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WO2018181450A1 - 鋼板およびその製造方法と王冠およびｄｒｄ缶 - Google Patents

鋼板およびその製造方法と王冠およびｄｒｄ缶 Download PDF

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WO2018181450A1
WO2018181450A1 PCT/JP2018/012698 JP2018012698W WO2018181450A1 WO 2018181450 A1 WO2018181450 A1 WO 2018181450A1 JP 2018012698 W JP2018012698 W JP 2018012698W WO 2018181450 A1 WO2018181450 A1 WO 2018181450A1
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WO
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less
crown
drd
steel sheet
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/012698
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English (en)
French (fr)
Inventor
房亮 假屋
卓嗣 植野
嘉秀 山本
克己 小島
文吾 舘野
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to PH1/2019/501998A priority patent/PH12019501998B1/en
Priority to CN201880021500.XA priority patent/CN110506135B/zh
Priority to KR1020197031172A priority patent/KR102259719B1/ko
Publication of WO2018181450A1 publication Critical patent/WO2018181450A1/ja

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet, particularly a high-strength thin steel sheet having excellent formability and a method for producing the same.
  • Typical examples of such steel plates include DRD (Drawing and Redrawing) cans formed by combining drawing and redrawing, as well as thin steel plates that serve as crown materials used as stoppers for glass bottles and the like.
  • the present invention relates to a crown and a DRD can obtained by forming the steel plate.
  • crowns are widely used for narrow-mouthed glass bottles.
  • a crown is manufactured by press-molding a thin steel plate, and consists of a disk-shaped part that closes the mouth of the bottle and a bowl-shaped part around it. Seal the jar by caulking.
  • Bottles that use crowns are often filled with high internal pressure contents such as beer and carbonated drinks. For this reason, even when the internal pressure increases due to a change in temperature or the like, the crown needs to have high pressure strength so that the crown is not deformed and the sealing of the bottle is not broken. Moreover, even if the strength of the material is sufficient, if the material uniformity of the steel plate used for the crown is low, the shape of the crown is not uniform, and those that are out of product specifications are included. Even if such a poorly shaped crown is caulked to the mouth of the bottle, sufficient sealing performance may not be obtained. Therefore, the steel plate used as the crown material must also be excellent in material uniformity.
  • SR (Single Reduced) steel sheet is mainly used for the thin steel sheet used for the crown material.
  • annealing is performed and temper rolling is performed.
  • the sheet thickness of conventional steel plates for crowns is generally 0.22 mm or more, and sufficient compressive strength and formability are ensured by applying SR material made of mild steel used for food and beverage cans and the like. It was possible.
  • the center of the crown is squeezed to some extent in the initial stage of molding, and then the outer edge is molded into a bowl shape.
  • the material of the crown is a steel plate with low material uniformity
  • the crown manufactured from the steel plate may have irregular outer diameters and heights, which may be out of product specifications. If the outer diameter and height of the crown become uneven, and there are things that deviate from the product specification, there is a problem that the yield when a large number of crowns are manufactured decreases. Furthermore, a crown whose outer diameter and height are out of specification is liable to cause leakage of contents during transportation after being plugged into a bottle, and has a problem that it does not serve as a lid. Even if the outer diameter and height of the crown are within the product specification, if the steel plate strength is low, the crown may be removed due to insufficient pressure strength.
  • the steel sheet described in Patent Document 1 uses steel containing 0.0060% or less of C, and has a predetermined relationship between the tension between the stands and the annealing temperature in secondary cold rolling. Value (direction / size) is obtained. Since this method does not control the hot rolling process that affects the formation of the metal structure, the obtained steel sheet has a large variation in material, and is difficult to put into practical use.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a steel plate having sufficient strength and excellent formability even when it is thinned, and a method for manufacturing the steel plate. Furthermore, an object of the present invention is to provide a crown and a DRD can which are adjusted to a predetermined size and shape and have excellent shape stability.
  • the inventors diligently studied how to solve the above-mentioned problems, and found that high strength and excellent formability can be imparted by regulating the structure under a predetermined component composition.
  • the present invention is derived from this finding, and the gist of the present invention is as follows.
  • a DRD can comprising the steel plate according to (1) or (2).
  • the present invention it is possible to provide a steel sheet having sufficient strength even when thinned and having excellent material uniformity together with its advantageous manufacturing method. Furthermore, when the steel plate of the present invention is used for, for example, a crown or a DRD can, a crown or a DRD can having no shape distortion can be formed.
  • the steel sheet according to the present invention is in mass%, C: more than 0.0060% and 0.0100% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.05% or more and 0.60% or less, P: 0.050. %: 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, with the balance being Fe and inevitable impurities It has a composition and 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 the ferrite grain size in the ferrite phase is 7.0 ⁇ m or less.
  • the "%" display regarding a component shows "mass%".
  • the C content is 0.0060% or less
  • the ferrite of the steel sheet after the secondary cold rolling described later becomes coarse and the formability deteriorates.
  • the outer diameter and the height of the formed crown are not uniform.
  • wrinkles are generated in the flange portion when the DRD can is formed, resulting in a poorly shaped can.
  • the C content exceeds 0.0100%, the ferrite of the steel sheet after the secondary cold rolling becomes too fine, the steel sheet strength is excessively increased, and the formability deteriorates, for example, when used for a crown Further, the outer diameter and height of the molded crown are not uniform. Similarly, when it is used for a DRD can, for example, wrinkles are generated in the flange portion when the DRD can is formed, resulting in a poorly shaped can. 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.
  • Si 0.05% or less
  • the Si content is 0.05% or less.
  • the Si content is preferably 0.004% or more. More preferably, it is 0.01% or more and 0.03% or less.
  • Mn 0.05% or more and 0.60% or less
  • the Mn content is 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.
