WO2019026739A1 - 王冠用鋼板、王冠、および王冠用鋼板の製造方法 - Google Patents

王冠用鋼板、王冠、および王冠用鋼板の製造方法 Download PDF

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房亮 假屋
卓嗣 植野
嘉秀 山本
克己 小島
文吾 舘野
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for a crown, and more particularly to a steel plate for a crown which can produce a crown excellent in formability and sufficient in pressure resistance even in a beverage having a high carbon dioxide content.
  • the present invention also relates to a crown made using the crown steel plate, and a method of manufacturing the crown steel plate.
  • the internal pressure may be very high, at least 180 psi (1.241 MPa), and the crown may be deformed to cause leakage of the contents. Therefore, in order to prevent the leakage of the contents, a liner made of resin is mainly attached to the crown as a sealing material, and the adhesion between the mouth and the crown is enhanced. Above all, in a crown used for high GV carbonated drinks, the pressure resistance of the crown is improved by using a soft liner.
  • SR Single Reduced steel plate
  • the SR steel plate is a steel plate manufactured by performing annealing after further thinning the steel plate by cold rolling and further performing temper rolling.
  • the plate thickness of the conventional steel plate for crown is generally 0.22 mm or more, and sufficient pressure resistance and formability are secured by applying SR material made of mild steel used for food and beverage cans and the like. It was possible.
  • the demand for thinning of steel sheets for crowns has also increased in order to reduce the cost of the crown.
  • the crown manufactured by the conventional SR material lacks the pressure resistance.
  • a DR (Double Reduced) steel plate is used, which is cold-rolled again and hardened by work after annealing.
  • a center part is squeezed to some extent at the early stage of shaping
  • the material of the crown is a steel plate with low material uniformity
  • the crown outer diameter and the crown height may be uneven and deviate from the product specification. If the crown outer diameter and the crown height are irregular and deviate from the product specification, there is a problem that the yield when a large number of crowns are manufactured is reduced.
  • a crown whose outside diameter and height are out of specification is likely to leak its contents during transportation after it is plugged into a bottle, and has a problem that it does not play a role as a lid.
  • Patent Document 1 C: 0.0010% to 0.0060%, Si: 0.005 to 0.050%, Mn: 0.10% to 0.50% by mass. , Ti: 0 to 0.100%, Nb: 0 to 0.080%, B: 0 to 0.0080%, P: 0.040% or less, S: 0.040% or less, Al: 0.1000%
  • a steel plate for crowns which contains N: 0.0100% or less, and has a component composition in which the balance is Fe and impurities.
  • the crown steel plate further has a minimum r value of 1.80 or more in a direction of 25 to 65 ° with respect to the rolling direction of the steel plate, and is 0 ° or more and less than 360 ° with respect to the rolling direction.
  • the average value of the r value in the direction is 1.70 or more, and the yield strength is 570 MPa or more.
  • the r value in a predetermined direction is obtained by setting the interstand tension and annealing temperature in secondary cold rolling to a predetermined relationship. Is a value suitable for crown processing.
  • the steel plate obtained by this method has large variations in the material, and it is difficult to put it to practical use for beverages with a high carbon dioxide content. It is.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and is excellent in moldability and can be applied to beverages with high carbon dioxide gas content by using a soft liner even when it is thinned.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate for a crown capable of producing a crown having sufficient compressive strength.
  • Another object of the present invention is to provide a crown made using the crown steel plate, and a method of manufacturing the crown steel plate.
  • C 0.0060% or more and 0.0100% or less
  • Si 0.05% or less
  • Mn 0.05% or more and 0.60% or less
  • P 0.050% or less
  • S 0.050% or less
  • Al 0.020% or more and 0.050% or less
  • N 0.0070% or more and 0.0140% or less
  • the balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities
  • It has a ferrite phase in a region from a depth of 1/4 of the plate thickness to the center of the plate thickness, and the standard deviation of ferrite grain size in the ferrite phase is 7.0 ⁇ m or less
  • Yield strength in the rolling direction is 560 MPa or more and 700 MPa or less
  • a steel plate for crowns having a difference of 25 MPa or more in yield strength in a 2% strain tensile test in a rolling direction and in tensile test after heat treatment at 170 ° C. for 20 minutes.
  • Winding temperature hot rolling process of winding at 550 to 750 ° C.
  • a pickling step of pickling after the hot rolling step
  • Primary cold rolling step of cold rolling at a rolling reduction of 88% or more after the pickling step
  • a continuous annealing step of continuous annealing after the primary cold rolling step
  • the secondary cold rolling step of performing cold rolling at a rolling reduction of 10 to 40% In the continuous annealing process, Heating up to a soaking temperature of 660 to 760 ° C., an average heating rate in the temperature range of 600 ° C.
  • an average cooling rate primary cooling to a temperature of 1050C / s or more and 450C or less
  • an average cooling rate a method for producing a steel plate for crown, which is secondarily cooled to a temperature of 140 ° C. or less at 5 ° C./s or more.
  • a crown having a sufficient pressure resistance that can be applied to a beverage with a high carbon dioxide content can be produced by using a soft liner even if the moldability is excellent and the thickness is reduced. It is possible to provide a steel plate for crown that can be made.
  • C More than 0.0060% and 0.0100% or less
  • the C content is 0.0060% or less
  • the ferrite of the steel plate after the secondary cold rolling described later becomes coarse and the formability is deteriorated, and the steel is formed
  • the crown outer diameter and crown height become uneven.
  • the yield strength difference between 2% strain tension and retension in the rolling direction is less than 25 MPa, and high compressive strength can not be obtained even when a soft liner is used in combination. .
  • the C content is more than 0.0100%, the ferrite of the steel plate after secondary cold rolling becomes too fine, the steel plate strength excessively increases, and the formability deteriorates, and the crown diameter and the formed crown The crown height becomes uneven. Therefore, the C content is more than 0.0060% and 0.0100% or less. Preferably, the C content is 0.0065% or more and 0.0090% or less.
  • the content of Si is 0.05% or less.
  • the content of Si is preferably made 0.004% or more.
  • Mn 0.05% or more and 0.60% or less
  • the content of Mn is set to 0.05% or more.
  • the Mn content is set to 0.60% or less.
  • the Mn content is 0.10% or more and 0.50% or less.
  • P 0.050% or less
  • the upper limit value of P content is set to 0.050%.
  • P content in order to make P content less than 0.001%, since de-P cost becomes excessive, it is preferable to make P content into 0.001% or more.
  • S 0.050% or less S combines with Mn in a steel plate to form MnS and precipitates in a large amount to reduce the hot ductility of the steel plate. This effect becomes significant when the S content exceeds 0.050%. Therefore, the S content is made 0.050% or less. On the other hand, in order to make S content into less than 0.005%, since de-S cost becomes excessive, it is preferable to make S content into 0.005% or more.
  • Al 0.020% or more and 0.050% or less
  • Al is an element to be contained as a deoxidizing agent, and forms N and AlN in the steel to reduce solid solution N in the steel. If the Al content is less than 0.020%, the effect as a deoxidizer is insufficient, causing solidification defects and increasing the steelmaking cost. In addition, when the Al content is less than 0.020%, an appropriate amount of AlN can not be secured at the time of recrystallization of ferrite in annealing, so the standard deviation of ferrite grain size after annealing becomes large, and after secondary cold rolling The ferrite grain size of the steel plate becomes coarse, and the formed crown outer diameter and crown height become uneven. Therefore, the Al content is 0.020% or more.
  • the Al content is preferably 0.030% or more.
  • the Al content is more than 0.050%, formation of AlN increases, the amount of N contributing to steel plate strength as solid solution N described later decreases, and the steel plate strength decreases. Therefore, the Al content is made 0.050% or less.
  • the Al content is preferably 0.045% or less.
  • the component composition of the steel plate for crowns in one embodiment of this invention can consist of the said element, Fe of remainder, and an unavoidable impurity.
  • the metallographic structure of the steel plate for a crown according to the present invention has a ferrite phase at least in a region from a depth of 1 ⁇ 4 of the plate thickness to the center of the plate thickness, and the standard deviation of ferrite grain size in the ferrite phase is 7 It is important that the thickness is less than 0 ⁇ m.
  • the region from the depth of 1 ⁇ 4 of the plate thickness to the center of the plate thickness is mainly composed of a ferrite phase, and the remaining part is cementite, and the ferrite phase is preferably 85% by volume or more.
  • the standard deviation of the ferrite grain size in the above region is set to 7.0 ⁇ m or less.
