(57)【要約】【課題】耐圧強度及び加工性に優れた王冠用鋼板、当該鋼板の製造方法及び当該鋼板を成形してなる王冠を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％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、鋼板の圧延方向のＴＳ（引張強度）と圧延直角方向のＴＳとの平均値である平均ＴＳが５００ＭＰａ以上であり、圧延方向のＹＰ（降伏強度）と圧延直角方向のＹＰとの平均値である平均ＹＰと平均ＴＳとが、平均ＹＰ（ＭＰａ）≦１３０＋０．７４６×平均ＴＳ（ＭＰａ）の関係を満たすことを特徴とする加工性に優れた王冠用鋼板とする。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％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、
鋼板の圧延方向のＴＳ（引張強度）と圧延直角方向のＴＳとの平均値である平均ＴＳが５００ＭＰａ以上であり、
圧延方向のＹＰ（降伏強度）と圧延直角方向のＹＰとの平均値である平均ＹＰと前記平均ＴＳとが、平均ＹＰ（ＭＰａ）≦１３０＋０．７４６×平均ＴＳ（ＭＰａ）の関係を満たすことを特徴とする加工性に優れた王冠用鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１０％以下及びＭｏ：０．０５％以下から選択される少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた王冠用鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００５０％未満を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の加工性に優れた王冠用鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の加工性に優れた王冠用鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに対して、スラブ再加熱温度が１１５０℃以上１３５０℃以下、仕上げ温度が８７０℃以上９５０℃以下、巻取り温度が５９０℃以上７３０℃以下の条件で熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後に、酸洗し、圧下率が８０％以上９５％以下の条件で一次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、７1０℃以上７９０℃以下の条件で再結晶焼鈍する再結晶焼鈍工程と、
前記再結晶焼鈍工程後に、圧下率２５％以上５０％以下の条件で二次冷間圧延する二次冷間圧延工程と、を有することを特徴とする加工性に優れた王冠用鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の王冠用鋼板を成形してなる王冠。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ビール瓶などに用いられる、王冠成形時の形状均一性に優れる王冠用鋼板、その製造方法及び上記王冠用鋼板を成形してなる王冠に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年の環境負荷低減及びコストダウンの観点から、ビール瓶蓋などに使われる王冠用鋼板の薄肉化が進んでいる。一般的に、王冠に用いられる鋼板の製造方法には次の２通りがある。１つ目が、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍に続き、伸張率が数％までの調質圧延を行う方法であり、この方法で製造される鋼板はＳＲ（Ｓｉｎｇｌｅ  Ｒｅｄｕｃｅ）材と呼ばれる。２つ目が、上記焼鈍後に、圧下率が１０％程度を超える二次冷間圧延をさらに行う方法であり、この方法で製造される鋼板はＤＲ（Ｄｏｕｂｌｅ  Ｒｅｄｕｃｅ）材と呼ばれる。
【０００３】
従来の王冠用鋼板の板厚は、一般的に、０．２２ｍｍ以上である。しかし、最近では、薄肉化が進んでおり、板厚を０．１８ｍｍ以下にすることが求められる。こうした薄肉化の観点では、二次冷間圧延で薄肉化を行いやすいことから、ＳＲ材よりもＤＲ材の利用が望ましい。また、薄肉化に伴う耐圧強度低下を補うために加工硬化を利用して高強度を得やすい点でもＤＲ材の利用が望ましい。しかし、ＤＲ材は一般的にはＳＲ材に比べて硬質で変形抵抗が高いため、加工性に劣るという問題がある。
【０００４】