  • the steel sheet is hardened and the corrosion resistance is lowered. Further, the standard deviation of the ferrite grain size after annealing exceeds 7.0 ⁇ m and the formability deteriorates. For example, when used for a crown, the uniformity of the outer diameter and height of the crown is impaired. When used for cans, it leads to shape defects that cause wrinkles in the flanges during DRD can molding. Therefore, the upper limit of the P content is 0.050%. Further, in order to make P less than 0.001%, the removal P cost becomes excessive, so the content of P is preferably made 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 lower the hot ductility of the steel plate. This effect becomes significant when the S content exceeds 0.050%. Therefore, the upper limit of the S content is 0.050%. Further, in order to make S less than 0.005%, the removal S cost becomes excessive, so the S content is preferably made 0.004% 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 the solid solution N in the steel. If the Al content is less than 0.020%, the effect as a deoxidizer becomes insufficient, causing solidification defects and increasing the steelmaking cost. Also, if the amount of Al is less than 0.020%, an appropriate amount of AlN cannot be ensured during recrystallization of ferrite during annealing, so the standard deviation of the ferrite grain size after annealing increases, and after secondary cold rolling The ferrite of the steel sheet becomes coarse and the formability deteriorates.
  • the uniformity of the outer diameter and height of the crown is impaired, and when used for a DRD can, for example, it leads to a shape defect that causes wrinkles in the flange portion during DRD can molding.
  • the Al content exceeds 0.050%, the formation of AlN increases, the amount of N contributing to the steel sheet strength as solute N described later decreases, and the steel sheet strength decreases. Is 0.050% or less.
  • the Al content is 0.030% or less and 0.045% or less.
  • N 0.0070% or more and 0.0140% or less
  • the ferrite of the steel sheet after the secondary cold rolling becomes coarse and the formability deteriorates.
  • the outer diameter and height of the molded crown are not uniform, and the amount of N that contributes to the steel sheet strength as solute N described later is reduced, and the steel sheet strength is reduced.
  • wrinkles are generated in the flange portion when the DRD can is formed, resulting in a poorly shaped can.
  • the N content exceeds 0.0140%, the ferrite of the steel sheet after the secondary cold rolling becomes too fine, the steel sheet strength is excessively increased and the formability deteriorates, for example, when used for a crown.
  • the uniformity of the outer diameter and height of the crown is impaired.
  • the N content is 0.0085 or more and 0.0125% or less. More preferably, it is over 0.0100%.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the metal structure of the steel sheet 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 the ferrite grain size in the ferrite phase is 7 It is important that the thickness is 0.0 ⁇ m or less.
  • the metal structure of the steel sheet of the present invention is preferably composed mainly of a ferrite phase, the balance being cementite, and the ferrite phase being 85% by volume or more. More preferably, it is 90% or more. That is, when the ferrite phase is less than 85% by volume, breakage tends to occur starting from hard cementite during processing, and formability deteriorates.
  • the standard deviation of the ferrite grain size in the ferrite phase in the region from at least a quarter of the plate thickness to the center of the plate thickness is set to 7.0 ⁇ m or less. That is, when the standard deviation of the ferrite grain size exceeds 7.0 ⁇ m, the formability deteriorates. For example, when used for a crown, the outer diameter and height of the crown after molding become non-uniform, and the pressure strength decreases. At the same time, the yield when manufacturing the crown decreases. Similarly, when it is used for a DRD can, for example, wrinkles are generated in the flange portion when the DRD can is formed, resulting in a poorly shaped can. Preferably, the standard deviation of the ferrite grain size is not more than 6.5 ⁇ m.
  • the ferrite microstructure is corroded with a corrosive liquid (3% by volume nital) after polishing a cross section in the plate thickness direction parallel to the rolling direction of the steel plate, and the plate thickness is 1 with an optical microscope over 10 fields of view at 400 ⁇ magnification. / 4 Observe the region from the depth position (in the cross section, 1/4 position of the plate thickness in the thickness direction from the surface) to 1/2 position of the plate thickness, and use the microstructure photograph taken with an optical microscope Is determined by visual judgment, and the particle size of the ferrite is determined by image analysis.
  • the particle size distribution of the ferrite grain size is obtained for each field of view, the standard deviation is calculated, and the value obtained by averaging the standard deviations of the 10 fields of view is taken as the standard deviation of the ferrite grain size.
  • Olympus Corporation's image analysis software “Stream Essentials” was used for the image analysis.
  • the desired metallographic structure is adjusted by adjusting the component composition, adjusting the heating temperature in the hot rolling process, the finishing rolling temperature, the rolling reduction and winding temperature of the final stand, adjusting the rolling reduction of the primary cold rolling, and continuously. It can be obtained by adjusting the cooling rate in the annealing process and adjusting the rolling reduction in the secondary cold rolling process. Details of the manufacturing conditions will be described later.
  • a high strength specifically a yield strength of 560 MPa or more
  • the steel plate of the present invention is required to have a pressure strength that prevents the crown crimped on the mouth of the bottle from being removed by the internal pressure when the steel plate is used, for example.
  • the steel plate for crowns that has been used conventionally has a thickness of 0.22 mm or more, but in order to reduce the thickness to 0.20 mm or less, particularly 0.18 mm or less, higher strength is required than before. .
  • the yield strength of the steel sheet is less than 560 MPa, it is impossible to give sufficient pressure resistance to the thin crown as described above.
  • the yield strength needs to be 560 MPa or more. Furthermore, in order to ensure sufficient pressure resistance, the yield strength is preferably 600 MPa or more. If the yield strength is too high, the crown height becomes low at the time of crown molding and the crown shape becomes non-uniform, so the yield strength in the rolling direction is preferably 700 MPa or less. More preferably, it is 600 MPa or more and 680 MPa or less.
  • yield strength can be measured by a metal material tensile test method shown in “JIS Z 2241”.
  • a steel material (steel slab) having the above composition is heated at 1200 ° C. or higher, the finish rolling temperature is 870 ° C. or higher, and the rolling reduction of the final stand is 10% or higher.
  • the holding time is 60 seconds or less, and the temperature is cooled to 450 ° C.
  • the temperature specification is based on the surface temperature of the steel sheet.
  • the average cooling rate is a value obtained by calculation based on the surface temperature. For example, the average cooling rate from the soaking temperature to a temperature range of 450 ° C. or less is ((soaking temperature ⁇ (temperature range of 450 ° C. or less)) / cooling time from the soaking temperature to (temperature range of 450 ° C. or less) ).
  • the “temperature range of 450 ° C. or lower” in the above equation means a cooling stop temperature in the temperature range.
  • the molten steel is adjusted to the above chemical components by a known method using a converter or the like, and then, for example, a slab by a continuous casting method is used as a steel material.