  • the standard deviation is preferably 6.5 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but it is difficult to set the width to less than 5.0 ⁇ m due to fluctuations in manufacturing conditions and the like. Therefore, the standard deviation is preferably 5.0 ⁇ m or more.
  • the metal structure of the steel plate for crowns can be evaluated using a structure photograph taken using an optical microscope.
  • the specific procedure is as follows. First, a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the crown steel plate is from the plate thickness 1/4 depth position (the position from the surface to the plate thickness direction 1 ⁇ 4 in the above section) to the plate thickness 1/2 position The region is observed with a light microscope to obtain a tissue photograph. The ferrite is then identified by visual judgment using the obtained structure photograph. Thereafter, the structure photograph is subjected to image analysis to determine the grain size of ferrite, and the grain size distribution of ferrite grain size is determined in each visual field to calculate the standard deviation. The value obtained by averaging the standard deviations in 10 fields of view is taken as the standard deviation of the ferrite grain size. More specifically, it can be evaluated by the method described in the examples.
  • the said metal structure can be obtained by manufacturing the steel plate for crowns on the conditions mentioned later using the steel slab which has the component composition mentioned above as a raw material.
  • the upper limit of the difference in yield strength is not particularly limited, but if the difference in yield strength is excessively large, the steel plate strength excessively increases due to heat treatment, so the shape of the crown becomes uneven when used for a crown. There is a case. Moreover, when many crowns are shape
  • the said yield strength difference can be measured by the method according to the test method of the amount of baking and hardening of a coating (BH amount) prescribed
  • BH amount a coating
  • tensile test pieces of JIS No. 5 size are taken from the steel plate for crown in parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • a tensile test is performed according to “JIS G3135” using the test piece to measure a 2% pre-strain load. That is, 2% of prestrain is given to a test piece, the load at that time (2% prestrain load: P1) is read, and then the load is removed.
  • the pre-strained test piece is subjected to heat treatment at 170 ° C.
  • BH amount MPa
  • P2 load after heat treatment
  • A pre-strain
  • the yield strength difference satisfying the above-described conditions can be obtained by using a steel slab having the above-described component composition as a raw material and manufacturing a steel plate for crown under the conditions described later.
  • yield strength In the steel plate having the above component composition and structure, high strength, specifically, yield strength of 560 MPa or more can be secured. That is, when used for a crown, the steel plate for crowns is required to have a pressure resistance such that the crown crimped to the mouth of the bottle does not come off due to the internal pressure.
  • the plate thickness of the steel plate for crowns used conventionally was 0.22 mm or more, but in thinning to make the plate thickness 0.20 mm or less, particularly 0.18 mm or less, higher strength than before is required .
  • the yield strength of the steel plate for crowns shall be 560 MPa or more. In order to ensure a higher compressive strength, it is preferable to set the yield strength to 600 MPa or more. On the other hand, if the yield strength is too high, the crown height is lowered during crown molding and the crown shape becomes nonuniform, so the yield strength is made 700 MPa or less. The yield strength is more preferably 680 MPa or less.
  • the yield strength refers to the yield strength in the rolling direction of the crown steel plate. The said yield strength can be measured by the metal material tension test method shown by "JIS Z 2241".
  • the plate thickness of the above-mentioned steel plate for crowns is not particularly limited, and can be any thickness. However, from the viewpoint of cost reduction, the plate thickness is preferably 0.20 mm or less, more preferably 0.18 mm or less, and still more preferably 0.17 mm or less. If the plate thickness is less than 0.14 mm, disadvantages in terms of manufacturing cost occur, so the lower limit of the plate thickness is preferably 0.14 mm.
  • the manufacturing method of the steel plate for crowns in one embodiment of the present invention is explained.
  • the definition of the temperature is based on the surface temperature of the steel plate.
  • the average heating rate and the average cooling rate are values obtained by calculation based on the surface temperature of the steel plate.
  • the steel plate for a crown in one embodiment of the present invention can be manufactured by sequentially applying the following steps (1) to (5) to a steel slab having the above-described component composition.
  • (1) Hot rolling process (2) Pickling process (3) Primary cold rolling process (4) Continuous annealing process (5) Secondary cold rolling process
  • a steel adjusted to the above-mentioned component composition is melted by a converter or the like to manufacture a steel slab.
  • the steel slab may be produced by any method such as continuous casting, ingot casting, thin slab casting, etc., without being particularly limited, but in order to prevent macrosegregation of components, continuous casting may be used. It is preferable to manufacture.
  • the steel slab is subjected to a hot rolling process.
  • the steel slab is heated, and the heated steel slab is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling to form a hot rolled steel sheet, and the hot rolled steel sheet after the finish rolling to a coil Take up.
  • (heating) Slab heating temperature 1200 ° C. or more
  • the steel slab is reheated to a slab heating temperature of 1200 ° C. or more.
  • the slab heating temperature is set to 1200 ° C. or more.
  • N in the steel is considered to exist mainly as AlN. Therefore, (Ntotal ⁇ (N as AlN)) obtained by subtracting the N amount (N as AlN) existing as AlN from the total amount of N (N total) can be regarded as the solid solution N amount.
  • the solid solution N amount is preferably 0.0071% or more, and the solid solution N amount is ensured by setting the slab heating temperature to 1200 ° C. or more.
  • the more preferable solid solution N content is 0.0090% or more, and for that purpose, the slab heating temperature may be 1220 ° C. or more.
  • the upper limit of the slab heating temperature is preferably 1300 ° C. or less because the effect is saturated even when the temperature exceeds 1300 ° C.
  • (Finish rolling) Finishing rolling temperature 870 ° C. or higher
  • the finishing temperature in the hot rolling step is less than 870 ° C.
  • part of the ferrite of the steel sheet becomes fine, and the standard deviation of ferrite grain size becomes more than 7.0 ⁇ m and formability deteriorates
  • the temperature is 870 ° C. or higher.
  • raising the finish rolling temperature more than necessary may make it difficult to manufacture thin steel sheets.
  • the finish rolling temperature is preferably in a temperature range of 870 ° C. or more and 950 ° C. or less.
  • the rolling reduction of the final stand in the hot rolling process is 10% or more.
  • the rolling reduction of the final stand is less than 10%, a part of the ferrite of the steel plate becomes coarse, and the standard deviation of the ferrite grain size exceeds 7.0 ⁇ m, and the formability is deteriorated. And as a result, when using for a crown, crown shape becomes non-uniform
  • the rolling reduction of the final stand is preferably 12% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction of the final stand is not particularly limited, but it is preferably 15% or less from the viewpoint of rolling load.
  • Winding temperature 550 to 750 ° C
  • the coiling temperature in the hot rolling step is less than 550 ° C.
  • part of the ferrite of the steel sheet becomes fine, and the standard deviation of the ferrite grain size exceeds 7.0 ⁇ m, and the formability is deteriorated.
  • crown shape becomes non-uniform
  • the coiling temperature is higher than 750 ° C., a part of the ferrite of the steel sheet is coarsened, and the standard deviation of the ferrite grain size exceeds 7.0 ⁇ m, and the crown shape becomes nonuniform. Therefore, the winding temperature is set to 750 ° C. or less.
  • the winding temperature is preferably 600 ° C. or more and 700 ° C. or less.
  • the hot rolled steel sheet after the hot rolling step is pickled.
  • the oxide scale on the surface of the hot rolled steel sheet can be removed.
  • the pickling conditions are not particularly limited, and may be appropriately set according to a conventional method.
  • cold rolling is performed on the hot-rolled steel sheet after the pickling.
  • the cold rolling is performed in two divided continuous annealings.
  • the rolling reduction in the primary cold rolling process is 88% or more. If the rolling reduction in the primary cold rolling process is less than 88%, the strain applied to the steel sheet by cold rolling decreases, so recrystallization in the continuous annealing process becomes uneven, and the standard deviation of ferrite grain size is 7 .0 ⁇ m or more. As a result, the formability deteriorates, and the crown shape becomes nonuniform when used for a crown. Therefore, the rolling reduction in the primary cold rolling process is 88% or more.
  • the rolling reduction is preferably 89 to 94%.
  • Continuous annealing process Next, continuous annealing is performed on the primary cold rolled sheet.
  • the steel plate after the primary cold rolling step is heated to the soaking temperature, held in a temperature range of 660 to 760 ° C. for a predetermined time, and then primary cooling and secondary cooling are performed.
  • the conditions at that time are as follows.
  • Average heating rate from 600 ° C. to the soaking temperature 15 ° C./s or less Yield strength in the rolling direction of the steel plate (BH amount) when the average heating rate from 600 ° C. to the soaking temperature is more than 15 ° C./s ) Is less than 25 MPa.
