(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.001 〜0.1 wt％、
Si：0.2 wt％以下、
Mn：0.05〜1.0 wt％、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.04wt％、
Al：0.001 〜0.01wt％
Ｎ：0.01wt％以下及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.01wt％
を含み、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、かつ、粒径１〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40wt％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3 の合計は100wt％以下）の組成を有する、引張強度が450 MPa 以下で、｜Δｒ｜が0.2 以下、板厚が0.2 mm以下である表面性状が良好で製缶の安定性に優れる缶用鋼板。
【請求項２】
Ｃ：0.001 〜0.1 wt％、
Si：0.2 wt％以下、
Mn：0.05〜1.0 wt％、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.04wt％、
Al：0.001 〜0.01wt％
Ｎ：0.01wt％以下及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.01wt％
を含み、かつ、
Ni：0.005 〜1.0 wt％、
Cr：0.005 〜1.0 wt％、
Nb：0.002 〜0.04wt％、
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、かつ、粒径１〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40wt％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3 の合計は100wt％以下）の組成を有する、引張強度が450 MPa 以下で、｜Δｒ｜が0.2 以下、板厚が0.2 mm以下である表面性状が良好で製缶の安定性に優れる缶用鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２において、鋼板が粒径10μm 以下の結晶粒からなる表面性状が良好で製缶の安定性に優れる缶用鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、表面性状が良好で、かつ、２ピース缶として深絞り加工し、更に１回以上の再絞りを行って深い円筒とする用途に用いられて好適な、板厚が0.2 mm程度以下の缶用鋼板に関するものであり、より詳しくは、実生産での安定製造性を阻害する主な不具合現象である破胴( 平板状のブランクから絞り成形、しごき成形などで深いカップ形状に成形する過程で、胴（壁）の部分が破断することをいい、一般に生産性を大きく低下させる重大なトラブルの原因となる。）を極力抑制することが可能な優れた局部変形能を有する鋼板を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
薄鋼板のプレス成形（円筒形状の容器を成形する深絞り成形）においては、成形工程において種々の不均一（例えば、潤滑、しわ押さえ力などの不均一）が生じた場合に、製缶工程において割れを起こし、安定した高速の製缶作業が困難となることがある。このような割れは、製缶工程が高能率、高速度であればあるほど大きな問題となる。この割れに対処するには、素材である缶用鋼板について、前述のような不均一が発生した場合でも、余裕を持って塑性変形し、割れを生じないという特性を具備すること、すなわち局部変形能の向上が重要となる。
【０００３】
したがって、極薄物の２ピース缶用としての鋼板は、この局部変形能を向上させることが重要である。特に昨今では、素材の薄肉化を行うことで一缶当たりの素材使用量を削減しようとする志向が強く、このためストレッチドロー成形と呼ばれるしごきと絞りの一体化した成形法が用いられることが多くなっているが、この成形法は鋼板にとって極めて厳しい加工になるため、破胴という形態での破断が生じ易い。したがって、このようなしごきを含む絞り変形下であっても破胴しない、局部変形能の優れた鋼板の重要性が増している。
【０００４】
局部変形能の向上には、特開昭６３−１９２８４６号公報に開示されるような介在物の組成制御による介在物の低融点化を図る方法、特開平２−２２０７３５号公報に開示されるような鋼中の溶存酸素を調整してTiN 、MnS の析出を制御する方法などが提案されている。しかしながら、圧延段階で長く延びるMnS や鋼中の酸化物の存在により局部変形能が劣化してしまうので、このような加工形態に対していまだ十分な変形能を得ることは困難であった。
また、Tiを含有する鋼では、めっき後の表面に筋状の模様を生じて外観不良を生じることがある。この点、特開平５−９５４９号公報では、更にCaを添加して鋼中のサルファイド介在物を他の複合介在物に変化させる方法が開示されている。しかし、この方法では、介在物はCaO −Al2O3 系となって、錆の起点となり、耐食性が劣化するという問題点があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、従来技術が抱える上述した問題点を解決するために実験、調査、検討を加えた結果、開発したものであり、錆の少なく、介在物、析出物による変形能の劣化がほとんどなく、かつ、介在物による表面性状の低下がほとんどない、製缶の安定性に優れる缶用鋼板を提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中に残留する酸化物系介在物の組成を制御し、これにより鋼中に存在する酸化物及び硫化物を制御することが、表面性状及び極薄鋼板の加工性、なかでも局部変形能の向上に有効であるとの結論に達した。すなわち、巨大クラスター状介在物の生成を抑制して50μm 以下の大きさの介在物に微細分散化を図り、かつ、鋼中のMnS の量を低減して、鋼中の全ての酸化物、硫化物を微細化し、かつ、圧延により長く延びるような変形の起きにくい非延性とすることにより、加工性、特に局部変形能に極めて優れる特性が得られ、併せて鋼板を製造する際の鋳造ノズル詰まりや発錆、表面性状の劣化といった諸問題も解決できることを見出した。