  • Step material heating temperature 1200 ° C or higher
  • the heating temperature of the steel material in the hot rolling process is set to 1200 ° C. or higher.
  • the heating temperature is less than 1200 ° C.
  • the amount of solute N necessary for securing strength in the present invention is reduced and the strength is lowered, so that the heating temperature is 1200 ° C. or higher.
  • N in the steel is mainly present as AlN. Therefore, the total amount of N (Ntotal) minus the amount of N present as AlN (NasAlN) is subtracted (Ntotal ⁇ (NasAlN)). The amount of dissolved N was considered.
  • the solute N amount is preferably 0.0071% or more, and can be ensured by setting the steel material heating temperature to 1200 ° C. or more.
  • a more preferable amount of solute N is 0.0090% or more.
  • the heating temperature of the steel material is preferably 1220 ° C. or more. Even if the steel material heating temperature exceeds 1300 ° C., the effect is saturated, so 1300 ° C. or less is preferable.
  • the finishing temperature in the hot rolling process is less than 870 ° C.
  • a 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 deteriorates.
  • the finishing temperature is 870 ° C. or higher.
  • raising the finish rolling temperature more than necessary may make it difficult to produce a thin steel sheet.
  • the finish rolling temperature is preferably in the 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 sheet becomes coarse, and the standard deviation of the ferrite exceeds 7.0 ⁇ m, and the formability deteriorates. Then, for example, when it is used for a crown, the crown shape becomes non-uniform, and when it is used for a DRD can, for example, it leads to a shape defect in which a wrinkle is generated in the flange portion at the time of DRD can molding. Therefore, the rolling reduction of the final stand is 10% or more.
  • the rolling reduction of the final stand is preferably 12% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction of the final stand is preferably 15% or less from the viewpoint of rolling load.
  • Winding temperature 550-750 ° C
  • the winding temperature is set to 550 ° C. or higher.
  • the coiling temperature is higher than 750 ° C.
  • a part of the ferrite of the steel sheet becomes coarse, and the standard deviation of the ferrite exceeds 7.0 ⁇ m.
  • the crown shape becomes non-uniform.
  • the coiling temperature is 750 ° C. or lower.
  • they are 600 degreeC or more and 700 degrees C or less.
  • pickling is preferably performed.
  • the pickling is not particularly limited as long as the surface scale can be removed.
  • the cold rolling is performed in two steps with the annealing interposed therebetween.
  • Primary cold rolling reduction 88% or more
  • the rolling reduction in the primary cold rolling process is 88% or more.
  • the strain imparted to the steel sheet by cold rolling decreases, so recrystallization in the continuous annealing process becomes non-uniform and the standard deviation of ferrite is over 7.0 ⁇ m.
  • the moldability deteriorates.
  • the rolling reduction in the primary cold rolling process is set to 88% or more. More preferably, the content is 89 to 94%.
  • the soaking temperature in the continuous annealing step is 660 to 760 ° C.
  • the soaking temperature is higher than 760 ° C., it is easy to cause troubles such as a heat buckle during continuous annealing, which is not preferable.
  • the ferrite grain size of the steel sheet is partially coarsened, the standard deviation of the ferrite is over 7.0 ⁇ m, for example, when used for a crown, the crown shape becomes non-uniform, for example, when used for a DRD can, This leads to a shape defect in which wrinkles are generated in the flange part during DRD can molding.
  • the annealing temperature is less than 660 ° C., the recrystallization becomes incomplete, the ferrite grain size of the steel sheet becomes partly fine, and the standard deviation of the ferrite grain size exceeds 7.0 ⁇ m.
  • the crown shape becomes non-uniform, and when used for a DRD can, for example, it leads to a shape defect that causes wrinkles in the flange portion when the DRD can is formed. Therefore, the soaking temperature is 660 to 760 ° C. Preferably, the temperature is 680 to 730 ° C.
  • the holding time when the soaking temperature is in the temperature range of 660 to 760 ° C is 60 seconds or less.
  • C contained in the steel sheet segregates to the ferrite grain boundary, precipitates as carbides in the cooling process in the continuous annealing process, reduces the amount of solute C contributing to the steel sheet strength, and yield. Strength decreases.
  • the holding time when the soaking temperature is in the temperature range of 660 to 760 ° C. is set to 60 seconds or less.
  • the holding time is less than 5 seconds, the stability when the steel plate passes through the soaking roll is impaired, and therefore the holding time is preferably 5 seconds or more.
  • Pre-cooling Cooling to 450 ° C or less at an average cooling rate of 10 ° C / s or more
  • After the soaking it is cooled to a temperature range of 450 ° C. or lower at an average cooling rate of 10 ° C./s or higher.
  • the average cooling rate is less than 10 ° C./s
  • carbide precipitation is promoted during cooling, the amount of solute C contributing to the steel plate strength is reduced, and the yield strength is reduced.
  • a shape defect that causes wrinkles in the flange portion at the time of forming the DRD can results.
  • an average cooling rate since said effect will be saturated when an average cooling rate exceeds 50 degrees C / s, it is preferable that an average cooling rate shall be 50 degrees C / s or less.
  • carbide precipitation is promoted after the former stage cooling, the amount of solute C contributing to the steel sheet strength is reduced, and the yield strength is lowered.
  • a steel plate is used for, for example, a DRD can, a shape defect in which wrinkles are generated in the flange portion when the DRD can is formed is caused.
  • the cooling stop temperature in the pre-cooling after soaking is less than 300 ° C., not only the carbide precipitation suppression effect is saturated, but the steel plate shape deteriorates when passing and the steel plate cannot be cooled uniformly, for example, crown
  • the crown stop shape is uneven. It is preferable to set it to 300 degreeC or more.
  • the average cooling rate in the subsequent cooling is preferably 30 ° C./s or less. More preferably, it is 25 ° C./s or less.
  • the average cooling rate in the subsequent cooling is preferably 30 ° C./s or less. More preferably, it is 25 ° C./s or less.
  • it is cooled to 140 ° C. or lower. If it exceeds 140 ° C., the amount of solute C that contributes to the strength of the steel sheet decreases, and the yield strength decreases.
