(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００７０％、および、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％のいずれか一種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋼片とし、熱間圧延、酸洗した後、冷間圧延を行い、次いで、連続焼鈍法により加熱、均熱を行うに際し、３２０〜６８０℃の温度にて、加熱速度を変更する加熱方式で、３２０〜６８０℃の温度までの前半の加熱速度を１０〜３０℃／ｓで、均熱温度までの平均加熱速度を、２０〜３５℃／ｓで、かつ、前記前半加熱速度よりも高速として加熱を行い、７３０〜７８０℃の均熱温度、５秒以上の均熱時間で均熱を行い、次いで、冷却し、調質圧延を行うことを特徴とする缶用鋼板原板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は缶用鋼板原板の製造方法に関するもので、詳細には極低炭素鋼を素材として連続焼鈍法で製造するテンパー度Ｔ−１からＴ−３のいわゆる軟質の缶用鋼板原板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
缶用鋼板は、無被覆の鋼原板に対し、錫鍍金、クロム酸処理、あるいはそれらに有機樹脂ラミネートなどの表面処理が施されて使用される。
原板の硬さレベルはＪＩＳ−Ｇ3303に規定されているようにロックウェルＴ硬さ（ＨＲ３０Ｔ）を指標とする調質度で表される。この中で、記号Ｔ−１（ＨＲ３０Ｔで４９±３）、Ｔ−２（ＨＲ３０Ｔで５３±３）、Ｔ−２．５（ＨＲ３０Ｔで５５±３）、Ｔ−３（ＨＲ３０Ｔで５７±３）は特に軟質原板とされている。
調質度がＴ−１からＴ−３である軟質原板の製造方法としては、Ｃを質量％で0.03％程度から0.09％程度まで含有する低炭素鋼を箱焼鈍法で製造する方法と、Ｃを0.0005％から0.005％程度まで含有する極低炭素鋼を連続焼鈍法で製造する方法がある。前者は長時間にわたる熱サイクルで徐加熱、徐冷却を行い、含有するＣをセメンタイトとして析出させることで軟質な材質を得ている。後者は、Ｃの含有量自体を極力低減することで軟質化を図っている。
そして、これらは、その特性に応じて適した用途があり使い分けられている。たとえば、低炭素鋼を用いた箱焼鈍材は溶接缶に適している。これは、Cを多く含有するため溶接時の熱影響で強靭な溶接部を形成することができるためである。一方、極低炭素鋼を用いた連続焼鈍材はｒ値が高いものを得やすいために絞り加工の用途に適している。
しかし、近年では製造に要する時間が短いこと、および鋼帯全体にわたって材質が比較的均一であることから、極低炭素鋼を用いた連続焼鈍法材に対する要求が高まり、連続焼鈍材を用いてより優れた鋼板を得ようとする技術が提案されている。
【０００３】
特許文献１には、極低炭素鋼に対してＮｂを添加する技術が提案されている。この方法においては、Ｃと親和力の強いＮｂにより、鋼中Ｃの全量をＮｂＣとして析出固定させるため、固溶Ｃが残存せず、安定して軟質な材質が得られ、また、完全非時効化が達成される。
【０００４】
特許文献２には、極低炭素鋼に対してＢを添加する技術が提案されている。この方法では、Ｂの存在により極低炭素鋼でありながら焼入れ性を具備し、溶接性に優れたものが得られる。
【０００５】
特許文献３には、極低炭素鋼に対して、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの一種以上を添加する技術が提案されている。この技術では、ＮｂやＢの効果により非時効性に優れることを特徴とする。
【０００６】
しかしながら、特許文献１〜３に記載の元素を添加する技術では、極低炭素鋼を用いた連続焼鈍材の特性が向上する一方で、これら添加元素により再結晶、結晶粒成長の遅延をもたらすことになる。そして、再結晶、粒成長が遅延する結果、硬度の上昇や延性の劣化が生じる。そのため、製造において、均熱温度の高温化、または、均熱時間の長時間化を行う必要が生じ、効率的な製造が阻害される結果となる。
【０００７】
このような中で、上記問題を受けて、極低炭素鋼を用いた連続焼鈍法で、再結晶、結晶成長を促進する技術がいくつか提案されている。