【０００７】
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、この発明は、
【請求項１】
Ｃ：0.001 〜0.1 wt％、
Si：0.2 wt％以下、
Mn：0.05〜1.0 wt％、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.04wt％、
Al：0.001 〜0.01wt％
Ｎ：0.01wt％以下及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.01wt％
を含み、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、かつ、粒径１〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40wt％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3 の合計は100wt％以下）の組成を有する、引張強度が450 MPa 以下で、｜Δｒ｜が0.2 以下、板厚が0.2 mm以下である表面性状が良好で製缶の安定性に優れる缶用鋼板、及び
Ｃ：0.001 〜0.1 wt％、
Si：0.2 wt％以下、
Mn：0.05〜1.0 wt％、
Ｐ：0.02wt％以下、
Ti：0.015 〜0.04wt％、
Al：0.001 〜0.01wt％
Ｎ：0.01wt％以下及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.01wt％
を含み、かつ、
Ni：0.005 〜1.0 wt％、
Cr：0.005 〜1.0 wt％、
Nb：0.002 〜0.04wt％、
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014wt％
の関係を満たして残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、かつ、粒径１〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40wt％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3 の合計は100wt％以下）の組成を有する、引張強度が450 MPa 以下で、｜Δｒ｜が0.2 以下、板厚が0.2 mm以下である表面性状が良好で製缶の安定性に優れる缶用鋼板である。
【０００８】
この発明においては、基地組織が粒径10μm 以下の微細結晶粒からなることが、より好適である。
【０００９】
なお、この発明の缶用鋼板は、主に２ピース缶（胴部と底部が一体で成形され、それに蓋が組み合わされることで構成される缶）用に用いられる缶用鋼板を対象とするが、なかでもいわゆるＤＩ缶（Drawn and Wall Ironed Can ）や絞り−再絞り工程での積極的な薄肉化処理を組み合わせたＤＴＲ缶（Drawn and Thin Redrawn Can）、更に、それにしごき加工を付与したような高度な技術を適用した缶用の鋼板にとりわけ適している。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の基礎となった研究結果を述べる。
この発明では、Alが0.001 wt％以上0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ｓ及び／又はREM が0.0005wt％以上の条件を満たす成分組成とすることにより、表面性状が良好で、製缶の安定性に優れる缶用鋼板とする。このとき、介在物はTi2O3 −Ca／REM 酸化物−Al2O3 −SiO2の酸化物となっており、かつ、介在物中のCa濃度が40wt％以下であると、錆の起点となることがない。Alの量が0.01wt％を超えると、介在物はAl2O3 −CaO 及び／又はREM 酸化物系となるので、介在物中のCaO 濃度が50wt％程度となり、錆の起点となって耐食性を悪化させるため缶用鋼板としては甚だ好ましくない。
【００１１】
２ピース缶製造工程におけるしごきの加わる変形下での局部変形能の向上のためには、
１）鋼中の酸化物を粗大化させないこと、
２）鋼中の硫化物を粗大化させないこと及び、
３）結晶粒を微細・均一化すること（なお、均一とは混粒でないことを意味する。）
が重要である。これは、鋼中の酸化物、硫化物が粗大化すると、大きな内部欠陥があることと等価となり、しごきとともに絞り変形が加わるような加工の際には、その缶胴部分に変形が集中するため、かかる部分に粗大な介在物が存在すると、その部分を起点に破胴が発生し易いからである。
【００１２】
上記１）の酸化物については、Alが0.001wt ％以上0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ca及び／又はREM が0.0005wt％以上の条件を満たすことで、酸化物がAl2O3 主体からTi系の酸化物に変化し、このTi系酸化物が溶鋼との濡れ性が良く、クラスターを形成し難いため、Al2O3 主体の介在物のように粗大化しなくなる。
【００１３】