  • the average heating rate is set to 15 ° C./s or less.
  • the average heating rate is preferably less than 10 ° C./s.
  • the average heating rate is preferably 1 ° C./s or more, and more preferably 2 ° C./s or more.
  • Holding time 60 seconds or less
  • the holding time (soaking time) to be held in the temperature range of 660 to 760 ° C. is 60 seconds or less.
  • C contained in the steel plate segregates to ferrite grain boundaries and precipitates as carbides in the cooling process after soaking.
  • the holding time is set to 60 seconds or less.
  • the lower limit of the holding time is not particularly limited, but if the holding time is less than 5 seconds, the stability when the steel sheet passes the soaking roll may be impaired, so the holding time is 5 seconds. It is preferable to set it as the above.
  • Average primary cooling rate 10 ° C./s or more After the soaking, cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./s or more to a temperature of 450 ° C. (primary cooling stop temperature) (primary cooling). If the average cooling rate (primary cooling average speed) in the primary cooling is less than 10 ° C./s, carbide precipitation is promoted during cooling, the amount of solid solution C contributing to the steel sheet strength decreases, and the yield strength decreases Do. Therefore, the primary cooling average speed is set to 10 ° C./s or more. On the other hand, since the above effect is saturated when the primary cooling average speed is more than 50 ° C./s, the primary cooling average speed is preferably 50 ° C./s or less.
  • Primary cooling stop temperature 450 ° C. or less If the cooling stop temperature (primary cooling stop temperature) in primary cooling is higher than 450 ° C., carbide precipitation is promoted after primary cooling, and the amount of solid solution C contributing to steel plate strength decreases , Yield strength is reduced. Therefore, the primary cooling stop temperature is set to 450 ° C. or less.
  • the lower limit of the primary cooling stop temperature is not particularly limited, but if the primary cooling stop temperature is less than 300 ° C., not only the carbide precipitation suppressing effect is saturated, but also the steel plate shape at the time of sheet passing deteriorates It may occur. Therefore, the primary cooling stop temperature is preferably 300 ° C. or more.
  • Average secondary cooling rate 5 ° C./s or more After the primary cooling, cooling to a temperature (secondary cooling stop temperature) of 140 ° C. or lower at an average cooling rate of 5 ° C./s or higher (secondary cooling). If the average cooling rate (secondary cooling average rate) in the secondary cooling is less than 5 ° C./s, the amount of solid solution C contributing to the steel sheet strength decreases, and the yield strength decreases. Therefore, the secondary cooling average speed is set to 5 ° C./s or more. On the other hand, if the secondary cooling average speed is more than 30 ° C./s, not only the effect is saturated but also excessive cost occurs in the cooling equipment. Therefore, the secondary cooling average speed is preferably 30 ° C./s or less, and more preferably 25 ° C./s or less.
  • Secondary cooling stop temperature 140 ° C. or less If the cooling stop temperature (secondary cooling stop temperature) in the secondary cooling is over 140 ° C., the amount of solid solution C contributing to the steel plate strength decreases and the yield strength decreases . Therefore, the said secondary-cooling stop temperature shall be 140 degrees C or less.
  • the lower limit of the secondary cooling stop temperature is not particularly limited, but if the secondary cooling stop temperature is less than 100 ° C., not only the effect is saturated but also excessive cost occurs in the cooling facility. Therefore, the secondary cooling stop temperature is preferably 100 ° C. or more, and more preferably 120 ° C. or more.
  • high yield strength can be obtained by performing the second cold rolling (secondary cold rolling) after the continuous annealing. At this time, if the rolling reduction of the secondary cold rolling is less than 10%, sufficient yield strength can not be obtained.
  • the rolling reduction of secondary cold rolling exceeds 40%, the anisotropy becomes excessive, and for example, when used for a crown, the uniformity of the crown shape is impaired. Therefore, the rolling reduction of secondary cold rolling is 10% or more and 40% or less. The rolling reduction is preferably more than 15% and 35% or less.
  • the cold-rolled steel plate obtained as described above may be subjected to surface treatment (for example, one or both of chemical conversion treatment and plating treatment), if necessary, to obtain a surface-treated steel plate.
  • chemical conversion treatment for example, electrolytic chromic acid treatment can be used.
  • the method of the said plating process is although it does not specifically limit, For example, electroplating can be used.
  • the plating treatment include tin plating, chromium plating, nickel plating and the like.
  • coating films, such as printing coating and an adhesion varnish can also be formed arbitrarily.
  • the film thickness of surface treatment layers, such as plating is small enough with respect to plate thickness, the influence on the mechanical characteristic of a steel plate is a negligible level.
  • the crown in one embodiment of the present invention can be obtained by molding the above-mentioned steel plate for crowns. More specifically, it is preferable to use a crown made of a metal portion made of the steel plate for the crown and a resin liner laminated on the inside of the metal portion.
  • the metal portion is composed of a disc-like portion for closing the bottle opening and a bowl-like portion provided around the periphery. Further, the resin-made liner is attached to the disc-like portion.
  • the crown can be manufactured, for example, by punching the crown steel plate into a circular blank, forming it by press forming, and then fusing the liner.
  • the heat sealing of the liner is carried out, for example, by dripping molten resin onto the disc-like portion on the side in contact with the contents of the crown and pressing the liner-shaped mold to form the liner and simultaneously heat sealing it to the steel plate. It can be carried out. Further, after the crown steel plate is punched into a circular blank and formed by press forming, a resin formed into a shape that is easily adhered to the bottle in advance is attached to a discoid portion on the side in contact with the contents of the crown with an adhesive. You may
  • soft resin As resin used for the said resin-made liners, soft resin is used.
  • soft resins include polyvinyl chloride, polyolefin, polystyrene and the like.
  • the resin liner preferably has an ultra-micro load hardness (HTL) of less than 0.70.
  • HTL ultra-micro load hardness
  • a liner with an ultra-micro load hardness of less than 0.70 is soft, so it is excellent in adhesion to the bottle opening. Therefore, the compressive strength of the crown can be further improved by using a resin liner having an ultra-micro load hardness of less than 0.70.
  • the said ultra-micro load hardness can be measured according to the method as described in "JIS Z2255" (2003). In the said measurement, the test piece cut out from the crown in the state by which the resin-made liners were stuck on the steel plate is used.
  • load-unload test is performed using a dynamic micro hardness tester, and using the test force P (mN) and the obtained maximum indentation depth: D ( ⁇ m), the following (2 ) Can be calculated.
  • the crown of the present invention is manufactured from a steel plate excellent in material uniformity, and therefore, when used as a crown of a high GV carbonated beverage, it is excellent in pressure resistance as a crown even if it is thinned.
  • the crown obtained from the steel plate for crown of the present invention is excellent in uniformity of the crown outer diameter and crown height, the yield in the crown manufacturing process is improved, and the amount of waste emissions associated with crown manufacture is reduced. Have an effect.
  • Example 1 First, in order to evaluate the influence of the component composition of the steel sheet, the following test was performed.
  • a steel slab having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and continuously cast to obtain a steel slab.
  • the obtained steel slab was treated to treatments in the hot rolling step, the pickling step, the primary cold rolling step, the continuous annealing step, and the secondary cold rolling step under the conditions shown in Table 2, in order,
  • the steel plate of the plate thickness shown in Table 3 was manufactured.
  • the photograph of the structure of the crown steel plate was taken using an optical microscope, and the standard deviation of the ferrite grain size in the region from the depth of 1 ⁇ 4 of the thickness to the thickness center was determined from the obtained structure photograph.
  • the specific procedure was as follows. First, a plate thickness section parallel to the rolling direction of the crown steel plate was polished and then corroded with a corrosive liquid (3 volume% nital). Then, ten fields of view randomly selected from the area from the 1 ⁇ 4 depth position of the cross section (1 ⁇ 4 position in the cross section to the thickness direction in the cross section) to the 1 ⁇ 2 position of the thickness The tissue photograph was obtained by observation at a magnification of 400 using a light microscope.
  • Ferrite was specified by visual judgment using the obtained structure photograph, and ferrite particle size was determined by image analysis. Thereafter, the grain size distribution of ferrite grain size was determined in each visual field, and the standard deviation was calculated. The value obtained by averaging the standard deviations in the 10 fields of view is taken as the standard deviation of the ferrite grain size.
  • the image analysis used image analysis software “Stream Essentials” manufactured by Olympus Corporation.