王冠の成形では、成形初期段階で中央部が絞られ、その後、外縁部がひだ形状に成形される。加工性が低い鋼板の場合、ひだ形状が不均一となる形状不良が生じることがある。ひだ形状が不均一な王冠は、瓶に打栓されても形状が不均一な部分から内容物の漏洩が起きる。ビール、炭酸飲料のように炭酸ガスにより瓶の内圧が高まる場合は、内圧が付加された状態で王冠が漏洩を発生させずに密封性を保つことが必要となる。王冠用鋼板の加工性が低いと、この密封性を表す特性である耐圧強度が不十分になる場合がある。この場合、王冠が王冠としての役割を果たさないこととなり問題となる。また、ひだ形状が均一であっても、鋼板の強度が低い場合には、耐圧強度が不足する。
【０００５】
良好な加工性を有する鋼板としては、極低炭素ＩＦ鋼がよく知られている。極低炭素鋼を用いたＤＲ材では、加工性向上と薄肉化の両立を志向した数多くの検討がある。
【０００６】
例えば、特許文献１では、イヤリング性に影響を及ぼす成分・製造条件を詳細に検討し、熱延板を極端に薄手化しなくてもＳｎを添加することにより集合組織を効果的に制御でき、イヤリングを著しく低減できる技術が開示されている。
【０００７】
特許文献２では、炭化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉを複合的に添加した極低炭素鋼において、Ｔｉ及びＮｂの含有量を所定の値以下に低減しながら、ネックドイン加工性に優れた非時効の鋼板を提供する技術が開示されている。
【０００８】
特許文献３では、不可避的不純物として混入するＳｎを有効活用することによって、極低炭素鋼を素材として連続焼鈍で製造可能な拡缶用途に適した缶用鋼板とそれらを製造する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平７−１１３３３号公報
【特許文献２】特開平５−２８７４４５号公報
【特許文献３】特開２０１０−２５５０２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、上記従来技術はいずれも、王冠用鋼板に関するものではない。特許文献１〜３の技術を王冠に適用すると、以下の通り、いずれも問題を生じる。
【００１１】
特許文献１に記載の技術では、イヤリング性を向上させるためＳｎを添加するが、Ｓｎ含有量が増加すると平均r値が減少するため絞り性が減少する。これは、王冠成形初期の絞り成形に悪影響を及ぼす。
【００１２】
特許文献２に記載の技術は、絞り缶の缶胴部成形後に開口部に対して行なわれるネックドイン加工性を向上することを目的とする。特許文献２では、ネックドイン加工性を劣化させるＹＰ上昇を抑制するために、塗装焼付けによってＹＰ上昇のしない鋼板を提供する。しかし、王冠用途では、王冠用鋼板のＹＰが低いと、耐圧強度が不足するために問題となる。
【００１３】
特許文献３では、３ピース缶の缶胴部の拡缶成形性を向上するため、Ｓｎのｒ値低減作用を利用して平均ｒ値が１．０±０．２と低い鋼板を提供する。しかし、王冠用途では、ひだ形状を均一にするという極めて良好な成形性が求められる。平均ｒ値が低いと王冠用では成形性が不十分である。
【００１４】
本発明は上記事情に鑑みなされたもので、上述した従来技術の問題を解決し、耐圧強度及び加工性に優れた王冠用鋼板、当該鋼板の製造方法及び当該鋼板を成形してなる王冠を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を行った。その結果、一般的にｒ値が高く成形性に優れる極低炭素鋼をベースに、鋼板の平均ＴＳ（引張強度）、平均ＹＰ（降伏強度）を適切な関係に制御することで、王冠の形状不良率の減少と耐圧強度の確保を可能とする加工性及び耐圧強度に優れた王冠用鋼板が得られることを見出した。
【００１６】
また、化学成分、熱間圧延条件、冷間圧延条件、連続焼鈍条件、二次冷間圧延条件を検討し、上記の鋼板を得る製造条件を見出した。
【００１７】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
【００１８】
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％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、鋼板の圧延方向のＴＳ（引張強度）と圧延直角方向のＴＳとの平均値である平均ＴＳが５００ＭＰａ以上であり、圧延方向のＹＰ（降伏強度）と圧延直角方向のＹＰとの平均値である平均ＹＰと前記平均ＴＳとが、平均ＹＰ（ＭＰａ）≦１３０＋０．７４６×平均ＴＳ（ＭＰａ）の関係を満たすことを特徴とする加工性に優れた王冠用鋼板。
【００１９】
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１０％以下及びＭｏ：０．０５％以下から選択される少なくとも１種を含むことを特徴とする（１）に記載の加工性に優れた王冠用鋼板。
【００２０】