  • a steel plate is used for, for example, a DRD can, a shape defect in which wrinkles are generated in the flange portion when the DRD can is formed is caused.
  • the cooling stop temperature is less than 100 ° C., the effect is saturated, and an excessive cost is generated in the cooling facility. More preferably, it is 120 ° C. or higher.
  • the steel sheet of the present invention can obtain high yield strength by the second cold rolling after annealing. That is, when the rolling reduction of secondary cold rolling is less than 10%, sufficient yield strength cannot be obtained.
  • the rolling reduction of secondary cold rolling exceeds 40%, for example, when the steel sheet is used for a crown, the uniformity of the crown shape is impaired.
  • the rolling reduction of secondary cold rolling shall be 10% or more and 40% or less. More preferably, the rolling reduction of secondary cold rolling is more than 15% and 35% or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained as described above is then subjected to plating treatment such as tin plating, chromium plating, nickel plating, etc., for example, by electroplating on the surface of the steel sheet, if necessary, to form a plating layer.
  • plating treatment such as tin plating, chromium plating, nickel plating, etc.
  • electroplating on the surface of the steel sheet, if necessary, to form a plating layer.
  • the steel sheet of the present invention can have sufficient strength and excellent material uniformity even if it is thinned. Therefore, the steel sheet of the present invention is particularly suitable as a material for crowns or DRD cans.
  • the crown of the present invention is formed using the steel plate described above.
  • the crown is mainly composed of a disk-shaped part that closes the mouth of the bottle and a bowl-shaped part provided around the disk-shaped part.
  • the crown of the present invention can be formed by press molding after punching the steel plate of the present invention into a circular blank. Since the crown of the present invention is manufactured from a steel sheet having sufficient yield strength and excellent material uniformity, it has excellent pressure resistance as a crown even when it is thinned, and has an outer diameter and high crown. Since the uniformity of the height is excellent, the yield in the crown manufacturing process is improved, and the amount of waste generated by the crown manufacturing is reduced.
  • the DRD can of the present invention is formed using the steel plate described above.
  • the DRD can be formed by punching the steel sheet of the present invention into a circular blank and then performing drawing and redrawing. Since the DRD can made of the steel plate of the present invention has a uniform shape and does not deviate from the product standard, the yield in the DRD can manufacturing process is improved, and the amount of waste generated in the DRD can manufacturing is reduced. Have.
  • Steel slabs were obtained by containing the component composition shown in Table 1, with the balance being made of Fe and unavoidable impurities in a converter and continuously cast.
  • the steel slab obtained here was subjected to hot rolling at the slab heating temperature, finish rolling temperature, and winding temperature shown in Table 2. After this hot rolling, pickling was performed. Next, primary cold rolling was performed at the rolling reduction shown in Table 2, and continuous annealing was performed under the continuous annealing conditions shown in Table 2, followed by secondary cold rolling at the rolling reduction shown in Table 2.
  • the obtained steel sheet was continuously subjected to electrolytic chromic acid treatment to obtain tin-free steel.
  • the steel sheet obtained in accordance with the above was subjected to a heat treatment equivalent to paint baking at 210 ° C. for 15 minutes and then subjected to a tensile test.
  • the tensile test was performed according to “JIS Z 2241” using a JIS No. 5 size tensile test piece, and the yield strength in the rolling direction was measured.
  • the heat treatment equivalent to this paint baking does not affect the steel plate material before the heat treatment.
  • the obtained steel sheet was subjected to a heat treatment equivalent to paint baking at 210 ° C. for 15 minutes, and then formed into a DRD can, and the DRD can formability was evaluated. That is, using a circular blank having a diameter of 158 mm, drawing and redrawing were performed, a DRD can having an inner diameter of 82.8 mm and a flange diameter of 102 mm was formed, and DRD can moldability was evaluated. In the evaluation, a sample in which three or more fine wrinkles are visually observed in the flange portion was evaluated as “x”, and a sample in which the fine wrinkles in the flange portion were two or less locations was evaluated as “good”. The evaluation results are shown in Table 2.
  • the steel sheets of Nos. 1 to 22 which are examples of the present invention have a yield strength in the rolling direction of 560 MPa or more and a standard deviation of the crown height of 0.09 mm or less, and the crown formability is good. I understand. Furthermore, the number of wrinkles generated in DRD can molding was 2 or less, and the DRD can moldability was also good.
  • Steel plates No. 26 to 28 have too little C content, so the standard deviation of ferrite grain size exceeds 7.0 ⁇ m, the standard deviation of crown height exceeds 0.09 mm, and the crown formability deteriorates. I understood.
  • the No. 29 steel plate contains too much Mn, so the standard deviation of ferrite grain size exceeds 7.0 ⁇ m, the standard deviation of crown height exceeds 0.09 mm, and the crown formability deteriorates.
  • Steel slabs were obtained by containing a component composition of 5, 9, 18, 21, 28, 29, and 31 with the balance being made of Fe and unavoidable impurities in a converter and continuously cast.
  • the steel slab obtained here was hot-rolled at the slab heating temperature, finish rolling temperature, and coiling temperature shown in Table 3. After hot rolling, pickling was performed. Next, primary cold rolling is performed at the rolling reduction shown in Table 3, and the soaking temperature, soaking time, precooling average speed, precooling cooling stop temperature, precooling average cooling speed, and postcooling cooling stop temperature shown in Table 3 are used. Continuous annealing was performed, followed by secondary cold rolling at the rolling reduction shown in Table 3.
  • the obtained steel sheet was continuously subjected to electrolytic chromic acid treatment to obtain tin-free steel.
  • steel plate No. which is an example of the present invention.
  • Steel sheets of 40, 43, 45, 47, 48, 52 to 55, 58, 59, 63, 64, 66, 69, 70, 71 have a high yield strength in the rolling direction of 560 MPa or more and a standard crown height. The deviation was 0.09 mm or less, and the crown moldability and DRD can moldability were good.
  • steel plate No. which is a comparative example.
  • Steel plates of 42, 44, 46, 51, 57, 60, 65, 67, 73, 74 are slab heating temperature, final stand reduction ratio of hot rolling, winding temperature, primary cold rolling rate, soaking temperature.