  • yield strength difference The difference between the yield strength in the rolling direction (yield strength difference) between the 2% strain tensile test and the tensile test after heat treatment of the above crown steel plate is the paint baking hardening amount (JIS G3135) It calculated
  • JIS G3135 paint baking hardening amount
  • BH (P2-P1) / A (1)
  • N in the steel is considered to exist mainly as AlN. Therefore, a value (Ntotal ⁇ (N as AlN)) obtained by subtracting the N amount (N as AlN) existing as AlN from the total amount of N (N total) is calculated, and this is used as the solid solution N amount.
  • the amount of N present as AlN was determined by dissolving the sample in 10% Br in methanol and analyzing the residue.
  • the obtained crown steel plate was formed into a crown according to the procedure described below, and the formability of the crown steel plate was evaluated.
  • the crown steel plate subjected to heat treatment 210 ° C., 15 minutes
  • the value of the standard deviation (mm) was used as an index of formability.
  • the said standard deviation is 0.09 mm or less, a crown shape is excellent, and when it exceeds 0.09 mm, it can be said that it is inferior.
  • a resin liner was attached to the inside of the disc-like portion of the molded crown to make a crown provided with a resin liner.
  • the soft liner which consists of various resin whose ultra-micro load hardness is less than 0.70 was used.
  • the pressure resistance strength and the ultra-fine load hardness of the liner were evaluated by the procedure described below.
  • the ultra-micro load hardness of the liner was measured according to the method described in "JIS Z2255" (2003). In the said measurement, the test piece cut out from the crown in the state by which the resin-made liners were stuck on the steel plate was used. The test piece is bonded and fixed on the steel plate side with epoxy resin in a state of leveling, and load-unload test is performed using a dynamic microhardness tester (DUH-W201S, manufactured by Shimadzu Corp.) to perform ultra-microload The hardness was measured.
  • a dynamic microhardness tester DH-W201S, manufactured by Shimadzu Corp.
  • Measurement conditions are test force P: 0.500 mN, loading speed: 0.142 mN / s, holding time: 5 seconds, temperature: 23 ⁇ 2 ° C., humidity: 50 ⁇ 5%, made of diamond with an interval of 115 ° A triangular cone indenter was used.
  • the evaluation results of each item are as shown in Table 3.
  • the steel plates 1 to 22 had a yield strength in the rolling direction of not less than 560 MPa and a standard deviation of the crown height of not more than 0.09 mm, and the crown formability was good.
  • No. 1 which does not satisfy the requirements of the present invention. Since the steel sheet of 23 to 25 contains too much C, the standard deviation of ferrite grain size becomes more than 7.0 ⁇ m, and as a result, the crown formability is inferior such that the standard deviation of crown height is more than 0.09 mm. It was
  • the 29 steel plates had an excessively high Mn content, so the standard deviation of ferrite grain size was more than 7.0 ⁇ m, and as a result, the crown formability was inferior such that the standard deviation of crown height was more than 0.09 mm. .
  • the evaluation results of each item are as shown in Table 5.
  • the steel plates 39, 42, 44, 46, 47, 51 to 54, 57, 58, 62, 63, 65, 68, 69 have a yield strength in the rolling direction of 560 MPa or more and a standard deviation of crown height of 0.. It was 09 mm or less, the crown moldability was good, and the pressure resistance was good.
  • No. 1 which is a comparative example.
  • Steel plates 40, 48, 49, 60, 61, 67, 70 have slab heating temperatures, soaking holding times, primary cooling average speeds, secondary cold rolling reductions, secondary cooling average speeds, primary cooling stop temperatures, It has been found that the yield strength in the rolling direction is reduced because at least one of the next cooling stop temperatures is outside the scope of the present invention.
  • No. 1 which is a comparative example. Since the steel plates of 52, 57, 66 had an average heating rate too high, the yield strength difference was less than 25 MPa, and the pressure resistance was inferior.
  • No. 1 which is a comparative example.
  • the steel sheet of 71 to 76 has a component composition outside the range of the present invention, and any of the secondary cooling average speed, the secondary cooling stop temperature, and the secondary cold rolling reduction ratio is outside the range of the present invention.
  • the standard deviation of the ferrite grain size was more than 7.0 ⁇ m, and the standard deviation of the crown height was more than 0.09 mm, and the crown formability was inferior.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．００６０％超０．０１００％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．６０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以上０．０５０％以下、Ｎ：０．００７０％以上０．０１４０％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、板厚の１／４の深さから板厚中心までの領域にフェライト相を有し、前記フェライト相におけるフェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ以下であり、また圧延方向における降伏強度が５６０ＭＰａ以上７００ＭＰａ以下で、かつ圧延方向の２％ひずみ引張試験における降伏強度と１７０℃で２０分の熱処理後の引張試験における降伏強度の差を２５ＭＰａ以上とすることにより、成形性に優れ、かつ、薄肉化した場合であっても、軟質なライナーを用いることで、高い炭酸ガス含有量の飲料に適用できる十分な耐圧強度を備えた王冠を製造することができる王冠用鋼板を提供する。

