"鋼成分が、質量で、C:0.0015~0.0050、Mn:0.1~0.8、Al:0.01~0.10、N:0.0015~0.0070、Nb:4×C~20×C原子比では、0.52×C~2.58×C、B:0.15×N~0.75×N原子比では、0.20×N~0.97×Nを含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、連続焼鈍法により製造され、フェライト結晶粒のL方向長さに関して、表層での平均値Lsave、表層での最大値Lsmax、板厚中心での平均値Lcave、板厚中心での最大値Lcmaxが、Lsave/Lcave<0.9の関係を満たし、かつ、Lsmax/Lcmax<0.8の関係を満たし、調質度がT2~T3.5の範囲にあることを特徴とする軟質缶用鋼板。連続焼鈍後の未再結晶粒を、圧延方向断面での面積比で、0.5~5残存させることを特徴とする請求項1記載の軟質缶用鋼板。請求項1または2のいずれか1項記載の鋼板に関して、冷間圧延条件として圧延率を70~90の範囲とし、連続焼鈍条件として均熱時間tを20~90秒、均熱温度Tを700~780°Cとし、かつ、前記均熱時間t秒、均熱温度T°C、鋼成分質量の関係が770≦t/3T-14.8×LogeNb-32×B/N≦840を満たし、圧延率:0.5~5の調質圧延を行なって調質度T2~T3.5の範囲とすることを特徴とする軟質缶用鋼板の製造方法。前述したように、従来の技術では、連続焼鈍法による軟質缶用鋼板においては、バッチ焼鈍法によるものと同等の特性は得られていない。そのため、これまで、大半の軟質缶用鋼板はバッチ焼鈍法で製造されている。本発明は、軟質缶用鋼板のうち調質度T2~T3.5のものに対して、上記の問題を解決することを目的とする。なお、ここで調質度とは缶用鋼板として用いられるブリキやティンフリー鋼の硬さを示す指標であり、JISG3303およびJISG3315では、ロックウェル硬度HR30TでT2が53±3、T2.5が55±3、T3が57±3、T4が61±3と規定されている。T3.5とは、JISでは特に規定されていないが、一般的には、T3とT4の中間レベルのロックウェル硬度HR30Tで59±3として通用することから、本願発明においても59±3として定義する。以下に本発明で解決しようとする課題について述べる。1溶接性製缶業者では、缶の種類によって、スポット溶接、プロジェクション溶接、シーム溶接等の様々な溶接が行なわれる。また、溶接後にさらに加工されることも多く、また製缶後の缶はいろいろな用途に使用されるため溶接部に過大な荷重がかかることもある。よって、様々な溶接に対して溶接熱影響部の強度が十分に確保され、溶接後の加工の際、及び、客先で缶が使用される際に、溶接熱影響部に割れが生じないことが必要である。2非時効性製缶業者においては、製缶加工前に塗装焼付けが施されることが多い。塗装焼付けでの加熱により時効が促進されると、塗装焼付け後の製缶加工時にフルーティングやストレッチャストレイン等の不良を生じる。よって、非時効性に優れることが必要である。3缶高の変化軟質缶用鋼板はペール缶等の溶接缶用途に使用されることがある。これらの缶においては、シーム溶接を行なった後にビード加工、エキスパンド加工を施されることが多い。その場合、ビード加工、エキスパンド加工による缶高の減少量が大きいと、缶高の減少しない溶接部との間に段差が生じることがある。よって、缶高があまり減少しないことが重要である。そのためには、ランクフォード値が低いことが必要である。4加工性詳細な調査を行なったところ、従来の連続焼鈍法による軟質缶用鋼板は、バッチ焼鈍法の軟質缶用鋼板と比較して、同一の調質度の場合でも加工性が劣ることが分かった。これは、バッチ焼鈍鋼板と比較して連続焼鈍鋼板は、同一の調質度であっても降伏強度が高めであることに起因すると考えられる。製缶業者でバッチ焼鈍鋼板と同一の製缶条件で加工する際に混乱を生じないためには、降伏強度を低減し、バッチ焼鈍鋼板と同等レベルの加工性を確保することが必要である。本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、溶接性、非時効性、加工性に優れ、缶高の減少が小さい軟質缶用鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。