【０００８】
例えば、超急速加熱短時間焼鈍による技術があり、特許文献４には、少なくとも５００℃以上の温度域を加熱速度３００〜２０００℃／ｓで加熱して均熱温度で３秒以下保持する技術が、特許文献５には、少なくとも５００℃以上の温度域を加熱速度１００〜２５００℃／ｓで加熱して均熱温度で１０ｓ以下保持する技術が、特許文献６には、少なくとも５００℃以上の温度域を１００℃／ｓ以上の加熱速度で加熱して均熱温度で３ｓ以下保持する技術が、特許文献７には、加熱速度１００〜２０００℃／ｓで加熱して焼鈍を行う技術がそれぞれ提案されている。
【０００９】
このような超急速加熱の場合は、再結晶のスタート時に於けるサブグレインの粒界の移動速度並びに粒成長時の粒界の移動速度が極めて速いので、粒界への偏析元素の粒界への移動が追従しなくなり粒界の移動を妨げる偏析元素が少なくなる。その結果、超急速加熱を行うことにより再結晶がより低温で起こるとともに粒成長も容易となり、調質度Ｔ−１〜Ｔ−３の軟質缶用鋼板原板が安定的に得られるようになる。また、短時間の焼鈍であるために、焼鈍設備の規模をコンパクトにすることができ、建造コストを低減できる。
【特許文献１】特公平１−５２４５０号公報
【特許文献２】特許第３３７７１５５号公報
【特許文献３】特許第２０３５９５２号公報
【特許文献４】特開平４−２９５４２７号公報
【特許文献５】特許第３４６６２６３号公報
【特許文献６】特許第３３８３０１９号公報
【特許文献７】特開平７−１８８７７０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
特許文献４〜７に記載の技術は、極低炭素鋼を用いた軟質な連続焼鈍材を極めて効率的に製造するための技術であり、コンパクトな連続焼鈍設備で超急速加熱短時間焼鈍を行うものである。しかしながら、上記のようなヒートサイクルの再結晶焼鈍を行うには、通常の焼鈍方式の連続焼鈍法では不可能であり、新しい焼鈍設備、つまり、加熱速度で２桁速く、焼鈍時間での約２桁短い機能を有した、新しい焼鈍設備が必要となる。また、急速加熱を行うために用いる通電加熱はエネルギー源としての電力コストが高く、たとえ設備の建設コストが低減しても、製造時のランニングコストが非常に高くなる問題がある。
【００１１】
以上のように、従来の技術では、極低炭素鋼を用いた軟質な連続焼鈍材を効率的に製造するためには、新たな焼鈍設備が必要となり、既存の焼鈍設備を基として鋼板を効率的に製造することはできなかった。
【００１２】
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、新たな焼鈍設備を必要とせず、既存の焼鈍設備を用いて、軟質で延性に優れた缶用鋼板原板を効率的に製造する方法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】
【００１３】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を行った。その結果、以下の知見を得た。
【００１４】
既存の焼鈍設備を用いて再結晶、結晶粒成長を促進する熱処理を行い、極低炭素鋼の再結晶、粒成長を促進する手段について検討した。具体的には、まず、第一の実験として、特許文献４〜７に開示された超急速加熱処理について実験室的に検討した。ただし、特許文献に記載の技術はそれらの実施例に示されるように主眼とする加熱速度が１０００℃／ｓと非常に早く、通常の連続焼鈍設備を想定した場合は現実的ではない。そこで、通常の連続焼鈍設備と、それに加えて補助的加熱手段を併用することを想定し、加熱速度は併用した場合に実現可能である１０から３００℃／ｓとした。加熱後の均熱温度は７５０℃とし、均熱時間は１０ｓとした。鋼成分その他の焼鈍以外の条件は以下のとおりである。
（鋼成分）
Ｃ：０．００１６％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．３０％、Ｐ：０.０１％、
Ｓ：０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５０％、Ｎｂ：０．０１５％、Ｎ：０．００１５％
（熱間圧延）
仕上げ温度：９００℃、巻き取り温度：６８０℃