Description

王冠用鋼板、王冠、および王冠用鋼板の製造方法
　本発明は、王冠用鋼板に関し、特に、成形性に優れるとともに、炭酸ガス含有量の高い飲料においても十分な耐圧強度に優れる王冠を製造することができ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。
　清涼飲料水や酒類などの飲料用の容器には、ガラス瓶が多く用いられている。特に、細口のガラス瓶には、王冠と呼ばれる金属製の栓が広く用いられている。一般的に、王冠は、薄鋼板を素材としてプレス成形によって製造され、瓶の口を塞ぐ円盤状の部分と、その周囲に設けられた襞状の部分からなり、襞状の部分を瓶の口にかしめることによって瓶を密封する。
　王冠が用いられる瓶には、ビールや炭酸飲料など、高い内圧を生じる内容物が充填されることが多い。このため、温度の変化などで内圧が高まった場合にも、王冠が変形して瓶の密封が破られることがないように、王冠には耐圧強度が必要である。一般的に炭酸飲料の炭酸ガス含有量（ＧＶ）はビールより高いため、王冠が炭酸飲料に使用される場合には特に高い耐圧強度が求められる。
　高ＧＶの炭酸飲料が常温以上となる倉庫内で保管されると、場合によっては内圧が１８０ｐｓｉ（１．２４１ＭＰａ）以上と非常に高くなり、王冠が変形して内容物の漏洩を招く。そこで、内容物の漏洩を防止するため、主に樹脂製のライナーがシール材として王冠に貼付されており、瓶口と王冠の密着性を高めている。中でも高ＧＶの炭酸飲料に用いられる王冠では、軟質なライナーを用いることで王冠の耐圧強度を向上させている。
　しかし、軟質のライナーを用いることによる耐圧強度の向上には限界があるため、内圧が１８０ｐｓｉ（１．２４１ＭＰａ）以上と高くなる場合であっても王冠の変形を防ぐためには、王冠を製造するための素材として、高強度の鋼板を用いる必要がある。また、素材の強度が十分であっても、王冠に用いられる薄鋼板の材質均一性が低い場合には、王冠の形状が不揃いになって製品規格から外れるものが含まれることになる。王冠の形状が不良であると十分な密封性が得られない場合があるため、素材鋼板には材質均一性に優れていることも求められる。
　王冠の素材となる薄鋼板としては、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、０．２２ｍｍ未満、とりわけ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。耐圧強度を確保するためには、薄肉化に伴う強度の低下を補う必要があり、そのため、焼鈍後に再度冷間圧延を施して加工硬化させる、ＤＲ（Double Reduced）鋼板が用いられている。
　また、王冠用鋼板から王冠を製造する際には、成形初期に中央部がある程度絞られ、その後、外縁部がひだ形状に成形される。ここで、王冠の素材が材質均一性の低い鋼板であると、王冠外径および王冠高さが不揃いになって製品規格から外れることがある。王冠外径および王冠高さが不揃いになって製品規格から外れるものがあると、大量に王冠を製造した際の歩留りが低下するといった問題がある。さらに、外径および高さが規格を外れた王冠は、瓶に打栓された後の輸送中に内容物の漏洩が生じ易く、蓋としての役割を果たさないといった問題もある。また、王冠の外径および高さが製品規格内であっても、鋼板強度が低い場合には、耐圧強度を高める役割のある軟質のライナーを王冠に貼付しても、耐圧強度不足により王冠が外れる可能性がある。
　以上の点を踏まえ、例えば特許文献１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。
特許第６０５７０２３号公報
　特許文献１に記載の鋼板では、０．００６０％以下のＣを含有した鋼を用い、二次冷間圧延におけるスタンド間張力と焼鈍温度を所定の関係とすることにより、所定の方向におけるｒ値を王冠加工に適した値としている。しかし、金属組織形成に影響を及ぼす熱間圧延工程を制御していないため、この方法で得られる鋼板では材質のばらつきが大きくなり、高い炭酸ガス含有量の飲料に対して実用に供するのは困難である。
　本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであって、成形性に優れ、かつ、薄肉化した場合であっても、軟質なライナーを用いることで、高い炭酸ガス含有量の飲料に適用できる十分な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。
　本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
　　Ｃ　：０．００６０％超０．０１００％以下、
　　Ｓｉ：０．０５％以下、
　　Ｍｎ：０．０５％以上０．６０％以下、
　　Ｐ　：０．０５０％以下、
　　Ｓ　：０．０５０％以下、
　　Ａｌ：０．０２０％以上０．０５０％以下、および
　　Ｎ　：０．００７０％以上０．０１４０％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、
　板厚の１／４の深さから板厚中心までの領域にフェライト相を有し、前記フェライト相におけるフェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ以下であり、
　圧延方向における降伏強度が５６０ＭＰａ以上７００ＭＰａ以下であり、
　圧延方向の２％ひずみ引張試験における降伏強度と、１７０℃で２０分の熱処理後の引張試験における降伏強度の差が２５ＭＰａ以上である、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未満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加熱し、仕上圧延温度：８７０℃以上、最終スタンドの圧下率：１０％以上の条件で熱間圧延したのち、巻取り温度：５５０～７５０℃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、圧下率：８８％以上で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、連続焼鈍する連続焼鈍工程と、
　前記連続焼鈍工程後に、圧下率：１０～４０％で冷間圧延を行う二次冷間圧延工程とを有し、
　前記連続焼鈍工程においては、
　　６６０～７６０℃の均熱温度まで、６００℃から前記均熱温度までの温度域における平均加熱速度：１５℃／ｓ以下の条件で加熱し、
　　次いで、６６０～７６０℃の温度域に６０秒以下の保持時間保持し、
　　前記保持後、平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で４５０℃以下の温度まで一次冷却し、
　　引き続き、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で１４０℃以下の温度まで二次冷却する、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、軟質なライナーを用いることで、高い炭酸ガス含有量の飲料に適用できる十分な耐圧強度を備えた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。
　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。
Ｃ：０．００６０％超０．０１００％以下
　Ｃ含有量が０．００６０％以下であると、後述する二次冷間圧延後の鋼板のフェライトが粗大となって成形性が悪化し、成形した王冠外径および王冠高さが不均一となる。また、Ｃ含有量が０．００６０％以下であると、圧延方向における２％ひずみ引張と再引張との降伏強度差が２５ＭＰａ未満となり、軟質なライナーを併用しても高い耐圧強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．０１００％超であると、二次冷間圧延後の鋼板のフェライトが微細となりすぎて鋼板強度が過剰に上昇して成形性が劣化し、成形した王冠外径および王冠高さが不均一となる。そのため、Ｃ含有量は０．００６０％超０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００６５％以上０．００９０％以下とする。
Ｓｉ：０．０５％以下
　Ｓｉ含有量が高すぎると、Ｃと同様の理由により、王冠外径および王冠高さの均一性が損なわれる。よって、Ｓｉの含有量は０．０５％以下とする。また、過剰にＳｉを低下させることは製鋼コストの増大を招くため、Ｓｉの含有量は０．００４％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．０５％以上０．６０％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。よって、Ｍｎの含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、Ｃと同様の理由により、王冠外径および王冠高さの均一性が損なわれる。よって、Ｍｎの含有量は０．６０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１０％以上０．５０％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の硬質化や耐食性の低下が引き起こされる。また、焼鈍後のフェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、王冠高さが不均一となる。よって、Ｐ含有量の上限値は０．０５０％とする。また、Ｐ含有量を０．００１％未満とするためには脱Ｐコストが過大となるため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０５０％以下
　Ｓは、鋼板中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、多量に析出することで鋼板の熱間延性を低下させる。Ｓ含有量が０．０５０％を超えるとこの影響が顕著となる。よって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。一方、Ｓ含有量を０．００５％未満とするためには脱Ｓコストが過大となるため、Ｓ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０２０％以上０．０５０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として含有させる元素であり、また、鋼中のＮとＡｌＮを形成し、鋼中の固溶Ｎを減少させる。Ａｌ含有量が０．０２０％未満であると脱酸剤としての効果が不十分であり、凝固欠陥の発生を招くとともに製鋼コストが増大する。また、０．０２０％未満のＡｌ量とすると、焼鈍でのフェライトの再結晶時に適切な量のＡｌＮを確保できないため、焼鈍後のフェライト粒径の標準偏差が大きくなり、二次冷間圧延後の鋼板のフェライト粒径が粗大となり、成形した王冠外径および王冠高さが不均一となる。そのため、Ａｌ含有量は０．０２０％以上とする。Ａｌ含有量は０．０３０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０５０％超であると、ＡｌＮの形成が増加して、後述する固溶Ｎとして鋼板強度に寄与するＮ量が低減し、鋼板強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０４５％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．００７０％以上０．０１４０％以下