5熱間延性N,B,Nb,Al,C量が添加されている鋼は、鋼の組成がγからαに変態するときに、BN,NbN,C,AlNなどの窒化物および炭窒化物が大量にオーステナイト粒界に析出することで脆化が起こり、連続鋳造時にスラブ割れが発生することがわかった。スラブ割れが発生すると、スラブ割れの部分についてコーナー部の切断やグラインダーでの研削作業の工程が必要となり、多くの労力とコストがかかるために生産性を大きく阻害する。このため、N,B,Nb,Al,C量、特にN量を最適化してスラブ割れを生じさせないことが必要である。本発明者らは、鋼成分、結晶粒形態、製造方法等に関して種々検討を行ない、軟質缶用鋼板のうち調質度T2~T3.5のものに対して解決方法を見出したものである。1本発明に係る軟質缶用鋼板は、鋼成分が、質量で、C:0.0015~0.0050、Mn:0.1~0.8、Al:0.01~0.10、N:0.0015~0.0070、Nb:4×C~20×C原子比では、0.52×C~2.58×C、B:0.15×N~0.75×N原子比では、0.20×N~0.97×Nを含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、連続焼鈍法により製造され、平均のランクフォード値raveが1.3~1.8の範囲にあり、かつ、r0<r45-0.2、r90<r45-0.2、|r0-r90|>0.3からなる3つの関係式のうち少なくとも1つを満たし、調質度がT2~T3.5の範囲にあることを特徴とする。2本発明に係る軟質缶用鋼板は、鋼成分が、質量で、C:0.0015~0.0050、Mn:0.1~0.8、Al:0.01~0.10、N:0.0015~0.0070、Nb:4×C~20×C原子比では、0.52×C~2.58×C、B:0.15×N~0.75×N原子比では、0.20×N~0.97×Nを含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、連続焼鈍法により製造され、フェライト結晶粒のL方向長さに関して、表層での平均値Lsave、表層での最大値Lsmax、板厚中心での平均値Lcave、板厚中心での最大値Lcmaxが、Lsave/Lcave<0.9の関係を満たし、かつ、Lsmax/Lcmax<0.8の関係を満たし、調質度がT2~T3.5の範囲にあることを特徴とする。3上記1又は2記載の鋼版において、連続焼鈍後の未再結晶粒を、圧延方向断面での面積比で、0.5~5残存させる。4本発明に係る軟質缶用鋼板の製造方法は、上記1乃至3のいずれか1記載の成分の鋼帯に関して、冷間圧延条件として圧延率を70~90の範囲とし、連続焼鈍条件として均熱時間tを20~90秒、均熱温度Tを700~780°Cとし、かつ、前記均熱時間t秒、均熱温度T°C、鋼成分質量の関係が770≦t/3T-14.8×LogeNb-32×B/N≦840を満たし、圧延率:0.5~5の調質圧延を行なって調質度T2~T3.5の範囲とすることを特徴とする。本発明により、バッチ焼鈍法より品質の均一性、生産コスト等の面で有利な連続焼鈍法を用いて、バッチ焼鈍法で製造される軟質缶用鋼板とほぼ同等の特性を確保できるようになった。本発明者らは、連続焼鈍法により製造される軟質缶用鋼板について種々の検討を行い、鋭意研究した結果、本発明を完成させるに至った。以下に本発明を詳細に説明する。まず、ランクフォード値の限定理由について述べる。2ピース缶を深絞り成形する場合にはランクフォード値は高い方が有利である。平均のランクフォード値raveがL3未満では、深絞り成形時に破断等の問題を生じることがある。よって、本発明ではランクフォード値raveを1.3以上に限定する。一方、軟質缶用鋼板は、2ピース缶の他にも3ピース缶の缶胴にも使用されることがある。3ピース缶の缶胴においては、シーム溶接により円筒形状とした後に、エキスパンド加工、ビード加工等の缶胴加工を施すことが多い。その場合、缶胴は周方向に伸び歪みが与えられるが、ランクフォード値が大きいと板厚が減少せずに缶高が減少しやすい。反対にランクフォード値が小さいと板厚が減少しやすいため缶高の減少量は小さくなる。缶高の減少量が大きいと、缶高があまり変化しない溶接部との間に段差が生じることがある。これまでの調査により、ランクフォード値raveが1.8を超えると缶高減少量も顕著になることが判明した。よって、ランクフォード値を1.8以下に限定する。また、3ピース缶の缶胴においては、缶胴の周方向のランクフォード値が小さい必要があるが、鋼板の圧延方向またはコイル幅方向が缶胴周方向になるように板取りされるため、圧延方向またはコイル幅方向のランクフォード値が小さいことが望ましい。