（３）さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００５０％未満を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の加工性に優れた王冠用鋼板。
【００２１】
（４）（１）〜（３）のいずれかに記載の加工性に優れた王冠用鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに対して、スラブ再加熱温度が１１５０℃以上１３５０℃以下、仕上げ温度が８７０℃以上９５０℃以下、巻取り温度が５９０℃以上７３０℃以下の条件で熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に、酸洗し、圧下率が８０％以上９５％以下の条件で一次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、７1０℃以上７９０℃以下の条件で再結晶焼鈍する再結晶焼鈍工程と、前記再結晶焼鈍工程後に、圧下率２５％以上５０％以下の条件で二次冷間圧延する二次冷間圧延工程と、を有することを特徴とする加工性に優れた王冠用鋼板の製造方法。
【００２２】
（５）（１）〜（３）のいずれかに記載の王冠用鋼板を成形してなる王冠。
【発明の効果】
【００２３】
本発明の王冠用鋼板は、特定の成分組成からなり、鋼板の圧延方向のＴＳと圧延直角方向のＴＳとの平均値である平均ＴＳが５００ＭＰａ以上であり、圧延方向のＹＰと圧延直角方向のＹＰとの平均値である平均ＹＰ（降伏強度）と平均ＴＳとが平均ＹＰ（ＭＰａ）≦１３０＋０．７４６×平均ＴＳ（ＭＰａ）の関係を満たすため、極めて優れた成形性及び耐圧強度を有する。このため、本発明によれば、従来よりも王冠用鋼板の板厚を低減しても十分な耐圧強度を備える王冠を得ることが可能となる。それにより、省資源化、環境負荷の低減及びコストダウンが達せられる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】王冠のひだ形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明を実施するための形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００２６】
発明者らは、本発明を完成するにあたって王冠の成形過程を詳細に検討することで、王冠用鋼板が備えるべき機械的特性について以下の新たな知見を得た。
【００２７】
王冠の成形は、成形初期段階で中央部が絞られ、その後、外縁部がひだ形状に成形される。この成形で用いる金型は以下のようなものである。パンチ及びしわ押さえは、一般の絞り成形と同様の中実円筒のパンチ及び中空円筒のしわ押さえである。絞りダイは、一般の絞り成形に用いる平板状ダイに円形の穴を備えたものであるが、絞り成形との相違は、ひだ形状を形成するため、円形の穴の周縁から平板部にかけて、円の半径方向に沿った溝を備えていることである。こうした溝を備えた絞りダイの構造は王冠に独特のひだ形状を形成するために必要不可欠である。しかし、溝の部分にはしわ押さえ圧が作用しないためしわが発生しやすく、そのためにひだ形状が不均一になりやすい。薄肉化された鋼板では、しわが更に発生しやすく、ひだ形状が不均一になりやすくなる。ここで、不均一な形状とは、通常２１箇所ある王冠上面１の外周から延びる各ひだの形状が概ね一定にならないことを言い、具体的には図１に示すひだ部分２の高さＬの標準偏差が０．１ｍｍを超えるものをいう。発明者らは、こうした成形において均一なひだ形状を得る鋼板の機械的特性を検討した。その結果、しわの発生を抑制するために鋼板のＹＰ（降伏強度）が過剰に高いことを避ける必要があるとの知見に至った。また、ＴＳ（引張強度）が低い場合には、ひだの形成途中でダイの溝部分で鋼板が破断する不具合が生じた。以上のことから、王冠用鋼板には適度なＴＳ（引張強度）を備えつつ、平均ＹＰ（降伏強度）と平均ＴＳ（引張強度）とが適切な関係を備える必要があるとの結論に達した。以下、本発明の王冠用鋼板について、成分組成、材質、製造方法の順で説明し、最後に、本発明の王冠用鋼板を用いて成形してなる王冠について説明する。
【００２８】
＜成分組成＞
本発明の王冠用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％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する。以下、各成分について説明する。なお、各成分の説明における「％」は「質量％」を意味する。
【００２９】
Ｃ：０．０００５〜０．００５０％