　Ｎ含有量が０．００７０％未満であると、二次冷間圧延後の鋼板のフェライト粒径が粗大となり、成形した王冠外径および王冠高さが不均一となるとともに後述する固溶Ｎとして鋼板強度に寄与するＮ量が低減し、鋼板強度が低下する。さらに、圧延方向における２％ひずみ引張と再引張との降伏強度差が２５ＭＰａ未満となり、軟質なライナーを併用しても高い耐圧強度が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０１４０％超であると、二次冷間圧延後の鋼板のフェライト粒径が微細となりすぎて、成形した王冠外径および王冠高さが不均一となる。そのため、Ｎ含有量は０．００７０％以上０．０１４０％以下とする。Ｎ含有量は、０．００８５％以上０．０１２５％以下とすることが好ましく、０．０１００％超０．０１２５％以下とすることがより好ましい。
　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。
［金属組織］
　本発明に係る王冠用鋼板の金属組織は、少なくとも、板厚の１／４の深さから板厚中心部までの領域にフェライト相を有し、前記フェライト相におけるフェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ以下であることが肝要である。
　王冠用鋼板の成形性を優れたものとするためには、板厚の１／４の深さから板厚中心部までの領域がフェライト相を有する金属組織とする必要がある。板厚の１／４の深さから板厚中心部までの領域における金属組織は、フェライト相を主体とし残部はセメンタイトであり、フェライト相は８５体積％以上であることが好ましい。フェライト相を８５体積％以上とすることにより、加工に伴うセメンタイトを起点とする破断が発生し難くなり、より優れた成形性を備える。
　しかし、板厚の１／４の深さから板厚中心部までの領域にフェライト相を有している場合であっても、前記領域におけるフェライト粒径の標準偏差が７．０μｍより大きいと成形性が悪化する。そしてその結果、成形後の王冠外径および王冠高さが不均一となり、耐圧強度が低下するとともに、王冠を製造する際の歩留りが低下する。そのため、前記領域におけるフェライト粒径の標準偏差を７．０μｍ以下とする。前記標準偏差は、６．５μｍ以下とすることが好ましい。一方、前記標準偏差は小さい方が好ましいため、下限は特に限定されないが、製造条件の変動等で５．０μｍ未満とすることは困難である。したがって、前記標準偏差は、５．０μｍ以上とすることが好ましい。
　王冠用鋼板の金属組織は、光学顕微鏡を用いて撮影した組織写真を用いて評価することができる。具体的な手順は、次のとおりである。
　まず、王冠用鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を、板厚１／４深さ位置（上記断面における、表面から板厚方向に１／４の位置）から板厚１／２位置までの領域に渡って光学顕微鏡で観察して組織写真を得る。次いで、得られた組織写真を用いて、フェライトを目視判定により特定する。その後、前記組織写真を画像解析してフェライトの粒径を求め、各視野でフェライト粒径の粒度分布を求めて、標準偏差を算出する。１０視野における標準偏差を平均した値をフェライト粒径の標準偏差とする。より具体的には、実施例に記載の方法で評価することができる。
　なお、上記金属組織は、上述した成分組成を有する鋼スラブを素材として用い、後述する条件で王冠用鋼板を製造することによって得ることができる。
［降伏強度差］
　本発明に係る鋼板の機械的性質として、圧延方向における２％ひずみ引張試験と熱処理後の引張試験との降伏強度差（以下、単に「降伏強度差」という場合がある）が２５ＭＰａ以上であることが肝要である。すなわち、前記降伏強度差が２５ＭＰａ未満であると、該鋼板を用いて多数の王冠を製造し、耐圧試験を行った場合に、耐圧強度の低い王冠が散見されることになり、王冠を製造する際の歩留りが低下する。そのため、前記降伏強度差は２５ＭＰａ以上とする。前記降伏強度差は３０ＭＰａ以上とすることが好ましい。
　一方、前記降伏強度差の上限は特に限定されないが、降伏強度差が過度に大きいと、熱処理によって鋼板強度が過剰に上昇するために、王冠用に供した際に王冠の形状が不均一となる場合がある。また、多数の王冠を成形して耐圧試験に供した場合に、耐圧強度の低い王冠が散見されることになり、王冠を製造する際の歩留りが低下する場合がある。そのため、前記降伏強度差は５０ＭＰａ以下とすることが好ましい。
　前記降伏強度差は、「ＪＩＳ　Ｇ３１３５」に規定される塗装焼付硬化量（ＢＨ量）の試験方法に準じた方法で測定することができる。まず、王冠用鋼板から、該鋼板の圧延方向に平行にＪＩＳ５号サイズの引張試験片を採取する。次いで、前記試験片を用いて、「ＪＩＳ　Ｇ３１３５」に準じて引張試験を行って、２％予ひずみ荷重を測定する。すなわち、試験片に予ひずみ２％を与えて、そのときの荷重（２％予ひずみ荷重：Ｐ１）を読み取り、その後荷重を除去する。次いで、予ひずみを与えた試験片に１７０℃で２０分の熱処理を施し、前記熱処理後に再度引張試験を実施して降伏荷重（熱処理後荷重：Ｐ２）を読み取る。ＢＨ量（ＭＰａ）は、Ｐ１、Ｐ２、および予ひずみ前の試験片平行部断面積（Ａ）から、下記（１）式により算出することができる。得られたＢＨ量を、圧延方向における２％ひずみ引張試験と熱処理後の引張試験との降伏強度差とする。
　ＢＨ＝（Ｐ２－Ｐ１）／Ａ　・・・（１）
　上述した条件を満足する降伏強度差は、上述した成分組成を有する鋼スラブを素材として用い、後述する条件で王冠用鋼板を製造することによって得ることができる。
［降伏強度］
　以上の成分組成および組織を有する鋼板では、高い強度、具体的には５６０ＭＰａ以上の降伏強度を確保することができる。すなわち、王冠用鋼板には、王冠に用いた際に、瓶の口にかしめた王冠が内圧によって外れない耐圧強度を備えることが求められる。従来用いられてきた王冠用鋼板の板厚は０．２２ｍｍ以上であったが、板厚を０．２０ｍｍ以下、特に０．１８ｍｍ以下とする薄肉化にあたっては、従来よりも高い強度が必要となる。
　鋼板の降伏強度が５６０ＭＰａ未満であると、上記のような薄肉化した王冠に十分な耐圧強度を付与することができない。そのため、王冠用鋼板の降伏強度は５６０ＭＰａ以上とする。より高い耐圧強度を確保するためには、降伏強度を６００ＭＰａ以上とすることが好ましい。一方、降伏強度が高すぎると王冠成形時に王冠高さが低くなり王冠形状が不均一となるため、降伏強度は７００ＭＰａ以下とする。降伏強度は、６８０ＭＰａ以下とすることがより好ましい。なお、ここで、前記降伏強度は、王冠用鋼板の圧延方向における降伏強度を指すものとする。前記降伏強度は「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。
［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。
　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、任意に化成処理層、めっき層、および塗膜の少なくとも１つ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。なお、以下の説明において、温度の規定は鋼板の表面温度を基準とする。また、平均加熱速度および平均冷却速度は、鋼板の表面温度を基に計算して得られた値とする。
　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）連続焼鈍工程
（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。
［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、前記鋼スラブを加熱し、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。
（加熱）
スラブ加熱温度：１２００℃以上
　前記加熱においては、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、強度を確保するために必要な固溶Ｎ量が減少し、強度が不足する。そのため、スラブ加熱温度は１２００℃以上とする。
　なお、本発明の鋼組成では、鋼中Ｎは主にＡｌＮとして存在すると考えられる。そのため、Ｎの総量（Ｎtotal）からＡｌＮとして存在するＮ量（Ｎ as AlN）を差し引いた（Ｎtotal－（Ｎ as AlN））を固溶Ｎ量と見なすことができる。圧延方向の降伏強度を５６０ＭＰａ以上とするためには、固溶Ｎ量は０．００７１％以上であることが好ましく、前記固溶Ｎ量はスラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで確保することができる。より好ましい固溶Ｎ量は０．００９０％以上であり、そのためにはスラブ加熱温度を１２２０℃以上とするとよい。一方、スラブ加熱温度の上限は１３００℃超としても効果が飽和するため、１３００℃以下とすることが好ましい。
（仕上圧延）
仕上圧延温度：８７０℃以上
　熱間圧延工程の仕上げ温度が８７０℃未満となると、鋼板のフェライトの一部が細かくなり、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となって成形性が悪化し、王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となるため８７０℃以上とする。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にする場合がある。具体的には、仕上げ圧延温度は８７０℃以上９５０℃以下の温度範囲内とすることが好ましい。
最終スタンド圧下率：１０％以上
　熱間圧延工程における最終スタンドの圧下率は１０％以上とする。最終スタンドの圧下率が１０％未満であると、鋼板のフェライトの一部が粗大化し、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となって成形性が悪化する。そしてその結果、王冠用に供した場合に王冠形状が不均一となる。したがって、最終スタンドの圧下率は１０％以上とする。フェライト粒径の標準偏差をより小さくするためには、最終スタンドの圧下率を１２％以上とすることが好ましい。一方、最終スタンドの圧下率の上限は特に限定されないが、圧延荷重の観点からは１５％以下とすることが好ましい。
巻取温度：５５０～７５０℃
　熱間圧延工程の巻取温度が５５０℃未満であると、鋼板のフェライトの一部が細かくなり、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となって成形性が悪化する。そしてその結果、王冠用に供した場合に王冠形状が不均一となる。そのため、巻取温度は５５０℃以上とする。一方、巻取温度が７５０℃より高いと、鋼板のフェライトの一部が粗大化し、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となって、王冠形状が不均一となる。そのため、巻取温度は７５０℃以下とする。巻取り温度は６００℃以上７００℃以下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、上記酸洗後の熱延鋼板に対し、冷間圧延を施す。前記冷間圧延は、連続焼鈍を挟む２回に分けて行う。