（冷間圧延率）
９０％
（調質圧延）
１．５％
以上により得られた鋼板に対して、調質度としてロックウェルＴ硬さ（ＨＲ30Ｔ）の測定を行った。測定方法はＪＩＳ  Ｚ２２４５に準拠した。なお、均熱後の冷却速度は調質度に影響しないことを確認した上で一律に−５０℃／ｓとした。
【００１５】
なお、図１に、実験で採用したヒートサイクルをヒートサイクル（Ａ）として示す。このヒートサイクル（Ａ）は、特許文献４〜７に則り加熱中で均一な加熱速度としたものである。
【００１６】
以上により得られた結果を図2（Ａ）に示す。図2は、平均加熱速度とロックウェルＴ硬さ（ＨＲ30Ｔ）との関係を示した図である。図2によれば、特許文献４〜７で示されたように、加熱速度が速いと軟質化が認められる。ただし、通常の輻射管式過熱方法のみの連続焼鈍設備では、得られる加熱速度は４０℃／ｓ程度までであり、それ以上の加熱速度を得るには、補助加熱手段を併用する必要がある。
【００１７】
そこで、次なる第二の実験として、加熱前半段階を輻射管式加熱を用いた際の加熱速度を想定して１５℃／ｓとし、１００〜７００℃に到達した時点で加熱速度を変更する2段加熱方式による実験を行った。この時のヒートサイクルをヒートサイクル（Ｂ）として、図１に示す。加熱後半での加熱速度は補助過熱手段を併用することを想定して加熱前半段階よりも高速とし、ここでは９５℃／ｓとした。なお、鋼成分その他の焼鈍以外の条件は、第一の実験と同様に行った。
【００１８】
以上により得られた鋼板について、第一の実験と同様の方法により、調質度としてロックウェルＴ硬さ（ＨＲ30Ｔ）の測定を行った。
【００１９】
得られた結果を第一の実験と併せて図２（Ｂ）に示す。なお、図２において、横軸の平均加熱速度は、ヒートサイクル（Ａ）は加熱中で均一な加熱速度をそのまま平均加熱速度とし、ヒートサイクル（Ｂ）では焼鈍前の状態から均熱温度までの温度上昇量を加熱に要する時間で除した値とした。
【００２０】
図2より、ヒートサイクル（Ｂ）では、特定の平均加熱速度において、ヒートサイクル（Ａ）と比較して著しく軟質化が認められることがわかった。すなわち、特許文献４〜７のような単純なヒートサイクル（Ａ）では、特に速い加熱速度でなければ軟質化することはできなかったのに対し、加熱前半段階と加熱後半段階で加熱速度を変更する加熱方式：ヒートサイクル（Ｂ）では、平均加熱速度を特定な条件に設定することで、軟質化することができるとの知見を得た。
【００２１】
上記知見に基づき、ヒートサイクル（Ｂ）の条件について更に検討した。
その結果、加熱前半段階での加熱速度を比較的低速にし、加熱速度を変更する温度を適切にして、平均加熱速度を加熱前半段階での加熱速度よりも高くすることで、軟質化が可能となるとの知見を得た。
【００２２】
加熱前半段階と加熱後半段階で加熱速度を変更する加熱方式：ヒートサイクル（Ｂ）によって軟質化がもたらされる機構については、現段階では未解明であるが、例えば、以下のような機構が推定される。
【００２３】
冷間圧延後の鋼板を加熱していくと、冷間圧延で導入された歪エネルギーを駆動力として再結晶、粒成長が進行する。具体的には、まず転位や格子欠陥の消滅、再配列などにより歪エネルギーが開放された領域、つまり再結晶核が生じ、この領域が隣接した領域の歪エネルギーを開放しつつ成長していく。加熱前半段階での加熱速度が比較的低い場合、こうした現象は、特に歪エネルギーが開放されやすい位置で限定的に生じると考えられる。つまり、再結晶核が比較的少ない状態となる。この加熱速度で特定の温度まで加熱し、再限定的に形成した結晶核を確保した上で、加熱後半段階では加熱速度を比較的高くして、平均加熱速度を加熱前半段階よりも高速をすることで、限定的に形成した再結晶核が優先的に成長し、結果として結晶粒径が粗大化することで軟質化する。
【００２４】
以上の結果、平均加熱速度としては同じであっても、ヒートサイクル（Ｂ）ではヒートサイクル（Ａ）よりも軟質化されたものと推定される。
【００２５】
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。