具体的には圧延方向、コイル幅方向、45度方向のランクフォード値をそれぞれr0、r90、r45とした場合に、r0<r45-0.2、r90<r45-0.2、|r0-r90|>0.3の3つのうち少なくとも1つの関係を満たす場合に、缶胴加工での缶高減少量が小さい3ピース缶が得られる。このことから本発明では、これら3つの不等式のいずれか1つ以上を満たすこととした。次に、圧延方向結晶粒長さについて述べる。バッチ焼鈍法による軟質缶用鋼板は、長時間の焼鈍により、結晶粒が十分に成長し、かつ、固溶Cの存在しない状態となるため、引張強度に対する降伏強度の比YRの小さい鋼板が得られる。一方、従来の連続焼鈍法による軟質缶用鋼板は、焼鈍時間が極めて短いため、YRが大きくなりやすい。缶用鋼板の一般的な管理指標である調質度は、ロックウェル硬度HR30Tで区分されており、ロックウェル硬度HR30Tは引張強度と降伏強度の平均値と比較的よい相関が認められる。よって、従来の連続焼鈍鋼板はバッチ焼鈍鋼板と比較して、同一調質度であっても降伏強度は高めとなり、従って、降伏強度に対応すると考えられる製缶加工性についても不利であった。本発明者らは詳細な検討を行なった結果、連続焼鈍鋼板において、調質度を変えずに加工性を向上させるためには、鋼板の表層部と板厚中心部でフェライト結晶粒径に差を生じさせることが有効であることを見出した。これは次のように考えられる。ロックウェル硬度HR30Tは鋼板表面に圧子を押込んで測定するため鋼板表面の結晶粒径に影響されるが、実際の製缶加工性は鋼板の降伏強度に対応するため鋼板全体の結晶粒径に影響される。よって、連続焼鈍鋼板において鋼板の表層部よりも板厚中心部でフェライト結晶粒径を大きくすることで、調質度の等しいバッチ焼鈍鋼板と同等レベルの製缶加工性が得られる。具体的には、フェライト結晶粒の圧延方向長さに関して、表層での平均値Lsave、表層での最大値Lsmax、板厚中心での平均値Lcave、板厚中心での最大値Lcmaxが、Lsave/Lcave<0.9、Lsmax/Lcmax<0.8を満たす場合に、上記効果が発揮される。よって、同一調質度のバッチ焼鈍鋼板と同等の製缶加工性が必要な場合には、圧延方向結晶粒長さをこの範囲に限定する。なお、さらに望ましくは、Lsave/Lcave<0.8、Lsmax/Lcmax<0.7である。次に、未再結晶粒の残存率について述べる。詳細な検討を行なった結果、本発明鋼においては、若干量の未再結晶粒が残存していても、鋼板強度は上昇するものの、その他の特性はあまり変化しないことが判明した。よって、鋼板強度を調整するために未再結晶粒を残存させることができる。圧延方向断面における未再結晶粒の存在面積率が0.5未満では、鋼板強度上昇の効果は認められない。一方、5を超えると鋼板強度が過度に上昇し、製缶加工性劣化等の弊害が発現する。よって、本発明において未再結晶粒を残存させる場合は、0.5~5の範囲とする。次に、鋼成分の限定理由についてそれぞれ述べる。1C:0.0015~0.0050質量炭素は、以下に述べるように本発明において鋼板の特性に対して2つの大きな影響力をもつ重要な元素である。第1に、非時効性への影響である。鋼中に固溶Cが存在すると、製缶業者での塗装焼付けで時効が促進され、その後の製缶加工でストレッチャストレインやフルーティング等の欠陥を生じる。本発明においては、Nbを添加してNbCを形成させるため、固溶Cの存在量は低く抑えられているが、C量が0.0050を超えると、必要なNb量も増加する。Nbは高価な元素であるため生産コストの面で不利であり、NbCによる析出強化作用により鋼板が過度に硬化することから、C量は0.0050以下に制限する。第2に、缶高減少量への影響である。焼鈍工程で固溶Cが全く存在しない状態で再結晶が進展すると、ランクフォード値が向上することが知られている。ランクフォード値が大きいと、溶接缶に対してビード加工、エキスパンド加工等の缶胴加工を施した場合、缶高の減少量が大きくなる。よって、汎用用途の場合、ランクフォード値の極端な上昇は避けることが望ましく、したがって焼鈍途中で若干の固溶Cを存在させる必要がある。C量が0.0015未満では、熱延で析出したCが連続焼鈍の途中で殆ど再固溶しない。このためC量を0.0015以上にする必要がある。よって、C量は質量比で0.0015~0.0050の範囲とする。