［一次冷間圧延工程］
圧下率：８８％以上
　まず、上記酸洗後の熱延鋼板に対して一次冷間圧延を施す。一次冷間圧延工程の圧下率は８８％以上とする。一次冷間圧延工程の圧下率が８８％未満であると、冷間圧延で鋼板に付与されるひずみが低下するため、連続焼鈍工程における再結晶が不均一となり、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となる。その結果、成形性が悪化し、王冠用に供した場合に王冠形状が不均一となる。そのため、一次冷間圧延工程の圧下率は８８％以上とする。前記圧下率は、８９～９４％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。前記連続焼鈍工程においては、一次冷間圧延工程後の鋼板を均熱温度まで加熱し、６６０～７６０℃の温度域に所定時間保持した後、一次冷却および二次冷却を行う。その際の条件は、以下のとおりとする。
均熱温度：６６０～７６０℃
　上記連続焼鈍工程における均熱温度（焼鈍温度）が７６０℃超であると、連続焼鈍においてヒートバックルなどの通板トラブルが発生しやすくなる。また、鋼板のフェライト粒径が一部粗大化し、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、王冠形状が不均一となる。一方、均熱温度が６６０℃未満であると、再結晶が不完全となるため、鋼板のフェライト粒径が一部細かくなる。そしてその結果、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、王冠形状が不均一となる。したがって、均熱温度は、６６０～７６０℃とする。均熱温度は、６８０～７３０℃とすることが好ましい。
６００℃から均熱温度までの平均加熱速度：１５℃／ｓ以下
　６００℃から前記均熱温度までの平均加熱速度が１５℃／ｓ超であると、鋼板の圧延方向における降伏強度さ（ＢＨ量）が２５ＭＰａ未満となる。そしてその結果、該鋼板を用いて高ＧＶの炭酸飲料用の王冠を多数製造した場合に、耐圧強度の低い王冠が散見されることになり、王冠を製造する際の歩留りが低下する。そのため、前記平均加熱速度を１５℃／ｓ以下とする。前記平均加熱速度は、１０℃／ｓ未満とすることが好ましい。一方、前記平均加熱速度が１℃／ｓより低くしても、効果が飽和するばかりか、加熱設備に過剰なコストが発生する。そのため、前記平均加熱速度は１℃／ｓ以上とすることが好ましく、２℃／ｓ以上とすることがより好ましい。
保持時間：６０秒以下
　６６０～７６０℃の温度域に保持する保持時間（均熱時間）は６０秒以下とする。前記保持時間が６０秒を超えると、鋼板に含有するＣがフェライト粒界へ偏析して、均熱後の冷却過程で炭化物として析出する。そしてその結果、鋼板強度に寄与する固溶Ｃ量が減少し、降伏強度が低下する。そのため、前記保持時間は６０秒以下とする。一方、前記保持時間の下限は特に限定されないが、保持時間が５秒未満であると、均熱帯のロールを鋼板が通板する際の安定性が損なわれる場合があるため、保持時間を５秒以上とすることが好ましい。
一次冷却平均速度：１０℃／ｓ以上
　前記均熱後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度（一次冷却停止温度）まで冷却する（一次冷却）。前記一次冷却における平均冷却速度（一次冷却平均速度）が１０℃／ｓ未満であると、冷却中に炭化物析出が促進されて、鋼板強度に寄与する固溶Ｃ量が減少し、降伏強度が低下する。そのため、前記一次冷却平均速度を１０℃／ｓ以上とする。一方、前記一次冷却平均速度が５０℃／ｓ超であると上記の効果が飽和するため、一次冷却平均速度は５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
一次冷却停止温度：４５０℃以下
　前記一次冷却における冷却停止温度（一次冷却停止温度）が４５０℃より高いと、一次冷却後に炭化物析出が促進されて、鋼板強度に寄与する固溶Ｃ量が減少し、降伏強度が低下する。そのため、前記一次冷却停止温度を４５０℃以下とする。一方、前記一次冷却停止温度の下限は特に限定されないが、一次冷却停止温度が３００℃未満であると、炭化物析出抑制効果が飽和するばかりか、通板する際の鋼板形状が劣化してトラブルが発生するおそれがある。そのため、前記一次冷却停止温度は３００℃以上とすることが好ましい。
二次冷却平均速度：５℃／ｓ以上
　前記一次冷却後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で１４０℃以下の温度（二次冷却停止温度）まで冷却する（二次冷却）。前記二次冷却における平均冷却速度（二次冷却平均速度）が５℃／ｓ未満であると、鋼板強度に寄与する固溶Ｃ量が減少し、降伏強度が低下する。そのため、前記二次冷却平均速度を５℃／ｓ以上とする。一方、前記二次冷却平均速度が３０℃／ｓ超であると、効果が飽和するばかりか、冷却設備に過剰なコストが発生する。そのため、前記二次冷却平均速度は３０℃／ｓ以下とすることが好ましく、２５℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
二次冷却停止温度：１４０℃以下
　前記二次冷却における冷却停止温度（二次冷却停止温度）が１４０℃超であると、鋼板強度に寄与する固溶Ｃ量が減少し、降伏強度が低下する。そのため、前記二次冷却停止温度は１４０℃以下とする。一方、前記二次冷却停止温度の下限は特に限定されないが、二次冷却停止温度が１００℃未満であると、効果が飽和するばかりか、冷却設備に過剰なコストが発生する。そのため、前記二次冷却停止温度は１００℃以上とすることが好ましく、１２０℃以上とすることがより好ましい。
［二次冷間圧延工程］
圧下率：１０～４０％
　本発明においては、上記連続焼鈍後に二回目の冷間圧延（二次冷間圧延）を行うことによって高い降伏強度を得ることができる。その際、前記二次冷間圧延の圧下率が１０％未満であると、十分な降伏強度が得られない。一方、二次冷間圧延の圧下率が４０％を超えると、異方性が過大となり、例えば王冠用に供した場合に王冠形状の均一性を損なう。そのため、二次冷間圧延の圧下率は１０％以上４０％以下とする。前記圧下率は１５％超３５％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、表面処理（例えば、化成処理とめっき処理の一方または両方）を施して表面処理鋼板とすることができる。前記化成処理としては、例えば、電解クロム酸処理などを用いることができる。また、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。
　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、ライナーを融着させることによって製造することができる。前記ライナーの熱融着は、例えば、溶融した樹脂を王冠の内容物に接する側の円盤状部分に滴下し、ライナー形状の型を押し付けることによりライナーを成形すると同時に鋼板に熱融着させることで行うことができる。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王冠の内容物に接する側の円盤状部分に貼付してもよい。
　前記樹脂製ライナーに用いる樹脂としては、軟質の樹脂を用いる。かような軟質樹脂としては、ポリ塩化ビニル、ポリオレフィン、ポリスチレンなどが例示される。
　前記樹脂製ライナーは、超微小負荷硬さ（ＨＴＬ）が０．７０未満であることが好ましい。超微小負荷硬さが０．７０未満であるライナーは軟質であるため、瓶口との密着性に優れている。そのため、超微小負荷硬さが０．７０未満である樹脂製ライナーを用いることにより、王冠の耐圧強度をさらに向上させることができる。
　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）
　本発明の王冠は、材質均一性に優れた鋼板から製造されるので、高ＧＶの炭酸飲料の王冠として用いる場合、薄肉化しても王冠としての耐圧強度に優れている。また、本発明の王冠用鋼板から得られる王冠は、王冠外径および王冠高さの均一が優れているため、王冠製造工程での歩留りが向上し、王冠製造に伴う廃棄物の排出量を減らす効果を有する。
　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。
（実施例１）
　まず、鋼板の成分組成の影響を評価するために、以下の試験を行った。
　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。
　その後、得られた鋼板の表面に電解クロム酸処理を連続的に施して、王冠用鋼板としてのティンフリースチールを得た。
　次に、得られた王冠用鋼板のそれぞれについて、フェライト粒径の標準偏差、降伏強度、降伏強度差、固溶Ｎ量、および成形性を評価した。各項目の評価方法は以下のとおりとした。
（フェライト粒径の標準偏差）
　光学顕微鏡を使用して王冠用鋼板の組織写真を撮影し、得られた組織写真から、板厚の１／４の深さから板厚中心までの領域におけるフェライト粒径の標準偏差を求めた。具体的な手順は、次のとおりとした。まず、王冠用鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を、研磨した後、腐食液（３体積％ナイタール）で腐食した。次いで、前記断面の板厚１／４深さ位置（上記断面における、表面から板厚方向に１／４の位置）から板厚１／２位置までの領域から無作為に選んだ１０視野を、光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率で観察して組織写真を得た。得られた組織写真を用いて、フェライトを目視判定により特定し、画像解析によりフェライト粒径を求めた。その後、各視野でフェライト粒径の粒度分布を求めて、標準偏差を算出した。前記１０視野における標準偏差を平均した値をフェライト粒径の標準偏差とした。前記画像解析は、オリンパス株式会社製の画像解析ソフトウェア　「Ｓｔｒｅａｍ　Ｅｓｓｅｎｔｉａｌｓ」を使用した。
（降伏強度）
　上記王冠用鋼板に対し、塗装焼付け相当の熱処理（２１０℃、１５分間）を施した後、引張試験を行って、前記王冠用鋼板の、圧延方向における降伏強度を測定した。前記引張試験は、ＪＩＳ５号サイズの引張試験片を用いて、「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１」に従って行った。なお、前記熱処理は、王冠用鋼板の成分組成に影響しない。
（降伏強度差）
　上記王冠用鋼板の、２％ひずみ引張試験と熱処理後の引張試験との間での、圧延方向における降伏強度の差（降伏強度差）を、「ＪＩＳ　Ｇ３１３５」に規定される塗装焼付硬化量（ＢＨ量）の試験方法に準じた方法で求めた。まず、前記王冠用鋼板から、該鋼板の圧延方向に平行にＪＩＳ５号サイズの引張試験片を採取した。次いで、前記試験片を用いて、「ＪＩＳ　Ｇ３１３５」に準じて引張試験を行って、２％予ひずみ荷重を測定した。すなわち、試験片に予ひずみ２％を与えて、そのときの荷重（２％予ひずみ荷重：Ｐ１）を読み取り、その後荷重を除去した。次いで、予ひずみを与えた前記試験片に１７０℃で２０分の熱処理を施し、前記熱処理後に再度引張試験を実施して降伏荷重（熱処理後荷重：Ｐ２）を読み取った。Ｐ１、Ｐ２、および予ひずみ前の試験片平行部断面積（Ａ）を用いて、下記（１）式によりＢＨ量（ＭＰａ）を算出した。得られたＢＨ量を、圧延方向における２％ひずみ引張試験と熱処理後の引張試験との降伏強度差とした。