  • Any one of the pre-stage cooling stop temperature, the post-stage cooling average speed, the post-stage cooling stop temperature, and the secondary cold rolling reduction is outside the range of the present invention, so that the yield strength in the rolling direction is reduced or the standard deviation of the ferrite grain size is 7 It was found that the standard deviation of the crown height exceeded 0.09 mm and the crown moldability deteriorated, and the DRD can moldability also deteriorated.

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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％以下およびＮ：０．００７０％以上０．０１４０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、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粒径の標準偏差が７．０μｍ以下のフェライト相を有する組織とするとともに、降伏強度を５６０ＭＰａ以上とすることによって、薄肉化しても十分な強度と優れた成形性を備える鋼板を提供する。

Description

鋼板およびその製造方法と王冠およびＤＲＤ缶
　本発明は、鋼板、特に成形性に優れる高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。このような鋼板の典型例としては、絞り加工と再絞り加工とを組み合わせて成形されるＤＲＤ（Drawing　and　Redrawing）缶の他、ガラス瓶などの栓として用いられる王冠の素材として供する、薄鋼板がある。さらに、本発明は、前記鋼板を成形して得られる王冠およびＤＲＤ缶に関するものである。
　さて、清涼飲料水や酒類などの飲料用の容器には、従来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、高い耐圧強度が必要である。また、素材の強度が十分であっても、王冠に用いられる鋼板の材質均一性が低い場合は、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。このような不良形状の王冠を瓶の口にかしめても十分な密封性が得られない場合が生じるため、王冠の素材となる鋼板は材質均一性に優れていることも必要である。
　王冠の素材に供する薄鋼板には、主にＳＲ（Single　Reduced）鋼板が用いられている。これは、冷間圧延により鋼板を薄くした後に、焼鈍を施し、調質圧延を行うものである。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。
　近年、缶用鋼板と同様に、王冠用鋼板についてもコストダウンを目的とした薄肉化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ことになる。王冠用鋼板として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、焼鈍後に再度冷間圧延を施して加工硬化させる、ＤＲ（Double　Reduced）鋼板が適用されている。
　ところで、王冠は、成形初期に中央部がある程度絞られ、その後、外縁部が襞形状に成形される。ここで、王冠の素材が材質均一性の低い鋼板であると、該鋼板から製造される、王冠は外径および高さが不揃いになって製品規格から外れることがある。王冠の外径および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、耐圧強度不足により王冠が外れる可能性がある。
　また、ＤＲＤ缶の素材として、材質均一性の低い鋼板を適用すると、ＤＲＤ缶の成形時に缶のフランジ部に発生する皺に代表される、形状不良をまねく可能性がある。このＤＲＤ缶についても、形状不良により製品規格から外れるものがあると、大量にＤＲＤ缶を製造した際の歩留りが低下するという、上記した王冠の場合と同様の問題となる。
　以上の点を踏まえた、王冠用の高強度薄鋼板について、例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．００１０％以上０．００６０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．０５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ａｌ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、圧延方向に対して２５～６５°の方向のｒ値の最小値と全方向のｒ値の平均値、および降伏強度を適切に制御することにより、薄厚でも十分な王冠耐圧を満たす王冠用鋼板およびその製造方法が開示されている。
特許第６０５７０２３号公報
　特許文献１に記載の鋼板は、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、王冠加工に適したｒ値（方向・大きさ）を得ている。この方法は、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に、得られる鋼板は材質のばらつきが大きくなり、実用に供するのは困難である。
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、その目的は、薄肉化しても十分な強度と優れた成形性を備える鋼板およびその製造方法を提供することにある。さらに、本発明の目的は、所定の寸法および形状に整えられる、形状安定性に優れる王冠およびＤＲＤ缶を提供することにある。
　発明者らは、上記した課題を解決するための方途について鋭意究明したところ、所定の成分組成の下に組織を規制することによって、高強度かつ優れた成形性を付与できることを見出した。本発明はこの知見に由来するものであり、そ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、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
　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、該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、
　降伏強度が５６０ＭＰａ以上である鋼板。
（２）板厚が０．２０ｍｍ以下である前記（１）に記載の鋼板。
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼板からなる王冠。
（４）前記（１）または（２）に記載の鋼板からなるＤＲＤ缶。
（５）前記（１）または（２）に記載の鋼板の製造方法であり、
　鋼素材を１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延温度：８７０℃以上および最終スタンドの圧下率：１０％以上の条件にて圧延を施して５５０～７５０℃の温度範囲内で巻取る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延後の熱延板に酸洗を行う酸洗工程と、
　前記酸洗後の熱延板に、圧下率：８８％以上の冷間圧延を行う一次冷間圧延工程と、
　前記一次冷間圧延後の冷延板を、６６０～７６０℃の温度域に６０秒以下で保持したのち、１０℃／s以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度域まで冷却し、次いで５℃／s以上の平均冷却速度で１４０℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程と、
　前記焼鈍板に、１０％以上４０％以下の圧下率で冷間圧延を行う二次冷間圧延工程と、を有する鋼板の製造方法。
　本発明によれば、薄肉化しても十分な強度を有しかつ材質均一性に優れる鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することができる。さらに、本発明の鋼板を例えば王冠用あるいはＤＲＤ缶用に供した場合に、形状に歪みのない王冠あるいはＤＲＤ缶を成形することができる。
　本発明に係る鋼板は、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、残部は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部までの領域にフェライト相を有し、該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。
　まず、鋼板の成分組成における各成分量の限定理由から順に説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を示す。
Ｃ：０．００６０％超０．０１００％以下
　Ｃの含有量を０．００６０％以下とすると、後述の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、例えば王冠用に供した場合に、成形した王冠外径および王冠高さが不均一となる。同様に、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生し形状不良の缶となる。一方、Ｃ含有量が０．０１００％超となると、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、例えば王冠用に供した場合に、成形した王冠の外径および高さが不均一となる。同様に、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生し形状不良の缶となる。よって、Ｃの含有量は０．００６０％超０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｃの含有量は０．００６５％以上０．００９０％以下とする。
Ｓｉ：０．０５％以下
　Ｓｉを多く含むとＣと同様の理由により、例えば王冠用に供した場合に、王冠の外径および高さの均一性が損なわれ、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。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。より好ましくは、０．０１％以上０．０３％以下である。