［１］質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００７０％、および、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％のいずれか一種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋼片とし、熱間圧延、酸洗した後、冷間圧延を行い、次いで、連続焼鈍法により加熱、均熱を行うに際し、３２０〜６８０℃の温度にて、加熱速度を変更する加熱方式で、３２０〜６８０℃の温度までの前半の加熱速度を１０〜３０℃／ｓで、均熱温度までの平均加熱速度を、２０〜３５℃／ｓで、かつ、前記前半加熱速度よりも高速として加熱を行い、７３０〜７８０℃の均熱温度、５秒以上の均熱時間で均熱を行い、次いで、冷却し、調質圧延を行うことを特徴とする缶用鋼板原板の製造方法。
【００２６】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、再結晶、結晶粒成長を促進する熱処理を行うことで、軟質で延性に優れた缶用鋼板原板を効率的に製造することができる。
【００２８】
本発明では、従来の焼鈍設備を基に、通常の輻射管式などの加熱方式に加えて補助的な加熱手段を用いることで達成できるヒートサイクルにおいて、平均加熱速度、急速加熱開始温度を特定の条件にすることにより、軟質化、延性の向上を図っているため、従来技術のような新しい焼鈍設備を必要としない、また、製造時のランニングコストも高くならない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２９】
以下に本発明について詳細に説明する。まず、鋼成分含有量の限定理由についてそれぞれ述べる。
Ｃ：０．０００５〜０．００５％
Ｃは、鋼板の調質度を本発明の対象とするＴ−１からＴ−３とするために重要な元素である。Ｃは固溶、もしくは炭化物として存在し、いずれの形態においても多量になるほど鋼が硬質化する。特に、Ｃが０．００５％を超えると硬質となるためにＴ−１からＴ−３の調質度を得ることが困難となる。よって、Ｃは０．００５％以下と限定する。一方、Ｃが０．０００５％未満では、Ｔ−１からＴ−３の調質度を得ることは可能だが、脱炭工程での操業負荷が増加し、コスト上昇をもたらす。よって、Ｃの下限を０．０００５％以上とする。
【００３０】
Ｍｎ：０．１〜０．８％
Ｍｎ量が０．１％未満では、熱間脆性を生じることがある。一方、０．８％を超えると鋼板が過剰に硬質化して本発明の対象とする調質度がＴ−１からＴ−３の鋼板を得ることが困難となる。よって、Ｍｎの含有量は０．１％以上０．８％以下の範囲とする。
【００３１】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌ量が０．０１％未満では脱酸効果が十分に得られない。また、ＮとＡｌＮを形成することにより、鋼中の固溶Ｎを減少させる効果が得られず、鋼板が硬質化することで、本発明の対象とする調質度がＴ−１からＴ−３の鋼板を得ることが困難となる。一方、０．１０％を超えるとこれらの効果が飽和するのに加え、アルミナ等の介在物を生じやすくなる。よって、Ａｌの含有量は０．０１％以上０．１０％以下の範囲とする。
【００３２】
Ｎ：０．００１０〜０．００７０％
Ｎを０．００１０％未満にすると、Ｎを除去する工程での処理時間の増大をまねき、鋼板の製造コストが上昇する。一方、０．００７０％を超えると、固溶Ｎによって鋼板の硬質化がもたらされ、本発明の対象とする調質度がＴ−１からＴ−３の鋼板を得ることが困難となる。よって、Ｎの含有量は０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲とする。
【００３３】
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％のいずれか一種以上を含有
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％
Nbは鋼中のC、Nと析出物を形成し、鋼中の固溶C、Nを低減することで鋼板を有効に軟質化することができる元素である。この効果が得られる下限として、含有量は０．００２％以上であることが必要である。一方、０．０５％以上含有すると上記効果が飽和することに加え、固溶したNbが再結晶の遅延をもたらし、焼鈍温度の上昇を招く。よってNbの含有量は０．００２％以上０．０５％未満の範囲とする。