また、上記２）の硫化物については、凝固時に析出するMnS の抑制が重要であり、MnS があると圧延時に延びて、加工時の割れを助長する。この解決のため、鋼中のＳを、より安定な硫化物をつくるCa及び／又はREM によって固定（無害化）する。このためには、Ｓ量と、Ca量，REM 量とについて、
Ｓ−5 × ((32/40) Ca＋(32/140) REM))≦0.0014wt％
（式中、ＳはＳ量（wt％）を、CaはCa量（wt％）を、REM はREM 量（wt％）をそれぞれ示す。）
なる関係を満足することが必要との考えに至った。すなわち、CaS ，REM 硫化物の生成によりＳを固定するためには、Ca，REM の添加量は多いほど良く、その下限値は上記の不等式で示される。すなわち、有害な状態にあるＳが0.0014％以下であることが必要であるとの実験結果を得た。
【００１４】
更に、上記３）の結晶粒微細化については、鋼板の結晶粒の粒径を10μm 以下にすることが重要であり、そのためには鋼成分の調整とともに製造条件の調整が重要である。
【００１５】
発明者らは以上の実験結果をもとに種々検討した結果、以下のようにこの発明を限定した。
以下、各々の成分について限定理由を示す。
（Ｃ：0.001 〜0.1 wt％）
この発明は、深絞り成形その他の過酷なプレス成形を行う缶用鋼板に関するものであり、鋼板の強度はより低いことが望ましい。したがって、Ｃは鋼を固溶強化、あるいは炭化物により微細化強化、析出強化するため、極力低減することが望ましい。また、Ｃ量を低減することは、ｒ値（ランクフォード値）を向上させるので、この発明が対象とする２ピース缶の用途においては特に有効である。好ましい上限値は0.1 wt％であり、0.007 wt％であればより好ましい。しかしながら、Ｃが極めて少ない場合は結晶粒径が粗大化し、成形時に肌荒れ現象を生じて成形性が低下する。また、このように結晶粒径が粗大化した場合は深絞り成形後の耐二次加工脆性も悪化する傾向にある。以上のことから好ましい下限値は0.001 wt％であり、0.0012wt％以上であればより好ましい。
【００１６】
（Si：0.2 wt％以下（0 を含まない））
Siは、溶製時の脱酸に有効な成分である。もっとも、多過ぎると加工硬化が顕著となり、熱間圧延性、冷間圧延性が大幅に低下するとともに、製品の延性の面では有害な成分であるので、0.2 wt％を上限とした。また、好ましい上限値は0.05wt％であり、0.02wt％以下であればより望ましい。
【００１７】
（Mn：0.05〜1.0 wt％）
Mnは、Siと同様、溶製時の脱酸に有効である。また、熱間脆性を抑制する効果もある。これらの望ましい効果を発揮させるためには、おおむね0.05wt％以上の添加が望ましい。一方、この発明は２ピース缶用として極めて厳しい成形を行う鋼板に関するものであり、延性の向上が望まれる。Mnは1.0 wt％以下であれば、その含有による延性の低下量は少ない。したがって、Mnは1.0 wt％を上限とした。0.7 wt％以下であればより望ましい。
【００１８】
（Ｐ：0.02wt％以下）
Ｐは鋼の耐食性を低下させる成分であり、この発明が対象とする種々の深絞り成形後の缶体の二次加工脆性にも脆化成分として働くため極力低減することが望ましい。その添加量が0.02wt％以下であればほぼ問題のない耐二次加工脆性のレベルを達成し、優れた深絞り成形性を確保することができる。0.01wt％以下であれば更に好適である。下限については特に規定されず、脱燐に必要な製造コストのアップ代と特性改善効果とのバランスで決定される。
【００１９】
（Ti：0.015 〜0.04wt％）
Tiはこの発明において重要な成分であり、Ti脱酸により、50μm 以下のサイズの微細酸化物系介在物を形成させ、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御して、強度−伸びバランスを向上させる。更に、この微細酸化物は、熱延板の微細化にも有効であるため、冷延−焼鈍後に｛１１１｝再結晶集合組織が発達してｒ値が向上する。また、このような機構を応用して集合組織を制御することで特にｒ値の面内異方性を改善することができ、これはイヤリングの発生が問題とされる２ピース缶用の鋼板としては極めて重要である。その添加量が0.015 wt％未満では、添加効果すなわち微細酸化物の量の生成が不十分であり、集合組織、結晶粒径制御が十分に達成されない。したがって、0.015 wt％以上と限定した。しかしながら、Tiが0.04wt％を超えて添加された場合は熱間圧延時の変形抵抗が顕著に増大し、更に冷間圧延が大きい極薄の鋼板では極めて重要である冷間圧延性が顕著に低下するため冷間圧延が困難となる。これらのことから、Ti添加量は0.015 〜0.04wt％とした。
【００２０】
（Al：0.001 〜0.01wt％）
Alはこの発明において特に重要な成分であり、Al含有量が0.01wt％を超えると、Al脱酸になり、巨大Al2O3 クラスターが多量に生成し、表面性状を劣化させるとともに、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御できる50μm 以下の微細酸化物が少なくなるため、強度伸びバランスが低下する。更に、この発明が対象とする２ピース缶に適用した場合はこれにより不可避的に混入する巨大なアルミナ（クラスター）に起因する製缶工程での割れの発生が顕著となる。これは、製缶作業の安定性を著しく損なうものである。以上のことから、Al含有量は、0.01wt％以下と限定した。更に重要なことは、Al量がこれよりも多いと介在物組成がAl2O3 −CaO 及び／又はAl2O3 −REM 酸化物系となって、錆の起点となり、耐食性を劣化させることである。この観点からもAlの上限は0.01wt％とする。Al量の下限は、脱ガス、連続鋳造の操業安定化の観点から、0.001 wt％とする。
【００２１】
