｍ超えを×とした。縞状欠陥の抑制性の評価は、加工後の表面に縞状などの欠陥が発生したものを×とし、それ以外を○とした。
　上記の製造条件及び評価結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　本発明例は加工性に優れ、表面外観において、耐肌荒れ性に優れると共に縞状欠陥を抑制でき、缶用鋼板として適した性能を有していた。一方、比較例では加工性、表面外観の少なくとも一方が劣っていた。具体的には、試料Ａ４、Ｂ３は、鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％を超えており、鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径（ｄ１）と全厚平均結晶粒径（ｄ２）とについて、ｄ１／ｄ２が０．８を超えていたため、表面外観において、耐肌荒れ性に劣り、縞状欠陥が発生した。
　また、試料Ｃ３は、鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％を超えており、全厚平均結晶粒径（ｄ２）が１１．０μｍ未満であったため、加工性に劣り、縞状欠陥が発生した。試料Ｄ１は、用いた鋼のＣ含有量が０．００５０質量％を超えており、鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％を超えており、全厚平均結晶粒径（ｄ２）が１１．０μｍ未満であるため、加工性に劣っていた。
　また、試料Ｅ１は、用いた鋼のＣ含有量が０．００１０質量％未満であり、鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％を超えていたため、加工性と耐肌荒れ性の双方に劣っていた。試料Ｆ１は、用いた鋼のＭｎ含有量が０．３質量％を超えており、鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％を超えていたため、加工性に劣っていた。
 

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎ：０．００４％以下を含有し、Ｔｉ：０．０１％以上０．０６％以下および／またはＮｂ：０．０１％以上０．０４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　鋼板表面の未再結晶粒の占める面積率が０．１０％以下、鋼板表面から深さ５０μｍまでの組織における平均結晶粒径（ｄ１）と全厚平均結晶粒径（ｄ２）とがｄ１≦０．８×ｄ２の関係を満たし、かつｄ２が１１．０μｍ以上である缶用鋼板。
  2. 　前記成分組成として、更に、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下を含有する請求項１に記載の缶用鋼板。
  3. 　鋼板表面にめっき皮膜が形成された請求項１または２に記載の缶用鋼板。
  4. 　板厚が０．１ｍｍ以上０．６ｍｍ以下である請求項１～３のいずれか１項に記載の缶用鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の缶用鋼板の製造方法であり、
    鋼スラブを加熱温度：１０００℃以上１３００℃以下で加熱し、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以上７００℃以下の温度で巻取り、酸洗、冷間圧延後、焼鈍前の鋼板の表面から深さ方向に５０μｍまでの相当転位密度ρが１．０×１０１５ｍ－２以上である鋼板に対して５５０℃以上７００℃以下の焼鈍を行う缶用鋼板の製造方法。
    　ここで、前記相当転移密度ρは、１４．４ε２／ｂ２から算出される（εは鋼板の不均一歪を表し、ｂは２．５×１０－１０ｍである。）。
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