2Mn:0.1~0.8質量Mn量が0.1未満では、熱間脆性を生じることがある。また、0.8を超えると鋼板が過剰に硬質化して製缶加工性を損ねる。よって、Mn量は質量比で0.1~0.8の範囲とする。3Al:0.01~0.12質量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を減少させる効果も十分に得られなくなる。一方、0.10を超えるとこれらの効果が飽和するのに対して、アルミナ等の介在物を生じやすくなる。よって、Al量は質量比で0.01~0.12の範囲とする。4N:0.0010~0.0070質量Nを0.0010未満にすると、鋼板の製造コストが上昇し、安定的な製造も困難になる。また、本発明では、BとNの比が重要であるが、N量が少ないと、BとNの比を一定範囲に保つためのB量の制御が難しくなる。一方、Nが0.0070を超えると、溶接性を確保するために必要なB量が増加する。すなわち、結晶粒内のBN析出量が増加し、析出強化作用により鋼板が過度に硬化するおそれがある。よって、N量は質量比で0.0010~0.0070の範囲とする。また、熱間延性の観点からも、N量は0.0070以下とする。さらに望ましいN量は0.0044以下の範囲である。これは、N量が0.0070より大きくなると、鋼の組織がγからαに変態するときに成分によって変化するが、この鋼では約850~1000°C、BN,NbN,C,AlNなどの窒化物および炭窒化物が大量にオーステナイト粒界に析出することで脆化が起こり、連続鋳造時にスラブ割れが発生するためである。スラブ割れが発生すると、スラブ割れの部分についてコーナー部の切断やグラインダーでの研削作業の工程が必要となり、多くの労力とコストがかかるために生産性を大きく阻害する。54×C≦Nb≦20×CNbは非時効性を確保するために重要な元素である。NbはNbCを形成することで鋼中の固溶Cを減少させる働きがあるが、その効果を十分に発揮させるために、質量比で4×C以上の添加量が必要である。一方、Nb添加量が多すぎると、固溶Cを減少させる働きは飽和するのに対して、再結晶温度を上昇させる欠点が生じる。また、Nbは高価であることから生産コストも上昇する。したがって、Nb量を20×C以下に抑える必要がある。よって、Nb量は質量比で4×C~20×C原子比では0.52×C≦Nb≦2.58×Cの範囲とする。60.15×N≦B≦0.75×NBは、以下に述べるように本発明において鋼板の特性に対して2つの大きな影響力をもつ重要な元素である。第1に、溶接性への影響である。Bの一部は鋼中で固溶状態で存在するが、この固溶Bが結晶粒界に偏析することにより、溶接を行なった場合にHAZ部での異常な粒成長とそれによる軟化を抑制する。BはBNを形成しやすいため、Bの一部を固溶状態で存在させるためには、N量に応じたB量を添加する必要がある。詳細な調査を実施したところ、B量が質量比で0.15×N未満ではHAZ部が軟化し、溶接後に加工を行なった場合にHAZ部に割れを生じることがあった。第2に、缶高減少量への影響である。Nb添加の極低炭素鋼は極めて高いランクフォード値を示すが、さらにBを添加するとランクフォード値は低下する。その機構は明らかではないが、適量のBの添加によりランクフォード値が低下し、特に圧延方向、及び、コイル幅方向のランクフォード値がそれぞれ低下することが判明した。この効果は、0.15×N以上のB添加で発揮されることが判明した。また、前述のように、B添加によりランクフォード値、特にL方向、及び、C方向のランクフォード値が下がり、その効果を十分に発揮させる観点からも0.15×N以上とする必要がある。一方、B量が0.5×Nを超えると、これらの効果が飽和傾向となる。また、0.75×Nを超えると、再結晶温度が上昇するという弊害が生じる。よって、B量は質量比で0.15×N~0.75×N原子比では0.20×N≦B≦0.97×N、さらに望ましくは0.15×N~0.5×Nとする。また、均熱時間30秒以上、均熱温度700°C以上730°C以下の焼鈍条件で、未再結晶部を1以下にするためには、B量は0.15×N~0.60×Nとするのが好ましい。なお、Bを適量含むと、鋼板の表層部よりも板厚中心部でフェライト結晶粒径が大きくなることが分かった。前述したように、表層部よりも板厚中心部の結晶粒径が大きいと、調質度の割に加工性に優れる。