（Ｎ：0.01wt％以下（0 を含まない））
Ｎは、固溶強化成分として寄与するため、この発明のごとく極めて厳しい塑性加工に適用する場合は延性の低下につながるため、極力低減することが望ましい。0.01wt％を上限とすることで上記の問題が顕在化することを防止できる。なお、好ましい下限値は特に限定されないが、各製造工程で侵窒を防止するための製造コストアップと機械的特性の変化を勘案すれば0.001 wt％である。また、好ましい上限値は0.005 wt％であり、0.003 wt％以下であればより好ましい。
【００２２】
（Ca及び／又は金属REM ：合計で0.0005〜0.01wt％）
Ca及び金属REM （La、Ceなどの希土類元素をいう）は、この発明において重要な成分であり、Ca及びREM のいずれか１種又は２種を0.0005wt％以上添加する必要がある。すなわち、Ti脱酸した後、さらに0.0005wt％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の酸化物組成を、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：５wt％以上40wt％以下、Al2O3 が40wt％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、連続鋳造時に、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止でき、ノズルの閉塞を防止できる。さらに、CaO 及び／又はREM 酸化物は、微細な粒子として鋼中に存在し、熱延板の細粒化に寄与できる。しかもこの介在物は冷延・焼鈍後における鋼板の機械的特性を改善することにも有効に寄与する。これらのことから、Ca，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005wt％以上含有させるが、添加量が合計で0.01wt％を上回ると逆に鋼板の耐食性が顕著に低下するため缶用鋼板としての適用は極めて困難なものとなる。以上のことから0.0005〜0.01wt％の範囲とした。
【００２３】
（Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％）
Ｓは鋼の加工性に対しては有害な成分であるので極力低減することが望ましい。しかし、過度の脱硫処理はコストアップの要因になるので、これと機械的特性の改善効果とを勘案して、上限は0.01wt％とする。より好ましい上限値は0.005 wt％である。
また、Ｓは、鋼中で種々の硫化物として存在し得るが、MnS 系の介在物として存在する場合は熱間圧延時に圧延方向に顕著に展伸して、特に圧延方向に直交する方向の機械的性質を悪化させる。これはすなわち、この発明が対象とする加工性、特に局部変形能の低下につながる。
この点、Ca、REM を添加することにより硫化物の形態及び非延性が改善され、この発明が主眼とする局部延性の改善が顕著となる。発明者らの調査によれば、Ca、REM の添加により、理由は不明であるが原子比でこれらの元素の約5 倍のＳまでが無害の硫化物となると考えられる。したがって、有害なＳ量、すなわちＳ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) の値が十分小さければ、硫化物による耐二次加工脆性の低下は生じない。調査により、有害なＳ量は0.0014wt％以下であれば、問題ないことがわかった。
【００２４】
（Ｏ：0.010 wt％以下）
Ｏは不可避的混入成分であり、特に限定するものではないが、微細な酸化物を生成させるためにある程度は必要な成分である。しかし、0.010 wt％を超えて含有させると粗大なAl2O3 を多量に生成させて、深絞り成形性に代表される加工性が低下するので、0.010 wt％を上限とした。なお、好ましい上限値は0.007 wt％であり、0.005 wt％以下であればより望ましい。
【００２５】
（Ni：0.005 〜1.0 wt％）
（Cr：0.005 〜1.0 wt％）
Ni及びCrは、鋼板を固溶強化することなく組織を微細化することで、あるいは高歪み速度環境での変形を容易化することで、この発明が目標とする製缶工程での破胴現象などの不具合の発生を防止できる。したがって、この発明では必要に応じてNi及びCrの1 種又は2 種以上を添加することができる。両者とも0.005 wt％以上の添加で顕著な効果を発揮し、複合して添加した場合でもこの効果は相殺されることはない。しかし、1.0 wt％を超えて添加してもその効果は飽和する傾向にあり、製造コストの顕著な上昇につながるため、いずれも上限を1.0 wt％とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 wt％の範囲が更に好適である。
【００２６】
（Nb：0.002 〜0.04wt％）
NbもNiやCr同様に鋼板の結晶粒の微細化に極めて有効である。したがって、この発明では必要に応じてNbを添加することができる。0.002 wt％以上の添加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.04wt％を超えてNbを添加してもその効果は飽和する傾向にあり、また、顕著な材質の硬化が起こるため熱間圧延性と冷間圧延性とがいずれも低下する。このため、Nbの添加量は0.002 〜0.04wt％の範囲とした。材質の安定化という観点では0.005 〜0.02wt％が更に好適である。
【００２７】