Ｍｎ：０．０５％以上０．６０％以下
　Ｍｎの含有量が０．０５％を下回ると、Ｓの含有量を低下させても熱間脆化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を多く含むと、Ｃと同様の理由により、例えば王冠用に供した場合に、王冠の外径および高さの均一性が損なわれ、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。よって、Ｍｎの含有量は０．６０％以下とする。好ましくは、Ｍｎの含有量は０．１０％以上０．５０％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐの含有量が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超となって成形性が悪化し、例えば王冠用に供した場合に、王冠の外径および高さの均一性が損なわれ、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。よって、Ｐの含有量の上限値は０．０５０％とする。また、Ｐを０．００１％未満とするには脱Ｐコストが過大となるため、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０５０％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の含有量が０．０５０％を超えるとこの影響が顕著となる。よって、Ｓの含有量の上限値は０．０５０％とする。また、Ｓを０．００５％未満とするには脱Ｓコストが過大となるため、Ｓの含有量は０．００４％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０２０％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になり、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が粗大となって成形性が悪化する。すると、例えば王冠用に供した場合に、王冠の外径および高さの均一性が損なわれ、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。一方、Ａｌの含有量が０．０５０％超となると、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ため、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０３０％以下０．０４５％以下である。
Ｎ：０．００７０％以上０．０１４０％以下
　Ｎの含有量を０．００７０％未満とすると、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、例えば王冠用に供した場合に、成形した王冠の外径および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。同様に、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生し形状不良の缶となる。一方、Ｎ含有量が０．０１４０％超とな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、例えば王冠用に供した場合に、王冠の外径および高さの均一性が損なわれ、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。好ましくは、Ｎの含有量は０．００８５以上０．０１２５％以下とする。より好ましくは、０．０１００％超とする。
　以上の成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とする。
　次に、本発明に係る鋼板の金属組織は、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、該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。
　まず、本発明の鋼板の金属組織は、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。より好ましくは、９０％以上である。すなわち、フェライト相が85体積％未満では、加工時に硬質なセメンタイトを起点に破断が発生し易くなり、成形性が劣化する。
　以上の金属組織において、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の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以下とする。
　すなわち、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となると成形性が悪化し、例えば王冠用に供した場合に、成形後の王冠の外径および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。同様に、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生し形状不良の缶となる。好ましくは、フェライト粒径の標準偏差は６．５μｍ以下である。
　ここで、フェライトの金属組織は、鋼板圧延方向に平行な板厚方向の断面を研磨後、腐食液（３体積％ナイタール）で腐食し、４００倍の倍率で１０視野にわたり光学顕微鏡で板厚１／４深さ位置（上記断面における、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）から板厚１／２位置までの領域を観察し、光学顕微鏡で撮影し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の粒径を求める。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、１０視野の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。画像解析は、オリンパス株式会社の画像解析ソフトウェア　「Ｓｔｒｅａｍ　Ｅｓｓｅｎｔｉａｌｓ」を使用した。
　所望の金属組織は、成分組成を調整し、熱間圧延工程での加熱温度、仕上げ圧延温度、最終スタンドの圧下率および巻取り温度を調整し、一次冷間圧延の圧下率を調整し、連続焼鈍工程での冷却速度を調整し、二次冷間圧延工程における圧下率を調整することで得ることができる。なお、製造条件の詳細については、後述する。
　以上の成分組成および組織を有する鋼板では、例えば０．２０ｍｍ以下の板厚であっても、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、本発明の鋼板には、例えば王冠に供する場合に、瓶の口にかしめた王冠が内圧によって外れないための、耐圧強度が求められる。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不可能である。そのためには、降伏強度は５６０ＭＰａ以上である必要がある。さらに十分な耐圧強度を確保するためには降伏強度は６００ＭＰａ以上が好ましい。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、圧延方向の降伏強度は７００ＭＰａ以下が好ましい。より好ましくは６００ＭＰａ以上６８０ＭＰａ以下である。
　なお、降伏強度は「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１」に示される金属材料引張試験方法により測定できる。
　次に、本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の鋼板は、上記成分組成からなる鋼素材（鋼スラブ）を、１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延温度が８７０℃以上で、最終スタンドの圧下率が１０％以上とし、５５０～７５０℃の温度範囲内で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延後に酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程後に、圧下率が８８％以上で冷間圧延する一次冷間圧延工程と、前記一次冷間圧延後に、均熱温度が６６０～７６０℃の温度域にある保持時間を６０秒以下とし、１０℃／s以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度域まで冷却し、５℃／s以上の平均冷却速度で１４０℃以下の温度域まで冷却する連続焼鈍工程と、１０％以上４０％以下の圧下率で二次冷間圧延を行うことで製造される。
　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、平均冷却速度は表面温度を基に計算して得られた値とする。例えば、均熱温度から４５０℃以下の温度域までの平均冷却速度は（（均熱温度－（４５０℃以下の温度域））／均熱温度から（４５０℃以下の温度域）までの冷却時間）で表される。なお、上式における「４５０℃以下の温度域」とは該温度域にある冷却停止温度を意味している。
　本発明に係る鋼板を製造する際は、転炉などを用いた公知の方法により、溶鋼を上記の化学成分に調整し、その後、例えば連続鋳造法によるスラブとして、鋼素材とする。
（鋼素材加熱温度：１２００℃以上）
　熱間圧延工程の鋼素材の加熱温度は１２００℃以上とする。該加熱温度が１２００℃未満であると、本発明において強度を確保するために必要な固溶Ｎ量が低減し、強度が低下するため、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ため、Ｎの総量（Ｎtotal）からＡｌＮとして存在するＮ量（ＮasAlN）を差し引いた（Ｎtotal－（ＮasAlN））を固溶Ｎ量とみなした。鋼板の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、鋼素材加熱温度を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、そのためには鋼素材加熱温度を１２２０℃以上とするとよい。鋼素材加熱温度は１３００℃超としても効果が飽和するため、１３００℃以下が好ましい。