本発明では平均ＹＰ（降伏強度）と平均ＴＳ（引張強度）とが適切な関係を備える必要がある。両者の具体的な関係は後述するが、概要を述べるとＹＰはＴＳに対して適度に低い必要がある。その特性を得るためには、ＹＰがＴＳに近い値になる要因を排除する必要がある。具体的には、鋼板が塗装された際に生じるＹＰの上昇、つまり時効硬化を抑制する必要がある。時効硬化は主として固溶Ｃによって発現するため、本発明の鋼板では固溶Ｃを極力抑制する必要がある。そのためにはＣの含有量を低減し、具体的には０．００５０％以下とする必要がある。以上より、Ｃ含有量は０．００５０％以下とする。よりよい形状均一性の確保を考慮すればＣ含有量は０．００３５％以下、さらには０．００２３％以下が望ましい。
【００３０】
一方、本発明では適度に高いＴＳ（引張強度）を備える必要がある。Ｃが少ないと本発明で必要なＴＳが得られなくなる。このため、Ｃ含有量は０．０００５％を下限とする。さらにＴＳの確保に望ましいＣ含有量は０．００１５％以上である。
【００３１】
Ｓｉ：０．０２％以下
Ｓｉは固溶強化によるＴＳの向上に有効な元素である。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると鋼板の表面にＳｉが濃化して鋼板の耐食性の低下を招く。耐食性の低下は飲料を内容物とする王冠用鋼板には致命的な欠陥となる。このため、本発明ではＴＳの向上にＳｉの効果を用いず、耐食性の劣化を防ぐ意味でＳｉ含有量を０．０２％以下とする。
【００３２】
Ｍｎ：０．１０〜０．６０％
本発明では王冠用鋼板が適度に高いＴＳを備える必要があるため、固溶強化によるＴＳの向上に有効なＭｎの添加が必要である。ただし、アメリカ合衆国材料試験協会規格（ＡＳＴＭ  Ａ６２３Ｍ−１０）のとりべ分析値において、通常の食品容器に用いられるぶりき原板のＭｎ含有量の上限は０．６０％と規定されている。以上より、本発明のＭｎ含有量は０．６０％以下とする。平均ＹＰと平均ＴＳとの関係から、望ましくはＭｎ含有量の上限は０．３０％である。また、Ｍｎは鋼中に含まれるＳとＭｎＳを形成し、Ｓに起因する熱間延性の低下を防止する効果がある。これらの効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．１０％以上とすることが必要である。
【００３３】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは固溶強化によるＴＳの向上に有効な元素である。しかし、王冠用鋼板がＰを過剰に含有すると、鋼板の表面にＰが濃化して鋼板の耐食性の低下を招く。耐食性の低下は飲料を内容物とする王冠用鋼板には致命的な欠陥となる。このため、本発明ではＴＳの向上にＰの効果を用いず、耐食性の劣化を防ぐ意味でＰ含有量を０．０２％以下とする。
【００３４】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、鋼中でＦｅと結合してＦｅＳを形成し、鋼の熱間延性を低下させる。熱間延性が低下すると、鋼の鋳造、熱間圧延の際に鋼に割れが生じ、割れ部分で生じる鉄酸化物が熱間圧延過程で鋼内部に圧入されて表面欠陥をもたらす。表面欠陥は王冠用鋼板の外観を阻害する上、成形での割れの起点、または腐食の起点にもなり得る。このように上記表面欠陥は致命的な問題となる場合がある。これを防止するため、ＳをＭｎＳとして析出させる手法が有効である。上記のＭｎ含有量との関係から本発明でのＳ含有量は０．０２％以下とする。一方、Ｓ含有量が低すぎると孔食の発生リスクが高まる場合がある。これを防止するためには、０．００８％以上のＳ含有量が望ましい。
【００３５】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％以下
Ａｌは、本来脱酸剤として添加される元素である。また、ＡｌがＮとＡｌＮを形成することにより、鋼中の固溶Ｎが減少する。本発明では平均ＹＰ（降伏強度）と平均ＴＳ（引張強度）とが適切な関係を備える必要がある。つまり、Ｃの説明で述べたように平均ＹＰは平均ＴＳに対して適度に低い必要があり、このためには時効硬化を抑制する必要がある。時効硬化は固溶Ｃ以外に固溶Ｎによっても発現するため、本発明の鋼板では固溶Ｎを極力抑制する必要がある。よって、ＡｌＮを形成するために必要なＡｌ含有量を設定する必要がある。Ａｌの含有量が０．０１％未満では、十分な脱酸効果や固溶Ｎ低減効果が得られない。このため、Ａｌ含有量の下限を０．０１％とする。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると上記効果が飽和するだけでなく、アルミナなどの介在物が増加するため好ましくない。介在物は表面欠陥、成形での割れの起点、または腐食の起点にもなり得るため、致命的な欠陥の発生につながる。これを防止するため、Ａｌ含有量の上限は０．１０％とする。
【００３６】
Ｎ：０．００５０％以下