　ＢＨ＝（Ｐ２－Ｐ１）／Ａ　・・・（１）
（固溶Ｎ量）
　上述したように、本発明の鋼組成では、鋼中Ｎは主にＡｌＮとして存在すると考えられる。そこで、Ｎの総量（Ｎtotal）からＡｌＮとして存在するＮ量（Ｎ as AlN）を差し引いた値（Ｎtotal－（Ｎ as AlN））を算出し、これを固溶Ｎ量とした。ＡｌＮとして存在するＮ量は、試料を１０％Ｂｒメタノール溶液で溶解し、残渣を分析することにより求めた。
（成形性）
　得られた王冠用鋼板を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、塗装焼付け相当の熱処理（２１０℃、１５分間）を施した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、プレス加工して、各王冠用鋼板について２０個（Ｎ＝２０）の王冠を成形した。王冠の高さ（王冠天面からスカート下端までの距離）を、マイクロメータを用いて測定し、Ｎ＝２０の王冠高さの標準偏差を算出した。前記標準偏差の値（ｍｍ）を成形性の指標とした。なお、前記標準偏差が０．０９ｍｍ以下であれば王冠形状が優れており、０．０９ｍｍを超える場合は劣っているといえる。
　成形された王冠の、円盤状部分の内側に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。前記樹脂製ライナーとしては、超微小負荷硬さが０．７０未満である、種々の樹脂からなる軟質ライナーを使用した。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）
　上記王冠を市販瓶に打栓し、Secure Pak社製Secure Seal Testerを用いて王冠が外れる内圧を測定し、王冠が外れた内圧を耐圧強度とした。各２０個の王冠に耐圧試験を実施して、耐圧強度が１８０ｐｓｉ（１．２４１ＭＰａ）以上である王冠の数が１８個以上であった場合を合格（○）、耐圧強度が１８０ｐｓｉ（１．２４１ＭＰａ）以上である王冠の数が１８未満の場合を不合格（×）とした。
（超微小負荷硬さ）
　ライナーの超微小負荷硬さを、「ＪＩＳ　Ｚ２２５５」（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）
（総合評価）
　上記成形性の試験におけるＮ＝２０の王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ以下であり、かつ上記耐圧強度の試験における評価結果が合格（○）であった場合を総合評価○とし、前記条件の一方または両方を満たさない場合を総合評価×とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　各項目の評価結果は表３に示したとおりであった。この結果から分かるように、本発明の要件を満たすＮｏ．１～２２の鋼板は、圧延方向の降伏強度が５６０ＭＰａ以上、かつ王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ以下であり、王冠成形性が良好であった。これに対して、本発明の要件を満たさないＮｏ．２３～２５の鋼板は、Ｃの含有量が多すぎるため、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、その結果、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超と、王冠成形性が劣っていた。
　Ｎｏ．２６～２８の鋼板は、Ｃの含有量が少なすぎるため、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、その結果、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超と、王冠成形性が劣っていた。さらに、降伏強度差が２５ＭＰａ未満となり、耐圧強度が劣っていた。
　Ｎｏ．２９の鋼板は、Ｍｎの含有量が多すぎるため、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、その結果、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超と、王冠成形性が劣っていた。
　Ｎｏ．３０の鋼板は、Ａｌの含有量が多すぎるため、ＡｌＮの形成が増加して、固溶Ｎとして鋼板強度に寄与するＮ量が減少し、その結果、鋼板強度が低下し、耐圧強度が劣っていた。
　Ｎｏ．３１の鋼板では、Ａｌの含有量が少なすぎるため、脱酸剤としての効果が不十分であり、凝固欠陥の発生を招くとともに製鋼コストが増大する。また、焼鈍でのフェライトの再結晶時に適切な量のＡｌＮを確保できないため、焼鈍後のフェライト粒径の標準偏差が大きくなり、二次冷間圧延後の鋼板のフェライト粒径が粗大となり、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超であった。そしてその結果、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超と、王冠成形性が劣っていた。
　Ｎｏ．３２～３４の鋼板は、Ｎの含有量が多すぎるため、二次冷間圧延後の鋼板のフェライト粒径が微細となり、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、その結果、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超と、王冠成形性が劣っていた。
　Ｎｏ．３５～３７の鋼板は、Ｎの含有量が少なすぎるため、鋼板のフェライト粒径が粗大となり、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、その結果、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超と、王冠成形性が劣っていた。また、固溶Ｎとして鋼板強度に寄与するＮ量が少なくなるため、鋼板強度が低下し、さらに降伏強度差が２５ＭＰａ未満となり、耐圧強度が劣っていた。
　Ｎｏ．３８の鋼板は、Ｐの含有量が多すぎるため、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超と、王冠成形性が劣っていた。
（実施例２）
　次に、製造条件の影響を評価するために、以下の試験を行った。
　表１に示す鋼Ｎｏ．５、９、１８、２１、２８、２９、３１の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４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５に示す板厚の鋼板を製造した。
　その後、得られた鋼板に通常の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。
　次に、得られた王冠用鋼板のそれぞれについて、フェライト粒径の標準偏差、降伏強度、降伏強度差、固溶Ｎ量、成形性、耐圧強度、およびライナーの超微小負荷硬さを、実施例１と同様の方法で評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　各項目の評価結果は表５に示したとおりであった。この結果から分かるように、本発明の要件を満たすＮｏ．３９、４２、４４、４６、４７、５１～５４、５７、５８、６２、６３、６５、６８、６９の鋼板は、圧延方向の降伏強度が５６０ＭＰａ以上、かつ王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ以下であり、王冠成形性が良好であり、耐圧強度が良好であった。一方、比較例であるＮｏ．４０、４８、４９、６０、６１、６７、７０の鋼板は、スラブ加熱温度、均熱保持時間、一次冷却平均速度、二次冷間圧下率、二次冷却平均速度、一次冷却停止温度、二次冷却停止温度の少なくとも１つが本発明の範囲を外れるため、圧延方向の降伏強度が低下することが分かった。
　比較例である鋼板Ｎｏ．５５の鋼板は、二次冷間圧下率が高すぎるため、鋼板の異方性が大きくなり、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超となり王冠成形性が劣っていた。
　比較例であるＮｏ．５２、５７、６６の鋼板は、平均加熱速度が高すぎるため、降伏強度差が２５ＭＰａ未満となり、耐圧強度が劣っていた。
　比較例であるＮｏ．７１～７６の鋼板は、成分組成が本発明の範囲外であり、二次冷却平均速度、二次冷却停止温度、二次冷間圧下率の何れかが本発明範囲外であるため、圧延方向の降伏強度が低いことに加え、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超と、王冠成形性が劣っていた。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．００６０％超０．０１００％以下、
    　　Ｓｉ：０．０５％以下、
    　　Ｍｎ：０．０５％以上０．６０％以下、
    　　Ｐ　：０．０５０％以下、
    　　Ｓ　：０．０５０％以下、
    　　Ａｌ：０．０２０％以上０．０５０％以下、および
    　　Ｎ　：０．００７０％以上０．０１４０％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、
    　板厚の１／４の深さから板厚中心までの領域にフェライト相を有し、前記フェライト相におけるフェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ以下であり、
    　圧延方向における降伏強度が５６０ＭＰａ以上７００ＭＰａ以下であり、
    　圧延方向の２％ひずみ引張試験における降伏強度と、１７０℃で２０分の熱処理後の引張試験における降伏強度の差が２５ＭＰａ以上である、王冠用鋼板。
  2. 　板厚が０．２０ｍｍ以下である、請求項１に記載の王冠用鋼板。
  3. 　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。
  4. 　超微小負荷硬さが０．７０未満である樹脂製ライナーを有する、請求項３に記載の王冠。
  5. 　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加熱し、仕上圧延温度：８７０℃以上、最終スタンドの圧下率：１０％以上の条件で熱間圧延したのち、巻取り温度：５５０～７５０℃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、圧下率：８８％以上で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、連続焼鈍する連続焼鈍工程と、
    　前記連続焼鈍工程後に、圧下率：１０～４０％で冷間圧延を行う二次冷間圧延工程と
    を有し、
    　前記連続焼鈍工程においては、
    　　６６０～７６０℃の均熱温度まで、６００℃から前記均熱温度までの温度域における平均加熱速度：１５℃／ｓ以下の条件で加熱し、
    　　次いで、６６０～７６０℃の温度域に６０秒以下の保持時間保持し、
    　　前記保持後、平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で４５０℃以下の温度まで一次冷却し、
    　　引き続き、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で１４０℃以下の温度まで二次冷却する、王冠用鋼板の製造方法。
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