（仕上げ圧延温度：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する。すると、例えば王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となり、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。従って、仕上げ温度は、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。
（最終スタンドの圧下率：１０％以上）
　熱間圧延工程の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％未満となると、鋼板のフェライトの一部が粗大化し、フェライトの標準偏差が７．０μｍ超となって成形性が悪化する。すると、例えば王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となり、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。従って、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小さくするには最終スタンドの圧下率は１２％以上とすることが好ましい。最終スタンドの圧下率の上限は、圧延荷重の観点で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する。すると、例えば王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となり、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。従って、巻取温度は５５０℃以上とする。一方、巻取温度が７５０℃より高くなると、鋼板のフェライトの一部が粗大化し、フェライトの標準偏差が７．０μｍ超となって、例えば王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となり、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。従って、巻取温度は７５０℃以下とする。好ましくは６００℃以上７００℃以下である。
.（酸洗）
　その後、酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、表層スケールが除去できればよく、特に条件を限定する必要はない。
　次に、冷間圧延は、焼鈍を挟む２回に分けて行う。
（一次冷間圧延圧下率：８８％以上）
 まず、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は８８％未満となると冷間圧延で鋼板に付与されるひずみが低下するため、連続焼鈍工程における再結晶が不均一となり、フェライトの標準偏差が７．０μｍ超となって成形性が悪化する。すると、例えば王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となり、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。従って、一次冷間圧延工程の圧下率は８８％以上とする。より好ましくは８９～９４％とする。
　一次冷間圧延後の焼鈍工程では、６６０～７６０℃の温度域に６０秒以下で保持したのち、１０℃／s以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度域まで冷却する前段冷却と、次いで５℃／s以上の平均冷却速度で１４０℃以下の温度域まで冷却する後段冷却と、を行う。
（均熱温度：６６０～７６０℃）
　すなわち、連続焼鈍工程における均熱温度は、６６０～７６０℃の温度で行う。均熱温度を７６０℃超とすると、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り、好ましくない。また、鋼板のフェライト粒径が一部粗大化し、フェライトの標準偏差が７．０μｍ超となり、例えば王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となり、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねくことになる。一方、焼鈍温度が６６０℃未満であると、再結晶が不完全となり、鋼板のフェライト粒径が一部細かくなり、フェライト粒径の標準偏差が７．０μｍ超となり、例えば王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となり、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。従って、均熱温度は、６６０～７６０℃の温度で行うこととする。好ましくは、６８０～７３０℃の温度で行う。
　均熱温度が６６０～７６０℃の温度域にある保持時間は６０秒以下とする。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、連続焼鈍工程での冷却過程で炭化物として析出し、鋼板強度に寄与する固溶Ｃ量が低減し、降伏強度が低下する。さらに、鋼板を例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。従って、均熱温度が６６０～７６０℃の温度域にある保持時間は６０秒以下とする。なお、保持時間が５秒未満となると、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ため、好ましくは保持時間を５秒以上とする。
（前段冷却：１０℃／s以上の平均冷却速度で４５０℃以下まで冷却）
　前記均熱後、１０℃／s以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度域まで冷却する。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満となると、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量が低減し、降伏強度が低下する。さらに、鋼板を例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。なお、平均冷却速度が５０℃／ｓ超となると上記の効果が飽和するため、平均冷却速度は５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　また、均熱後の前段冷却における冷却停止温度が４５０℃超となると、前段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量が低減し、降伏強度が低下する。さらに、鋼板を例えばＤＲＤ缶用に供した場合、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。なお、均熱後の前段冷却における冷却停止温度が３００℃未満となると、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鋼板が均一に冷却できなくなり、例えば王冠用に供した場合に、王冠形状が不均一となり、さらに、例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねくため、均熱後の冷却停止温度は３００℃以上とすることが好ましい。
（後段冷却：５℃／s以上の平均冷却速度で１４０℃以下まで）
　前段冷却後の後段冷却では、５℃／s以上の平均冷却速度で前段冷却時の冷却停止温度から１４０℃以下の温度域まで冷却する。平均冷却速度が５℃／ｓ未満となると、鋼板強度に寄与する固溶Ｃ量が低減し降伏強度が低下する。さらに、鋼板を例えばＤＲＤ缶用に供した場合に、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。なお、平均冷却速度が３０℃／ｓ超となると、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ため後段冷却での平均冷却速度は３０℃／ｓ以下が好ましい。より好ましくは２５℃／ｓ以下である。
　後段冷却では１４０℃以下まで冷却する。１４０℃超となると、鋼板強度に寄与する固溶Ｃ量が低減し、降伏強度が低下する。さらに、鋼板を例えばＤＲＤ缶用に供した場合、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。なお、冷却停止温度が１００℃未満とな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ため１００℃以上が好ましい。より好ましくは１２０℃以上である。
（二次冷間圧延圧下率：１０％以上４０％以下）
　本発明の鋼板は、焼鈍後の二回目の冷間圧延により高い降伏強度を得ることができる。すなわち、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。また、二次冷間圧延の圧下率が４０％を超えると、例えば鋼板を王冠用に供した場合に王冠形状の均一性を損なう。さらに、例えばＤＲＤ缶用に供した場合、ＤＲＤ缶成形時にフランジ部にしわが発生する形状不良をまねく。よって、二次冷間圧延の圧下率は１０％以上４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、二次冷間圧延の圧下率は１５％超３５％以下である。
　上記のようにして得た冷延鋼板は、その後、必要に応じて、鋼板表面に、例えば電気めっきにより、錫めっき、クロムめっき、ニッケルめっき等のめっき処理を施してめっき層を形成し、めっき鋼板として使用に供してもよい。なお、めっき等の表面処理の膜厚は、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。
　以上、説明したように、本発明の鋼板は、薄肉化しても十分な強度および優れた材質均一性を備えることができる。従って、本発明の鋼板は、特に王冠あるいはＤＲＤ缶の素材として最適である。
　また、本発明の王冠は、上述した鋼板を用いて成形されるものである。王冠は、主に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とから構成される。本発明の王冠は、本発明の鋼板を円形のブランクに打ち抜いた後、プレス成形により成形することができる。本発明の王冠は、十分な降伏強度を有し、かつ、材質均一性に優れた鋼板から製造されるので、薄肉化しても王冠としての耐圧強度に優れており、かつ王冠の外径および高さの均一性が優れているため、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。
　同様に、本発明のＤＲＤ缶は、上述した鋼板を用いて成形されるものである。ＤＲＤ缶は、本発明の鋼板を円形のブランクに打ち抜いた後、絞り加工および再絞り加工を施すことにより成形することができる。本発明の鋼板を素材とするＤＲＤ缶は、形状が均一で製品規格から外れることがないため、ＤＲＤ缶製造工程での歩留まりが向上し、ＤＲＤ缶製造に伴う廃棄物の排出量を減らす効果も有する。