本発明では平均ＹＰ（降伏強度）と平均ＴＳ（引張強度）とが適切な関係を備える必要がある。そのため、平均ＹＰは平均ＴＳに対して適度に低い必要があり、このためには時効硬化を抑制する必要がある。時効硬化は固溶Ｃ以外に固溶Ｎによっても発現するため、本発明の鋼板では固溶Ｎを極力抑制する必要がある。そのため、Ａｌ含有量との関係からＮ含有量の上限を０．００５０％以下とする。一方、Ｎ含有量を過度に低減するために溶鋼処理を過剰に行うと介在物混入が起きる場合がある。そのため、Ｎ含有量の下限は０．００１０％以上が好ましい。
【００３７】
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｎｂは鋼板中のＣとＮｂＣを形成し、本発明の特性を得るために必要な固溶Ｃを低減させる効果がある。また、Ｎｂは熱間圧延での粒成長を抑制する細粒化効果があり、適度に高いＴＳを得ることに寄与する。これらの効果を得る、Ｎｂ含有量の下限を０．０１０％とする。一方、Ｎｂ含有量が増加すると、再結晶温度が上昇するため、焼鈍後、未再結晶が生じる。これによりＹＰが上昇し、本発明で規定する平均ＹＰと平均ＴＳの関係が得られなくなる。そのためＮｂ含有量の上限を０．０５０％とする。
【００３８】
上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。ただし、ＡＳＴＭ（Ａ６２３Ｍ−１０）の規定より、不純物の元素は０．０２％以下とする。不純物元素としては例えば、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ａｓ等が挙げられる。
【００３９】
なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、本発明の効果を損なわない範囲で含有してもよい。ただし、ＡＳＴＭ（Ａ６２３Ｍ−１０）の規定より、Ｃｕは０．２％以下、Ｎｉは０．１５％以下、Ｃｒは０．１０％以下、Ｍｏは０．０５％以下とする。
【００４０】
また、本発明の効果を損なわない範囲でＳｎを含有してもよい。だだし、Ｓｎを多量に含有すると、鋼板の平均ｒ値が下がる。王冠の成形は絞り成形を伴うためｒ値は高いことが望ましく、その観点からＳｎを含有する場合のＳｎ含有量の上限は０．００５０％が望ましい。
【００４１】
＜材質＞
本発明の王冠用鋼板は、鋼板の圧延方向のＴＳ（引張強度）と圧延直角方向のＴＳとの平均値である平均ＴＳ（引張強度）が５００ＭＰａ以上であり、圧延方向のＹＰ（降伏強度）と圧延直角方向のＹＰとの平均値である平均ＹＰと上記平均ＴＳとが、平均ＹＰ（ＭＰａ）≦１３０＋０．７４６×平均ＴＳ（ＭＰａ）の関係を満たす。
【００４２】
王冠の成形において、均一なひだ形状を得るために必要な機械的特性を検討した結果、鋼板のＹＰ（降伏強度）が過剰に高いことを避ける必要があるとの知見に至った。また、ＴＳ（引張強度）が低い場合には、ひだの形成途中でダイの溝部分で鋼板が破断する不具合が生じた。以上のことから、ＹＰ及びＴＳを考慮すればよいとの知見に至り、さらに、考慮するにあたっては、圧延方向と圧延直角方向の平均ＹＰと平均ＴＳとを用いればよいとの知見に至った。そして、王冠用鋼板が適度な平均ＴＳ（引張強度）を備えるとともに、平均ＹＰ（降伏強度）と平均ＴＳ（引張強度）とが適切な関係を備える必要があるとの結論に達した。ここで、鋼板のＹＰおよびＴＳは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠する引張試験で得られる。
【００４３】
以上の検討から、鋼板の平均ＴＳ（引張強度）を５００ＭＰａ以上とする。つまり、平均ＴＳ（引張強度）が５００ＭＰａ未満であると、ひだの形成途中でダイの溝部分で鋼板が破断する。
【００４４】
また、平均ＹＰと平均ＴＳとの関係が、平均ＹＰ（ＭＰａ）≦１３０＋０．７４６×平均ＴＳ（ＭＰａ）と規定する。つまり、鋼板の平均ＹＰが過剰に高いことを避けると共に、平均ＴＳが低い場合に生じるひだの形成途中でダイの溝部分で鋼板が破断を回避する条件が上記の平均ＹＰと平均ＴＳとの関係である。なお、王冠用鋼板は塗装された後に王冠に成形されるため、上記の機械的特性は塗装焼付け処理として２１０℃、２０分の熱処理を施した後に測定した値である。
【００４５】
また、上記の通り、平均ＹＰ、平均ＴＳにより王冠用鋼板の特性を表すことが可能であり、圧延方向のＹＰ、圧延直角方向のＹＰ、圧延方向のＴＳ、圧延直角方向のＴＳの値は特に限定されないが、圧延方向のＹＰは４５０〜６４０ＭＰａの範囲にあり、圧延直角方向のＹＰは５１０〜７４０ＭＰａの範囲にあり、圧延方向のＴＳは４７０〜６５０ＭＰａの範囲にあり、圧延直角方向のＴＳは５３０〜７５０ＭＰａの範囲にあることが好ましい。
【００４６】