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％
ＴｉはＮｂと同様に鋼中のC、Nと析出物を形成し、鋼中の固溶C、Nを低減することで鋼板を有効に軟質化することができる元素である。この効果が得られる下限として、含有量は０．００２％以上であることが必要である。一方、０．０５％以上含有すると上記効果が飽和することに加え、鋼板表面にＴｉ酸化物が生じ、耐食性の劣化をもたらす。よってＴｉの含有量は０．００２％以上０．０５％未満の範囲とする。
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは鋼中のNと析出物を形成し、鋼中の固溶Nを低減することで鋼板を有効に軟質化することができる元素である。この効果が得られる下限として、含有量は０．０００５％以上であることが必要である。一方、０．００３０％以上含有すると上記効果が飽和することに加え、粒界に偏析し易いＢが再結晶の遅延をもたらし、焼鈍温度の上昇を招く。よってＢの含有量は０．０００５％以上０．００３０％未満の範囲とする。
これらの元素は単独あるいは複合して添加することができる。
【００３４】
なお、上記以外の残部はFe及び不可避的不純物からなる。上記成分の他に、鋼には原料や製造工程に由来する不可避的不純物が含まれる。その代表的なものにＳｉ、Ｐ、Ｓがある。通常、これらの成分は熔銑、熔鋼の段階で不純物としての許容レベルまで除去され、缶用鋼板ではSｉ：０．０２％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下に制御されている。これらの成分は不純物レベルの含有量であれば特に本発明に特段の影響を及ぼすことがないため、適宜含有することができる。ただし、意図的に含有量を調整する場合には、以下のとおりとすることが望ましい。
【００３５】
Ｓｉ：
脱酸補助剤として、含有量の調整を行う場合がある。ただし、本発明の対象とする缶用鋼板では、鋼の耐食性が高いことが要求されるため、Ｓｉの含有量が多い場合に耐食性が損なわれる可能性がある。よって、含有する場合は０．０５％以下とすることが望ましい。
【００３６】
Ｐ：
調質度の調整を目的として含有量の調整を行う場合がある。ただし、過剰な添加は硬質化ばかりでなく鋼板の耐食性の劣化をもたらす。よって、含有する場合は０．０５％以下とすることが望ましい。
【００３７】
Ｓ：
熱間脆性の劣化防止のため含有量の調整を行う場合がある。過剰な添加は熱間脆性が劣化するため、含有する場合は０．０５％以下とすることが望ましい。熱間延性を特に向上させる必要がある場合には、含有量の上限を０．０１％とすることが望ましい。
【００３８】
次に、本発明の缶用鋼板原板の製造方法について述べる。
本発明の缶用鋼板原板は、上記化学成分範囲に調整された鋼を鋼片とし、熱間圧延、酸洗した後、冷間圧延を行い、次いで、連続焼鈍法により以下に示す条件にて加熱、均熱を行い、次いで、冷却し、調質圧延を行うことにより得られる。加熱、均熱を行うに際しては、３２０〜６８０℃の温度にて、加熱速度を変更する加熱方式で行う。そして、３２０〜６８０℃の温度までの前半の加熱速度を１０〜３０℃／ｓで、均熱温度までの平均加熱速度を、２０〜３５℃／ｓで、かつ、前記前半加熱速度よりも高速として加熱を行い、７３０〜７８０℃の均熱温度、５秒以上の均熱時間で均熱を行う。
これらについて以下に詳細に説明する。
【００３９】
まず、製鋼条件は、本発明に規定する鋼成分が得られる方法であれば如何なる方法でもよく、特に限定的に規定されるものではない。ただし、鋳片の製造は鋳片の均一性の優れる連続鋳造で行なうことが望ましい。
【００４０】
鋳片の再加熱条件も特に限定的に規定されるものではないが、温度が高すぎると表面欠陥やエネルギーコストの面で不利であり、温度が低すぎると熱延仕上温度の確保が難しくなることから、１０５０〜１３００℃の温度範囲とすることが望ましい。
【００４１】
熱延条件も特に限定的に規定されるものではない。熱延鋼板の均一性、表面性状、機械特性、及び生産コストの観点から、仕上温度は８６０〜９５０℃とすることが望ましい。また、コイル巻取温度は同様の理由から５５０〜７５０℃が望ましい。