　表１に示す成分組成を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造することにより鋼スラブを得た。ここで得られた鋼スラブに対して、表２に示すスラブ加熱温度、仕上圧延温度、巻取り温度での熱間圧延を施した。この熱間圧延後には酸洗を行った。次いで、表２に示す圧下率で一次冷間圧延を行い、表２に示す連続焼鈍条件にて連続焼鈍し、引き続き、表２に示す圧下率で二次冷間圧延を施した。得られた鋼板に電解クロム酸処理を連続的に施して、ティンフリースチールを得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　以上にしたがって得られた鋼板に対して、２１０℃および１５分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、引張試験を行った。引張試験は、ＪＩＳ５号サイズの引張試験片を用いて、「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１」に従って行い、圧延方向の降伏強度を測定した。なお、この塗装焼付け相当の熱処理は、該熱処理前の鋼板材質に何ら影響を与えるものではない。
　得られた鋼板を用いて王冠に成形し、王冠成形性を評価した。すなわち、直径３７ｍｍの円形ブランクを使用し、プレス加工により各鋼板について各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）は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が０．０９ｍｍ以下を王冠形状が優れる、０．０９ｍｍ超を王冠形状が劣るとした。得られた結果を表２に示す。
　さらに、得られた鋼板を用いて、２１０℃、１５分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、ＤＲＤ缶に成形し、ＤＲＤ缶成形性を評価した。すなわち、直径１５８ｍｍの円形ブランクを使用し、絞り加工および再絞り加工を施し、内径８２．８ｍｍ、フランジ径１０２ｍｍのＤＲＤ缶を成形し、ＤＲＤ缶成形性を評価した。評価は、目視でフランジ部に微細なしわが３箇所以上見られるサンプルを×、フランジ部の微細なしわが２箇所以下であるサンプルを○とした。この評価結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２より、本発明例である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、王冠成形性は良好であることがわかる。さらに、ＤＲＤ缶成形におけるしわの発生数は２箇所以下であり、ＤＲＤ缶成形性も良好であった。
　一方、比較例である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、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超となり王冠成形性が劣化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化することが分かった。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、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超となり王冠成形性が劣化することが分かった。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、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超となり王冠成形性が劣化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化することが分かった。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量が低減し、鋼板強度が低下することが分かった。またＤＲＤ缶成形性も劣化した。No.３１の鋼板は、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超となり、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超となり王冠成形性が劣化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化することが分かった。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、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超となり王冠成形性が劣化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化することが分かった。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、王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ超となり王冠成形性が劣化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化するとともに固溶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ことが分かった。また、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超となり王冠成形性が劣化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化することが分かった。No.３９の鋼板は、Ｓｉ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超となり王冠成形性が劣化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化することが分かった。
　表１に示した鋼Ｎｏ．５，９，１８，２１，２８，２９，３１の成分組成を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造することにより鋼スラブを得た。ここで得られた鋼スラブに対して、表３に示すスラブ加熱温度、仕上圧延温度、巻取温度での熱間圧延を施した。熱間圧延後には酸洗を行った。次いで、表３に示す圧下率で一次冷間圧延を行い、表３に示す均熱保持温度、均熱保持時間、前段冷却平均速度、前段冷却停止温度、後段冷却平均速度、後段冷却停止温度で連続焼鈍し、引き続き、表３に示す圧下率で二次冷間圧延を施した。得られた鋼板に電解クロム酸処理を連続的に施して、ティンフリースチールを得た。
　以上により得られた鋼板に対して、前述と同様の方法で引張試験を行うとともに、王冠成形性およびＤＲＤ缶成形性の評価を行った。得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、本発明例である鋼板Ｎｏ．４０、４３、４５、４７、４８、５２～５５、５８、５９、６３、６４、６６、６９、７０、７１の鋼板は、圧延方向の降伏強度が５６０ＭＰａ以上と高く、かつ王冠高さの標準偏差が０．０９ｍｍ以下であり、王冠成形性、ＤＲＤ缶成形性が良好であった。
　一方、比較例である鋼板Ｎｏ．４１、４９、５０、５６、６１、６８、７２の鋼板は、スラブ加熱温度、均熱保持時間、前段冷却平均速度、二次冷間圧下率、後段冷却平均速度、前段冷却停止温度、後段冷却停止温度が本発明範囲を外れるため、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．６２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化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化することが分かった。比較例である鋼板Ｎｏ．４２、４４、４６、５１、５７、６０、６５、６７、７３、７４の鋼板は、スラブ加熱温度、熱間圧延の最終スタンド圧下率、巻取温度、一次冷間圧延率、均熱保持温度、前段冷却停止温度、後段冷却平均速度、後段冷却停止温度、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下または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超となり王冠成形性が劣化し、またＤＲＤ缶成形性も劣化することが分かった。

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、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
    　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、該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、
    降伏強度が５６０ＭＰａ以上である鋼板。
  2. 　板厚が０．２０ｍｍ以下である請求項１に記載の鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の鋼板からなる王冠。
  4. 　請求項１または２に記載の鋼板からなるＤＲＤ缶。
  5. 　請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であり、
    　鋼素材を１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延温度：８７０℃以上および最終スタンドの圧下率：１０％以上の条件にて圧延を施して５５０～７５０℃の温度範囲内で巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延後の熱延板に酸洗を行う酸洗工程と、
    　前記酸洗後の熱延板に、圧下率：８８％以上の冷間圧延を行う一次冷間圧延工程と、
    　前記一次冷間圧延後の冷延板を、６６０～７６０℃の温度域に６０秒以下で保持したのち、１０℃／s以上の平均冷却速度で４５０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで５℃／s以上３０℃／s以下の平均冷却速度で１４０℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍板に、１０％以上４０％以下の圧下率で冷間圧延を行う二次冷間圧延工程と、を有する鋼板の製造方法。
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