また、王冠の成形性は板厚の影響を受ける。王冠成形では円形の穴の周縁から平板部にかけて、円の半径方向に沿った溝を備えたダイを用いる。このダイの構造は王冠に独特のひだ形状を形成するために必要不可欠であるが、溝の部分にはしわ押さえ圧が作用しないためしわが発生し易く、ひだ形状が不均一になりやすい。薄肉化された鋼板では、しわが更に発生しやすく、ひだ形状が不均一になりやすくなる。また、王冠の耐圧強度も当然板厚の影響を受け、板厚が薄すぎると耐圧強度が低下して、王冠としての機能を果たさなくなる。以上の観点から板厚は０．１４ｍｍ以上が望ましい。一方、王冠用鋼板の薄肉化による省資源化、環境負荷の低減、素材コスト低減の観点から、鋼板の板厚は現状の王冠用鋼板の板厚である０．２２ｍｍよりも薄くすることを狙っており、上記効果を得る望ましい板厚は０．１８ｍｍ以下である。本発明では、従来では王冠の成形が非常に困難であった０．１８ｍｍ以下の厚みの鋼板であっても、王冠の成形に好ましく用いることができる。
【００４７】
＜製造方法＞
次に本発明の加工性に優れた王冠用鋼板の製造方法の一例について説明する。
【００４８】
本発明の王冠用鋼板は、以下の熱間圧延工程と、一次冷間圧延工程と、再結晶焼鈍工程と、二次冷間圧延工程とを有する方法で製造できる。以下、各工程について説明する。
【００４９】
熱間圧延工程
上記成分組成を有する鋼スラブに対して、熱間圧延を施す。スラブ再加熱温度が１１５０℃以上１３５０℃以下、仕上げ温度が８７０℃以上９５０℃以下、巻取り温度が５９０℃以上７３０℃以下の条件とする。
【００５０】
本発明で規定した機械的特性は、ＮｂＣ、ＡｌＮ、ＭｎＳなどの析出物の生成等を、鋼の成分および製造方法で制御することで得られる。スラブ再加熱温度が低すぎると、鋼スラブの鋳造、冷却過程の変動に影響された析出物の析出状態を均一な状態にすることができない。そのため、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とする。一方、スラブ加熱温度が高すぎると、析出物が過剰に成長して機械的特性を本発明の範囲に制御できなくなる。そのため、スラブ加熱温度は１３５０℃以下とする。また、スラブ加熱温度が低すぎると、熱間圧延の仕上圧延温度の確保が困難になり、また、加熱温度が高すぎると鋼表面が過剰に酸化して表面欠陥を生じやすくなる。このため、望ましくは、スラブ加熱温度は１１８０℃以上１３００℃以下とする。
【００５１】
本発明で規定した機械的特性を得るには、熱間圧延条件を調整する必要がある。仕上げ温度については、低過ぎると鋼に部分的なフェライト組織が形成し、その部分が仕上げ圧延以降の過程で粗大粒化することで強度が低下し、本発明の規定する機械的特性が得られない。そのため、仕上げ温度は８７０℃以上とする。一方、仕上げ温度が高すぎると、鋼全体に結晶粒が粗大化してやはり強度が低下し、本発明の規定する機械的特性が得られない。そのため、仕上げ温度は９５０℃以下とする。望ましくは、仕上げ温度は８９０℃以上、９３０℃以下である。
【００５２】
巻取り温度については、巻取り温度が低すぎるとＮｂＣ、ＡｌＮの析出が十分に行われず、固溶Ｃや固溶Ｎが残存する。その結果、本発明の規定、特にＹＰに関する規定を満足しなくなる。そのため、巻取り温度は５９０℃以上とする。一方、巻取り温度が高すぎると、結晶粒が粗大化して強度が低下し、本発明の規定する機械的特性が得られない。そのため、巻取り温度は７３０℃以下とする。望ましくは、巻取り温度は６２０℃以上、７１０℃以下である。
【００５３】
一次冷間圧延工程
熱間圧延工程後に、酸洗し、圧下率が８０％以上９５％以下の条件で一次冷間圧延を施す。
【００５４】
酸洗は表層スケールが除去できればよく、特に条件は規定しない。通常行われる方法により、酸洗することができる。
【００５５】
一次冷間圧延の圧下率が低すぎると熱間圧延で形成した結晶粒を十分に変形させることができない。その結果、再結晶焼鈍の際に形成される再結晶粒が粗大化し、本発明の規定する機械的特性が得られない。そのため、一次冷間圧延の圧下率は８０％以上とする。一方、上記圧下率が高すぎると、結晶粒が微細化しすぎて本発明で規定する機械的特性、特に平均ＹＰが過剰に高くなる。そのため、一次冷間圧延の圧下率は９５％とする。望ましくは８６％以上９２％以下である。
【００５６】
再結晶焼鈍工程
一次冷間圧延工程後に、７１０℃以上７９０℃以下の条件で再結晶焼鈍を施す。
【００５７】
焼鈍方法は、材質の均一性と生産性の観点から連続焼鈍法が好ましい。連続焼鈍における焼鈍温度は、低すぎると完全な再結晶が得られず、過剰に硬質化し本発明で規定する機械的特性、特に平均ＹＰが過剰となる。そのため、焼鈍温度は７１０℃以上とする。一方、焼鈍温度が高すぎると結晶粒が粗大化し、本発明で規定する平均ＴＳが得られない。そのため、焼鈍温度は７９０℃以下とする。望ましくは７３０℃以上７８０℃以下である。なお、上記焼鈍温度での均熱時間は１０秒以上９０秒以下とすることが好ましい。
【００５８】
二次冷間圧延工程
再結晶焼鈍工程後に、圧下率２５％以上５０％以下の条件で二次冷間圧延を施す。
【００５９】