以上の成分組成範囲を満足する鋼において、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有する介在物であることが、この発明では重要である。かかる脱酸生成物としての介在物が、Ti酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有するもの、より詳しくは、Ti酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物系の介在物になることにより、錆の少なく、介在物、析出物による変形能の劣化がほとんどなく、かつ、クラスター状介在物による表面欠陥がなく、しかも地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着がない、この発明で所期した缶用鋼板となる。
なお、この発明で規定する酸化物系介在物を粒径1 〜50μm のものに限定しているのは、かかる範囲の介在物が脱酸により生成した介在物と見なすことができるからであり、粒径が50μm を超える介在物は一般に、スラグかモールドパウダーなどの外来性の介在物が主因である。なお、Al2O3 系クラスターには、これより巨大なものもあるが、粒径50μm 以下の介在物の酸化物組成が上記要件を満たしていれば、巨大なAl2O3 系クラスターも十分減少しているとみなすことができる。
【００２８】
上述の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物の組成は、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40wt％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種、Al2O3 の合計は100wt％以下）である。
【００２９】
上記介在物のTi酸化物が20wt％に満たない場合はTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al2O3 濃度が高まるためにノズル詰まりが発生する。また、CaO, REM酸化物濃度が高くなると耐発錆性が劣化するため、Ti酸化物濃度は20wt％以下とする。一方、Ti酸化物濃度が90wt％を超えると、CaO, REM酸化物の割合が少なくなって、かえってノズル詰まりが発生することから、Ti酸化物濃度は20wt％以上90wt％以下とする。より好ましくは30wt％以上80wt％以下とする。
【００３０】
また、上記介在物中のCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計が10wt％に満たないと、介在物が低融点とならず、前述のようにノズルの閉塞を引き起こす。一方、40wt％を超えると介在物がその後にＳを吸収して水溶性に変化し、錆の起点となるため耐食性が低下する。なお、より好ましい範囲は20〜40wt％である。
【００３１】
また、上記介在物中のAl2O3 については、40wt％を超えると高融点組成となるためにノズル閉塞が起きるだけでなく、介在物の形状がクラスター状になり、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。なお、鋼中にAlがほとんど含有していない場合には、介在物中のAl2O3 もほとんど無視し得るだけの濃度になる。
【００３２】
なお、上記酸化物系介在物中には、上掲したもの以外の酸化物が混入する場合もあり、その場合に上掲したもの以外の酸化物の量については、特に限定するものではないが、SiO2については、30wt％以下、MnO については、15wt％以下に制御するのが好ましい。この理由は、これらがそれぞれの量を上回ると、この発明で対象とするチタンキルド鋼とはいえないし、こうした組成のもとでは、Ca添加を行わなくてもノズル詰まりはなく、発錆の問題も無くなるためである。しかも、介在物中にSiO2, MnO を含有させるためには、酸化物の形成傾向を考慮すると溶鋼のSi, Mn濃度をMn／Ti＞100 、Si／Ti＞50にすることが好ましいのであるが、この場合、鋼の硬質化、表面性状の劣化などを招く。
この発明の鋼板は、板厚0.2 mm以下の鋼板である。これより厚い鋼板においては、この発明の手法を用いずとも充分に安定した製缶作業の実施が可能であるためである。
【００３３】
この発明の鋼板は、結晶粒径が10μm 以下の均一かつ微細な結晶粒からなる組織である場合に、極薄鋼板においても成形後の表面荒れによる外観不良、これに起因する伸びの低下などの問題を回避することが可能となる。したがって、結晶粒径が10μm 以下の均一かつ微細な結晶粒からなる組織とすることは好ましく、粒径が７μm 以下とすることはさらに好適である。なお、かかる組織は、鋼組成と熱延条件（後述するスラブ加熱温度、仕上温度など）を調整することにより、得ることができる。
【００３４】
また、引張強度は450MPa以下とする。これは、450MPaを超えると製缶を行う場合にしわの発生等で安定した成形が困難となるためである。
【００３５】
また、｜Δｒ｜は0.2 以下とする。この、｜Δｒ｜は鋼板のｒ値の面内異方性を評価するものであり、製缶工程においては、耳の発生（イヤリング）に対応するものである。｜Δｒ｜の測定は、充分な伸びがある素材の場合には、通常の引張法によるが、伸びが足りない場合にはJIS に定める共振法によって求めてもよい。｜Δｒ｜が0.2 を超えるとイヤリングが顕著となり、歩留り低下につながる他缶胴部の板厚分布も不均一化し、後のネックイン加工でのしわ発生、フランジ加工での割れなどの原因となる。
【００３６】
次に、この発明の鋼の製造方法について説明する。
この発明において、調整成分としてのTiを、Ti：0.015 wt％以上とする理由は、Tiが0.015 wt％未満では脱酸素能力が弱く、溶鋼中の全酸素濃度が高くなり、伸び、絞りなどの材料特性が悪化するためである。この場合、Si, Mnの濃度を高めて脱酸力を増加することも考えられるが、Tiが0.015 wt％未満ではSiO2又はMnO 含有介在物が大量に生成し、鋼材質の硬化やめっき性の劣化を招く。これを防ぐには (wt％Mn)/ (wt％Ti) ＜100 とするようにTiを含有させることが必要となる。その場合、介在物中のTi酸化物濃度は20％以上となる。