Bにより表層と板厚中心部で結晶粒径に差が生じる原因については明らかではないが、Bが少なすぎても多すぎてもこの現象は見られなかったことから、Bの粒成長抑制効果が不安定なため表層と板厚中心部での結晶粒径に差が生じているものと推定される。鋼板の表層部よりも板厚中心部でフェライト結晶粒径が大きくなる現象は、0.15×N以上で認められ、0.5×Nを超えると徐々に低下し、0.75×Nを超えると認められなくなった。7S:0.008質量以下Sは特に本発明の鋼板特性に影響を及ぼすことはないが、S量が0.008より大きくなると、N量が0.0044を超えて添加される場合、多量に発生したMnSを析出核にして窒化物および炭窒化物であるBN,NbC,N,AlNが析出するために熱間延性を低下させる。したがって、S量は0.008以下とすることが望ましい。8不可避的不純物上記成分の他に、鋼にはSi、P等の不可避的不純物が含まれるが、これらの成分は特に本発明の鋼板特性に影響を及ぼすことがないため、その他の特性に影響がない範囲で適宜含むことができる。また、鋼板の特性に悪影響を及ぼさない範囲で、上記以外の元素の添加を行なうこともできる。以下に、本発明の鋼板の製造条件について述べる。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。但し、鋳片の製造は、鋳片の均一性から、連続鋳造で行なうことが望ましい。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°Cの温度範囲とすることが望ましい。熱延条件も特に限定的に規定されるものではないが、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°C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550~720°Cが望ましい。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。一次冷間圧延については、適正な圧延方向結晶粒長さ、及び、適正なランクフォード値を得るためには、70~90の範囲とする必要がある。連続焼鈍条件は、本発明では重要な項目であるので次に詳しく述べる。連続焼鈍の均熱時間が短すぎたり、均熱温度が低すぎたりした場合、十分に再結晶が進展しない。また、再結晶の進展の程度は、鋼成分Nb、B、N量によっても変化する。種々の成分の鋼を試作して実験を行った結果、再結晶の進展の程度は、Nb量質量に関してはLogeNbの値とよい相関が認められ、B量、N量質量に関してはB/Nの値とよい相関が認められた。再結晶の進展の程度に影響を与える均熱時間t秒、均熱温度T°C、鋼成分質量Nb、B、Nの各パラメータに関して下式1の関係が成立し、Aの値が再結晶の進展の程度とよい相関が認められることが、本願発明者らが行った実験からも分かった。A=t/3T-14.8×LogeNb-32×B/N...1図1に示すように、A<770の場合に未再結晶粒残存率が5を超え、製缶加工性が劣化した。一方、反対に、A値が大きすぎると再結晶完了後の粒成長が促進されて弊害を生じることが判明した。A>840の場合に、図2に示すように、平均のランクフォード値raveが1.8を超える場合があった。また、A>840の場合には、図3および図4に示すように、不等式Lsave<Lcave×0.9、Lsmax<Lcmax×0.8の関係を満たさなくなったりすることもあった。これらの知見から下記2の範囲に限定する。770≦t/3T-14.8×LogeNb-32×B/N≦840...2均熱時間が20秒未満になると、上式2の関係を満たしている場合であっても目標の組織を得られないことがある。一方、均熱時間が90秒を超えると、生産性が低下する。このため均熱時間は20秒以上90秒以下の範囲とすることが好ましい。また、均熱温度700°C未満の場合も、上式2の関係を満たしている場合であっても目標の組織を得られないことがある。一方、780°Cを超えると缶用鋼板のような極薄材では炉内破断や形状不良が発生する懸念が生じる。このため、本発明では均熱温度を700~780°Cの範囲に限定する。また、固溶Cを低減するために、上記均熱温度に保持した後に過時効処理を行なってもよい。ここで、過時効処理の方法については特に規定しないが、固溶Cを分に低減するためには、350~450°Cで30~90秒間保持することが望ましい。