焼鈍後、鋼板の薄肉化と機械的特性の最終調整のため二次冷間圧延を行う。二次冷間圧延は本発明において特に重要な製造条件である。ここでの圧下率が低すぎると本発明の機械的特性、特に平均ＴＳが適切な値にならない。そのため、二次冷間圧延の圧下率は２５％以上とする。一方、圧下率が高すぎると鋼板が過度に硬質化し、特に本発明が規定するＹＰが得られない。そのため、二次冷間圧延の圧下率は５０％以下とする。望ましくは３０％以上４８％以下である。
【００６０】
以上のようにして、本発明の王冠用鋼板が得られる。なお、王冠に成形される前に、二次冷間圧延後の鋼板に対して下記表面処理を施すことが好ましい。下記の表面処理を施した鋼板も本発明の王冠用鋼板である。
【００６１】
表面処理
上記二次冷間圧延後の鋼板の鋼板表面に、各種表面処理を施してもよい。例えば電気めっき等の一般的なめっき方法により、錫めっき、クロムめっきおよびニッケルめっきのいずれか１種以上のめっきを形成する方法があげられる。
【実施例１】
【００６２】
表１に示す成分組成Ａ〜Ｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、鋼スラブを得た。ここで、Ａ〜Ｎのいずれに鋼スラブにおいてもＳｎ含有量に関しては、０．００５０％未満であることを確認している。
【００６３】
得られた鋼スラブを用いて、表２に示す製造条件によって板厚０．１４〜０．１８ｍｍの薄鋼板を製造した。
【００６４】
【表１】
2015224384.tif 000003
【００６５】
【表２】
2015224384.tif 000004
【００６６】
上記製造方法により得られた鋼板に、表面処理としてクロム（ティンフリー）めっきを施した。次いで、塗装焼付け処理の模擬として２１０℃で２０分の熱処理を行い、下記試験条件で機械的特性を調査した。
【００６７】
引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠し、ＪＩＳ５号サイズの引張試験片を用いて行い、鋼板の圧延方向および圧延直角方向でのＹＰ、ＴＳを測定した後、その結果から平均ＹＰ、平均ＴＳを算出した。また、平均ＹＰの上限の計算値を１３０＋０．７４６×平均ＴＳ（ＭＰａ）から算出した。
【００６８】
なお、いずれの発明例も、圧延方向のＹＰは４５０〜６４０ＭＰａの範囲にあり、圧延直角方向のＹＰは５１０〜７４０ＭＰａの範囲にあり、圧延方向のＴＳは４７０〜６５０ＭＰａの範囲にあり、圧延直角方向のＴＳは５３０〜７５０ＭＰａの範囲にある。
【００６９】
さらに、得られた鋼板を用いて王冠を成形した。王冠成形時の破断有無により、破断なしを合格（○）、破断有りを不合格（×）とした。また、得られた王冠に対して、王冠の各ひだの長さ（図１中のＬ）を測定し、Ｌ値の標準偏差σが０．１ｍｍ以下のものを合格（○）、０．１ｍｍを超えるものを不合格（×）とした。これを、形状均一性の評価とした。
【００７０】
また、耐圧性（耐圧強度）は、ＪＩＳ  Ｓ  ９０１７に準じて、瓶に打栓後に耐圧試験を行い、１１５ＰＳＩ以上のものを合格（○）、１１５ＰＳＩに満たないものを不合格（×）とした。結果を表３に示す。
【００７１】
【表３】
2015224384.tif 000005
【００７２】
Ｎｏ．１は、平均ＴＳが規定以下であり、王冠成形中に破断が生じた。これは、二次圧延が規定に満たない低い圧下率で行われたためである。
【００７３】
Ｎｏ．３は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、二次圧延が規定を超える高い圧下率で行われたためである。
【００７４】
Ｎｏ．６は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｎｂ量が規定を超えて添加されたため、過度の硬質化が生じたためである。
【００７５】
Ｎｏ．７は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｎｂを含有しなかった結果、固溶Ｃを低減することができなかったためである。
【００７６】
Ｎｏ．８は、平均ＴＳが規定に満たないにもかかわらず王冠成形中の破断が生じず、また平均ＹＰが規定を満たして形状の均一性も優れていたが、耐圧強度の基準に満たなかった。これは、焼鈍温度が過度に高いために鋼板が軟質化したためである。軟質であり、延性に優れた特性であるため、王冠成形中に破断に至らなかったが、鋼板が軟質なために形状が均一でも王冠の強度自体が内圧に耐えないものとなった。
【００７７】
Ｎｏ．１０は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断が生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、焼鈍温度が過度に低いために十分な再結晶がえられず、鋼板が過度に硬質化したためである。