【００３７】
この発明に係るチタンキルド鋼板の製造にあたっては、まず、溶鋼をFeTiなどのTi含有合金により脱酸し、鋼中にTi酸化物を主体とする酸化物系介在物を生成させる。その介在物は、Alで脱酸した時のような巨大クラスター状ではなく、１〜50μm 程度の大きさの粒状、破断状のものが多くを占める。ただし、このときAl濃度が0.010 wt％を超えていると、巨大なAl2O3 クラスターが生成する。このようなAl2O3 クラスターは、Ti合金を添加してTi濃度を増加しても還元できず、鋼中にクラスター状介在物として残存する。したがって、この発明に係る鋼板については、製造の段階で、まず溶鋼中にTi酸化物を生成させることが好ましい。
【００３８】
なお、この発明のもとでは、Alで脱酸する従来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、Ca, REM を含有するため介在物組成調整用合金は高価である。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、介在物の組成制御が可能な範囲内でできるかぎり少量で済むように行うのが経済的で好ましい。この意味において、Ti含有合金などの脱酸剤の添加の前には、溶鋼中の溶存酸素、スラブ中のFeO, MnOを低下させるために溶存酸素濃度が200 ppm 以下になるように予備脱酸することが望ましい。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌、少量のAlによる脱酸（脱酸後の溶鋼中のAlが0.010 wt％以下）、SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行うのが好ましい。
なお、予備脱酸の直後にTiによる脱酸を行うと、改質が不十分な介在物が溶鋼中に多数残存することとなり、目的の介在物組成にコントロールするのが困難となる。そこで、予備脱酸剤の添加後3 〜4 分、Ti添加後8 〜9 分の攪拌を行うことにより、介在物がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40％以下の組成となり、Ti脱酸に支配される介在物となる。
【００３９】
上述したように、Ti脱酸により生成したTi2O3 ≧70％のTi酸化物系介在物というのは、2 〜20μm 程度の大きさにて鋼中に分散するため、クラスター状の介在物による表面欠陥はなくなる。しかしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態であり、また、極低炭素鋼は凝固の温度が高いために、地金を取り込んだ形でタンディッシュノズルの内面に成長し、ノズルの閉塞を誘発する。
【００４０】
そこで、この発明に係る鋼板では、Ti合金により脱酸した後、さらに0.0005wt％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物を、Ti酸化物：20wt％以上90wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：5 wt％以上40wt％以下、Al2O3 が40wt％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止することが可能になる。より好ましい介在物の組成は、Ti酸化物：30wt％以上80wt％以下、CaO ，REM 酸化物（La2O3 、Ce2O3 など）：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：20％以下、その他（SiO2，MnO 等）：10％以下である。
かかる酸化物系介在物の組成の測定は、EPMAを用いて、あるいはEDX 機能のある走査型電子顕微鏡を用いて、各介在物ことに定量分析を行うことで行われる。このようにして分析された鋼中の介在物の全てが上記の組成を満たすことは最も望ましいところではあるが、実用上は1 〜50μm の大きさの介在物のうち個数で50％以上のものが上記組成範囲となっていれば、この発明の目的とする鋼板の諸特性が達成される。なお、粒径は、各粒における最大径を用いるものとする。
【００４１】
この発明において、生成する介在物の組成を上記のように制御した場合、連続鋳造時にタンディッシュノズル及びモールドの浸漬ノズル内面に酸化物などが付着するのを完全に防止することができる。したがって、タンディッシュや浸漬ノズル内に、酸化物などの付着防止のためのArやN2などのガスを吹き込む必要がなくなる。その結果、連続鋳造時のパウダー巻き込みによる鋳片のパウダー性欠陥や、吹き込んだガスによる気泡性の欠陥が鋳片に発生するのを防止できるという効果が得られる。
【００４２】
連続鋳造後の熱間圧延工程に関して、スラブ加熱温度は1000〜1300℃であることが好ましい。1000℃未満のスラブ加熱温度では、特に粗圧延時の荷重負荷が高くなりすぎ、操業上の問題が生じる。一方、1300℃を超える高い温度では、圧延前の結晶粒径が大きくなりすぎるため、熱延板を均一かつ微細化することが困難となり缶用鋼板としては肌荒れなどが顕著となるため好ましくない。したがって、スラブ加熱温度はスラブ加熱温度は1000〜1300℃とした。なかでも、1200℃以下のスラブ加熱温度が深絞り性の観点からは好ましい。また、連続鋳造されたスラブを温片で加熱炉に挿入するDHCR（ダイレクトホットチャージローリング）や、直送圧延（CC-DR ）は省エネルギーの観点から好ましい。
【００４３】
熱間圧延終了温度は、850 〜960 ℃であることが好ましい。というのは、850 ℃未満では熱延母板の組織が不均一となりこれが冷延−焼鈍した後も悪影響を及ぼし、加工後に表面あれなどの問題を生ずる。960 ℃を超えるとスケール疵の発生の危険性が大となる。