【００４２】
酸洗については、表面のスケールが除去されればよく、特に方法を規定しない。
【００４３】
冷間圧延については、本発明には特に影響しないため限定しない。本発明の対象とする缶用鋼板の板厚が０．１４から０．４ｍｍ程度の範囲であることから、熱延鋼板の板厚、冷間圧延機の圧延延能力との関係を踏まえて冷間圧延率を８０％以上とすることが望ましい。
【００４４】
次いで、連続焼鈍法により、加熱、均熱する。この加熱、均熱を行う際の条件は本発明において、最も重要な要件である。
【００４５】
まず、本発明では、加熱、均熱を、加熱前半段階と加熱後半段階とで加熱速度を変更する加熱方式を採用する。その理由は、図２に関する実験結果として前述したとおりである。
そして、加熱速度の変更温度は３２０〜６８０℃とし、加熱前半段階の加熱速度（以降、前半加熱速度と称する）を１０〜３０℃／ｓ、均熱温度までの平均加熱速度を２０〜３５℃／ｓで、かつ前半加熱速度よりも高速とする。また、均熱温度は７３０〜７８０℃、均熱時間は５秒以上とする。このような条件で加熱、均熱を行うことにより、軟質で延性に優れた缶用鋼板原板が得られることになる。
これらは本発明に至る検討過程で実験的に決定した値であるが、前期の推定機構からその作用は以下のとおりである。
【００４６】
加熱速度の変更温度：３２０〜６８０℃
３２０℃以下であると再結晶核が十分に確保できない。一方、６８０℃以上であると、再結晶核が多数発生し、結果として結晶粒の粗大化を阻害する。よって、加熱速度の変更温度は３２０℃超え６８０℃未満とする。
【００４７】
前半加熱速度：１０〜３０℃／ｓ
１０℃／ｓ以下であると、比較的低温の状態で長時間停滞することになるため、再結晶の駆動力となる歪エネルギーが再結晶核を十分に成長させる前の段階で消費され、加熱後半段階で成長させる再結晶核が確保できない。一方、３０℃／ｓ以上であると、再結晶核が多くなり、結果として結晶粒の粗大化を阻害する。よって、加熱前半段階の加熱速度は１０℃/ｓ超え３０℃/ｓ未満とする。
【００４８】
均熱温度までの平均加熱速度：２０〜３５℃／ｓかつ前半加熱速度よりも高速である
２０℃／ｓ以下だと加熱前半段階で限定的に成形した再結晶核を優先的に成長させることができない。一方、３５℃／ｓ以上だと再結晶核の数を過剰増加させ、結果として結晶粒の粗大化を阻害する。同時に、平均加熱速度が前半加熱速度よりも低速であると、限定的に形成した再結晶核を優先的に成長させるエネルギーが得られず、結果として結晶粒の粗大化を阻害する。よって、均熱温度までの平均加熱速度は、２５℃／ｓ超え３５℃／ｓ未満であり、かつ、前半加熱速度よりも高速とする。
【００４９】
尚、加熱後半段階の加熱速度は、前半加熱速度、加熱速度の変更温度、平均加熱速度の相互の関係から一定の条件に決まり、概ね７０〜３００℃／ｓ程度である。
【００５０】
前半加熱速度は比較的低速であるので、それを得る加熱手段としては従来の連続焼鈍炉で主流である輻射管法式が適している。また、通常は比較的高速な加熱速度を得るために用いる通電加熱法式、誘導過熱法式なども、その出力を調整することで比較的低速な加熱速度を得ることができ、これらを用いることも可能である。
【００５１】
加熱後半段階での加熱速度は比較的高速であるので、それを得るための加熱手段としては通電加熱法式、誘導過熱法式などが適している。
【００５２】
均熱温度：７３０〜７８０℃、均熱時間：５秒以上
均熱温度が７３０℃以下であると再結晶が十分に達成されず、あるいは再結晶に要する時間が過大となる。一方、７８０℃以上では絞りが発生して連続焼鈍での通板が困難になる。また、均熱時間が５秒未満では本発明で規定した成分、加熱速度条件、均熱温度での再結晶が完了しない。
【００５３】
よって、均熱温度は７３０℃超え７８０℃未満、均熱時間は５秒以上とする。尚、均熱時間の上限は本発明では特に影響しないが、均熱帯の規模を過大にしないためにも６０秒以内であることが望ましい。
【００５４】
連続焼鈍後、次いで、冷却する。この時の冷却条件は本発明に対して影響を及ぼさないため、特に限定しない。ただし、過剰に遅い冷却速度は連続焼鈍設備における冷却帯の規模が大きくなるため好ましくなく、また過剰に速い冷却速度は冷却機構の規模が大きくなるため好ましくない。そのため、−８〜−１００℃／ｓであることが望ましい。