【００７８】
Ｎｏ．１４は、平均ＴＳが規定以下であり、王冠成形中に破断が生じた。これは、スラブ加熱温度が過剰に高く、析出物の制御が本発明の目的通りに行えなかったためである。
【００７９】
Ｎｏ．１５は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｎｂ量が規定を超えて添加されたため、過度の硬質化が生じたためである。
【００８０】
Ｎｏ．１６は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｎｂを含まず固溶Ｃを低減することができなかったためである。
【００８１】
Ｎｏ．１７は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｃが規定を超えて添加されて固溶Ｃを低減することができなかったためである。
【００８２】
Ｎｏ．１８は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｃ、Ｎｂが規定を超えて添加されたため、固溶Ｃを低減することがでず、またＮｂの効果で再結晶温度が上昇して焼鈍での再結晶が十分に生じなかったためである。
【００８３】
Ｎｏ．１９は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｃが規定を超えて添加され、かつ固溶Ｃを固定するＮｂが無添加で固溶Ｃを低減することができなかったためである。
【００８４】
Ｎｏ．２０は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｃが規定を超えて添加され、かつ固溶Ｃを固定するＮｂが無添加で固溶Ｃを低減することができなかったためである。
【００８５】
Ｎｏ．２２は、平均ＴＳが規定に満たないにもかかわらず王冠成形中の破断が生じず、また平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たして形状の均一性も優れていたが、耐圧強度の基準に満たなかった。これは、巻取り温度が過度に高く鋼板が軟質化したためである。軟質であり、延性に優れた特性であるため、王冠成形中に破断に至らなかったが、鋼板が軟質なために形状が均一でも王冠の強度自体が内圧に耐えないものとなった。
【００８６】
Ｎｏ．２３は、平均ＴＳが規定に満たないにもかかわらず王冠成形中の破断が生じず、また平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たして形状の均一性も優れていたが、耐圧強度の基準に満たなかった。これは、一次冷間圧延圧下率が規定に満たず、結晶粒が粗大化して軟質化したためである。
【００８７】
Ｎｏ．２７は、平均ＴＳは規定を満たしており、王冠成形中の破断は生じなかったが、平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たさず形状の均一性に劣り、耐圧強度も基準に満たなかった。これは、Ｎｂ量が規定を超えて添加されたため鋼板に過度の硬質化が生じたためである。
【００８８】
Ｎｏ．２８は、平均ＴＳが規定に満たないにもかかわらず王冠成形中の破断が生じず、また平均ＴＳと平均ＹＰの関係が規定の式を満たして形状の均一性も優れていたが、耐圧強度の基準に満たなかった。これは、熱延仕上げ温度が規定に満たず、熱延鋼板が粗大粒化し、鋼板が過度に軟質化したためである。
【００８９】
Ｎｏ．２９は、平均ＴＳが規定に満たないにもかかわらず王冠成形中の破断が生じず、また平均ＹＰが規定を満たして形状の均一性も優れていたが、耐圧強度の基準に満たなかった。これは、熱延仕上げ温度が規定を超えたため、鋼板が過度に軟質化したためである。
【００９０】
Ｎｏ．３０は、平均ＴＳが規定を満たしているにもかかわらず、王冠成形中の破断が生じた。これは一次冷間圧延圧下率が規定を超えたため鋼板が過度に硬質化し、また結晶粒が不均一化して材質の均一性が劣化したためである。
【００９１】
Ｎｏ．３２は、平均ＴＳが規定を満たしているにもかかわらず、王冠成形中の破断が生じた。これはＮが規定を超えて添加されたため固溶Ｎが増加して鋼板に過度の硬質化が生じたためである。
【００９２】
Ｎｏ．３３は、平均ＴＳが規定以上を満たしているにもかかわらず、王冠成形中の破断が生じた。これはＣが規定を大幅に超えて添加されたため固溶Ｃが増加して鋼板に過度の硬質化が生じたためである。
【００９３】
上記以外のＮｏ．２、４、５、９、１１、１２、１３、２１、２４、２５、２６、３１は、いずれも本発明に規定の成分、機械的特性、製造条件に合致しており、形状均一性、また耐圧強度に優れた王冠が得られた。
【符号の説明】
【００９４】
１    王冠上面
２    ひだ部分
Ｌ    ひだの高さ
【図１】
2015224384.tif 000006