また、熱間圧延後のコイル巻取り温度は、高温ほど析出物の粗大化に有利であるが、高すぎるとスケールが厚くなり過ぎるなどの問題が生じるので、400 〜750 ℃が好ましい。
熱間圧延後は酸洗し、冷間圧延を施してから焼鈍を行う。
酸洗は特殊な条件を必要としない。すなわち、通常行われるように塩酸あるいは硫酸により表面の酸化スケール層を除去する。
【００４４】
冷間圧延についても特別な条件はないが、製品の厚みが薄いことから、一般の冷延鋼板に比較して冷間圧下率は85％以上と高くなる。冷間圧延のより好ましい圧下率は85〜95％であり、95％を超えると｜Δｒ｜の値が大きくなって｜Δｒ｜を0.2 以下とするのが困難となる。
焼鈍工程においては、高度の加工性を得るために、完全な再結晶組織とする必要がある。このため、焼鈍は再結晶温度以上とする。焼鈍法としては連続焼鈍、バッチ焼鈍のいずれでも良いが、効率及び材質均一性の観点から連続焼鈍が推奨される。
鋼板の強度や硬度を高めるために、焼鈍後に、二次冷間圧延を行うことも可能である。この場合は、高強度化と同時に鋼板の薄肉化も達成できる利点があるが、鋼板の延性は低下する傾向を示すので、概ね30％以下にとどめることが望ましい。
【００４５】
上述のようにして製造された鋼板に、錫めっき、ニッケルめっき、錫−ニッケルめっき、クロムめっきなどを行うことも可能であり、更に、これらのめっきの上に又はめっきなしに直接、ＰＥＴなどのフィルムをラミネートすることも可能である。
粒径を10μm 以下とすることは、これらの鋼組成、製造条件を最適な範囲で組合わすことで達成される。たとえば、Ti，Mn等の添加を多目にする、仕上圧延終了温度やコイル巻取温度および焼鈍温度を低目にする等を組み合わせることが有効である。
【００４６】
【実施例】
（実施例１）
転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.014 wt％、Si＝0.01wt％、Mn＝0.25wt％、Ｐ＝0.010 wt％、Ｓ＝0.004 〜0.008 wt％に調整するとともに、溶鋼温度を1585〜1615℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.2 〜0.8kg/ton 添加して、３〜４分の予備脱酸を行い溶鋼中の溶存酸素濃度を55〜260ppmまで低下させた。このときの溶鋼中のAl濃度は0.001 〜0.005 wt％であった。そしてこの溶鋼に、70wt％Ti−Fe合金を0.8 〜1.8kg/ton 添加して８〜９分かけてTi脱酸した。その後、成分調整を行った後に、溶鋼中には30wt％Ca−60wt％Si合金や、それに金属Ca, Fe, 5 〜15wt％のREM を混合した添加剤、又は、90wt％Ca−5 wt％Ni合金などのCa合金、REM 合金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5kg/ton 添加し処理を行った。この処理の後のTi濃度は0.026 〜0.058 wt％、Al濃度は0.001 〜0.005 wt％、Ca濃度は0.0000〜0.0034wt％、REM 濃度は0.0000〜0.0020wt％、CaとREM との濃度の和は0.0006〜0.0043wt％であった。
【００４７】
次に、この鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。鋳造時にはタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった。連続鋳造後に観察したところでは、タンディッシュならびに浸漬ノズル内には付着物はほとんどなかった。
【００４８】
次に、上記連鋳スラブを板厚1.7 mmに熱間圧延した。熱延条件はスラブ加熱温度：1130℃、仕上圧延温度：890 ℃、熱延巻取り温度：620 ℃であった。熱延鋼板を酸洗し、冷延して板厚0.18mmの冷延板とした。その後、740 ℃で20 s均熱の連続焼鈍型の短時間焼鈍を行い、破胴発生率試験及び錆発生の調査を行った。鋼組成及び破胴発生率についての調査結果を表１に示す。なお、このときの酸化物系介在物のサイズは大部分が幅（最大径）が50μm 以下のものであった。また、酸化物の内訳は、Ti2O3 ：60〜70％、CaO ＋REM 酸化物：20〜30％、Al2O3 ：15％以下であった。この冷延板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.00〜0.02個/1000m−コイル以下しか認められなかった。
【００４９】
【表１】
0003692797.tif 000002
【００５０】
一方、比較のために、転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH真空脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.014 wt％、Si＝0.01wt％、Mn＝0.25wt％、Ｐ＝0.010 wt％、Ｓ＝0.004 〜0.008 wt％に調整するとともに、Ｓ＝0.001 〜0.008 wt％に調整するとともに、溶鋼温度を1590℃に調整した。この溶鋼中に、Alを1.2 〜1.6kg/ton 添加し脱酸処理を行った。脱酸処理後の溶鋼中のAl濃度は0.035 wt％であった（Alキルド鋼）。その後、FeTiを添加するとともに、成分調整を行った。この処理の後のTi濃度は0.040 wt％であった。
【００５１】
次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。なお、このときの、タンディッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組成は、95〜98wt％Al2O3, 5％以下のTi2O3 のクラスター状の介在物が主体であった。