【００５５】
次いで調質圧延を行う。調質圧延は調質度の調整、鋼板表面粗さの調整、形状の確保のために行われるが、伸長質が０.８以下であると粗さ、形状の調整が困難となる場合がある。一方、伸長質が３．０％を超えると過剰に硬質化する場合がある。よって、伸長率の範囲は０．８％超え３．０％以下とすることが望ましい。
【００５６】
なお、本発明の鋼板には、缶用鋼板としても用途に応じて各種表面処理を施すことができる。その種類は特に限定されない。代表的なものとしてＳｎやＮｉの単独または複合層、あるいはティンフリースチールに代表される金属クロム、クロム酸化物層、さらにはＴｉ、Ｚｒ酸化物層を形成する表面処理がある。また、これらに加えて有機樹脂被覆を行う処理がある。
【実施例１】
【００５７】
表１に示す鋼（ａ）の成分を含有する鋼を熔製し、連続鋳造により鋳片とし、常温まで冷却した。次いで、加熱温度１２５０℃で鋳片を再加熱し、粗圧延、仕上圧延による熱間圧延を、仕上温度９００℃、巻き取り温度６８０℃で行い、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に対し酸洗した後、圧延率８６％の冷間圧延を行った。次いで、連続焼鈍法により、表２に示す条件にて焼鈍を行った。次いで、冷却し、伸長率0.9％で調質圧延を行い、板厚０．３２mmの缶用鋼板原板を得た。
【００５８】
【表１】
0004900179.tif 000002
【００５９】
以上により得られた缶用鋼板原板に対し、ロックウェルT硬さ（HR３０T）を測定した。測定方法はＪＩＳ  Ｚ２２４５に準拠した。
得られた結果を表２に示す。なお、表２において、ヒートサイクルの欄での（Ａ）は、図１（Ａ）に概要を示した従来技術のヒートサイクルを示す、（Ｂ）は図１（Ｂ）に概要を示した本発明のヒートサイクルを示す。また、表２おける平均加熱速度、加熱前半段階の加熱速度はそれぞれ以下の定義によるものである。
平均加熱速度
焼鈍前の状態から均熱温度までの温度上昇量をその加熱に要する時間で除した値。
前半加熱速度
焼鈍前の状態から加熱速度変更温度までの温度上昇量をその加熱それに要した時間で除した値。
【００６０】
【表２】
0004900179.tif 000003
【００６１】
表2より、本発明範囲内である実施例では、軟質な缶用鋼板原板が得られているのがわかる。例えば、No6の本発明例では、平均加熱温度30℃/sと平均加熱速度が小さいにも拘わらず、硬度が低く軟質で延性に優れた缶用鋼板原板が得られている。
一方、比較例では、硬度が高くなっており、軟質化が十分でない。
【実施例２】
【００６２】
表１に示す鋼（ａ）〜（ｍ）の成分を含有する鋼をそれぞれ熔製し、連続鋳造により鋳片とし、常温まで冷却した。次いで、加熱温度１２５０℃で鋳片を再加熱し、粗圧延、仕上圧延による熱間圧延を、仕上温度９００℃、巻き取り温度６８０℃で行い、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に対し酸洗した後、圧延率８６％の冷間圧延を行った。次いで、連続焼鈍法により、表３に示す条件にて焼鈍を行った。次いで、冷却し伸長率0.9％で調質圧延を行って板厚０．３２mmの缶用鋼板原板を得た。以上により得られた缶用鋼板原板に対し、ロックウェルT硬さ（HR３０T）を測定した。測定方法は実施例１と同様である。得られた結果を表２に示す。
【００６３】
【表３】
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【００６４】
表３より、本発明範囲内である実施例では、軟質な鋼板が得られているのがわかる。一方、比較例では、硬度が高くなっており、軟質化が十分でない。
【図面の簡単な説明】
【００６５】
【図１】連続焼鈍時のヒートサイクルを示す図であり、ヒートサイクル（Ａ）は従来技術のヒートサイクル、ヒートサイクル（Ｂ）は本発明のヒートサイクルを示す。
【図２】平均加熱速度とロックウェルT硬さ（HR３０T）との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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