【００５２】
鋳造時にタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった場合には、著しくノズルにAl2O3 が付着し、３チャージ目にスライディングノズルの開度が著しく増加し、ノズル詰まりにより鋳込みを中止した。また、Arガスを吹いた場合にも、ノズル内にはAl2O3 が大量に付着しており、８チャージ目にはモールド内の湯面の変動が大きくなり鋳込みを中止した。
【００５３】
次に、上記連鋳スラブはスラブ加熱温度：1150℃、仕上圧延温度：890 ℃、巻取り温度：680 ℃で1.8 mmまで熱間圧延したのち、酸洗・冷延して板厚0.18mmの冷延板とした。その後、750 ℃で20 s均熱の連続焼鈍型の短時間焼鈍を行い、介在物の調査、成形性調査試験（破胴発生率試験）及び錆発生の調査を行った。この冷延鋼板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.45個/1000m−コイル認められた。
【００５４】
得られた冷延板の破胴発生率試験の結果を、Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) との関係で表１に示す。ここで、比較例１〜６は、Ｓ、Ca、REM の関係以外はこの発明に従い製造した鋼であり、比較例７は比較用に溶製したAlキルド鋼である。なお、この破胴発生率試験は、鋼板の潤滑条件を実製缶条件よりも悪い状態で絞り−再絞り−再々絞り成形を行い、割れを生ずる割合を比較するものである。なお成形の寸法は市販の350 ml缶サイズである。この発明が対象とする極薄の缶用鋼板では加工の限界を決定する要因の一つであり、より低い値が要求される。
【００５５】
表１より、この発明の鋼板の好適な方法で溶製し、かつ、Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) が0.0014wt％以下の鋼板は、優れた、すなわち低い破胴発生率を示した。なお、鋼板の錆発生率（０℃、湿度95％中に10時間放置後）については、発明鋼、比較鋼とも問題のない値であった。
【００５６】
（実施例２）
表２に示す成分組成を含み、残部は実質的に鉄からなる鋼をこの発明の好適な方法に従い転炉で溶製し、この鋼スラブを表３に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、そして調質圧延を行い、最終仕上板厚を0.17mmとした。ただし、比較例である鋼No. 14はこの通常のアルミキルド鋼の溶製法に従い溶製した。そして、表面処理層として金属クロム層とクロム酸化物層を施し表面処理鋼板とした。
【００５７】
【表２】
0003692797.tif 000003
【００５８】
【表３】
0003692797.tif 000004
【００５９】
このようにして得られたティンフリー鋼板の鋼板特性の調査を行った。これらの調査方法は以下のとおりである。なお、表４中の酸化物系介在物組成は粒径１〜50μm の介在物を調査し、平均値（介在物サイズによる重み付けはせず）をとった。本発明の成分組成範囲になる試料は、介在物の個数の50％以上がTi酸化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al2O3 ：40％以下の範囲内になることを確認している。
(A) 金属組織評価
製品断面を研磨、エッチングをした後、光学顕微鏡により金属組織を観察し、結晶粒径の測定を行った。
(B) 製品板の引張特性
JIS 5号引張試験片を使用し、製品板の各種引張特性を調査した。なお、平均ｒ値及びΔｒは以下の式で求めた。
平均ｒ値＝（ｒL ＋ｒC ＋ 2ｒD ）／４
Δｒ＝（ｒL ＋ｒC − 2ｒD ）／２
で求めた。ただし、ｒL 、ｒC 、ｒD は、それぞれ圧延方向に対して0 度、90度、45度の方向のｒ値を示す。
なお、製缶後の耳発生率を低減するには、Δｒを±0.2 以内に収めることが必要である。
【００６０】
(c) 製缶性及び製缶後の評価
表面処理鋼板の両面に厚さ20μm 、融点230 ℃のポリエステルフィルムを熱接着することにより樹脂フィルム被覆鋼板を得た。この樹脂フィルム被覆鋼板に予めパーム油を塗布し、直径179 mmの円盤に打ち抜き、常法に従い、浅絞りカップに成形した。次いで、第１次の再絞り加工、第２次再絞り加工及びしごき工程で成形し、カップ径63mm、カップ高さ127 mmの深絞りカップを得た。製缶時の破胴発生率はこの時の破胴発生率を測定した。この後、常法に従ってボトム成形を行った後、パーム油を洗浄水で脱脂した。耳発生量はこの時の耳高さの平均値により評価した。その後、トリミングを行い、次いでネックイン加工を行った。製缶後の肌あれについては、特に肌あれが発生し易い同じタイプの缶と比較して、その優劣を比較評価した。このような方法で1000缶の製缶実験を行い、各種評価を行った。
【００６１】
これらの調査結果より、肌荒れの防止には、製品板の平均結晶粒径を10μm 以下とし、製缶後の耳発生率を低減するにはΔｒを±0.2 以内に収めることが必要であることも判明した。これらの結果を表４に示す。
【００６２】
【表４】
0003692797.tif 000005
【００６３】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明に係る極薄板厚の極低炭素冷延鋼板は、その製造にあたり、連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞を引き起こすことがなく、極めて安定した連続鋳造が可能であり、圧延鋼板の表面は非金属介在物に起因する表面欠陥がほとんど皆無で極めて清浄である。更に、板厚が薄いにも関わらず極めて厳しいプレス成形を行った際の広範囲な成形可能範囲と耐食性に優れた性質を有する鋼板として缶用などとしての広範な用途に用いることができる。