調質圧延については、圧延率が低すぎると鋼板形状の矯正、表面粗度の調整ができなくなるため、その効果を発揮させるために0.5以上とする。一方、圧延率が5を超えると、加工硬化により製缶加工性を損ねるため、5以下とする。なお、表面処理については、耐食性が必要な場合には、錫めっき、ティンフリースチールめっき等を行なうものとする。また、必要に応じてポリエステル等の有機樹脂皮膜等を形成してもよい。実施例表1-1および表1-2に示す各種成分の鋼種A~Uを溶製し、垂直曲げ型連続鋳造機垂直部3.5m、曲げ半径10m、鋳片サイズ幅1000mmで厚み230mm、または、ラボ鋳型140mm×140mm×370mm、容量50kgに鋳造した後にラボ分塊圧延を施してスラブを作製し、スラブ再加熱温度1250°C、仕上温度890°C、巻取温度620°Cの条件でそれぞれ熱間圧延した。これらの熱延板を塩酸酸洗した後、冷間圧延、連続焼鈍、調質圧延を行った。表2-1および表2-2に、冷間圧延率、連続焼鈍での均熱温度T°C、均熱時間t秒、式1のA値=t/3T-14.8×LogeNb-32×B/N表2-1,表2-2,表3ではAと表示および調質圧延率をそれぞれ示す。その後、電解クロメート処理を施すことによりティンフリー鋼とした。さらに、製缶業者で塗装焼付け後に製缶加工されることを考慮して、210°C×10分の時効熱処理を施した。また、作製した鋼板について、ロックウェル硬度HR30Tを測定して調質度を求め、JIS5号引張試験片を採取して圧延方向の降伏強度、圧延方向、幅方向、45度方向のランクフォード値r0、r90、r45を測定した。三方向のランクフォード値r0、r90、r45から、算出式rave=r0r902×r45/4を用いて平均値raveを求めた。これらの結果も表2-1および表2-2に示した。さらに、製缶時の特性を見るために、これらの鋼板に対して、3ピース缶の缶胴成形、及び、2ピース缶成形を行なった。3ピース缶の缶胴成形に関しては、400×850mmの長方形ブランクに対して巻き幅ロールフォーミング後の両端のラップ量が0~3mmになるような条件でロールフォーミング加工を施し、チリの発生しない上限の溶接電流でシーム溶接を行なうことにより両端を接合し、直径が約270mmの円筒状の缶胴を得た。次に直径増加率が最大で約6のエキスパンド加工を施し、さらにビード高が6~8mmのビードを加工し、最後にフランジ幅6mmとなるようにフランジ加工を行ない、3ピース缶の缶胴を得た。このようにして得た3ピース缶の缶胴について下記の評価基準を用いて評価した。3ピース缶の非時効性の評価非時効性をロールフォーミング加工でのフルーティング発生で評価した。下記の評価基準により判定し、その結果を表2-1と表2-2にそれぞれ示した。肉眼による目視検査でフルーティングの発生がまったく認められなかったものを二重丸◎、フルーティングの発生が僅かに認められるが実用上問題ないものを一重丸○、フルーティングが発生したものをバツ×でそれぞれ表示した。3ピース缶の溶接性の評価溶接性の評価としてシーム溶接後にフランジ加工を行なった場合のHAZ割れ発生率を調べた。下記の評価基準により判定し、その結果を表2-1と表2-2にそれぞれ示した。溶接部から採取した試料の研磨面を顕微鏡観察して、HAZ割れ発生率が0.5以下のものを二重丸◎、HAZ割れ発生率が0.5超1以下のものを一重丸○、HAZ割れ発生率が1超えたものをバツ×でそれぞれ表示した。3ピース缶の缶高変化の評価缶高変化の評価としてエキスパンド加工、ビード加工後の缶高減少量を求めた。下記の評価基準により判定し、その結果を表2-1と表2-2にそれぞれ示した。缶高減少量が1mm以下のものを二重丸◎、缶高減少量が1mm超1.5mm以下のものを一重丸○、缶高減少量が1.5mmを超えたものをバツ×でそれぞれ表示した。2ピース缶成形に関しては、直径100mmの円形ブランクを打ち抜き、絞り率約0.6の絞り加工、絞り率約0.75の再絞り加工を行なった。2ピース缶の非時効性の評価非時効性の評価として缶胴下部から缶底にかけての部位でのストレッチャストレインの有無で評価した。下記の評価基準により判定し、その結果を表2-1と表2-2にそれぞれ示した。目視検査または顕微鏡観察でストレッチャストレインの発生がまったく認められなかったものを二重丸◎、ストレッチャストレインが僅かに認められるものの実用上は問題がないものを一重丸○、ストレッチャストレインが発生したものをバツ×でそれぞれ表示した。2ピース缶の深絞り性の評価2ピース缶の深絞り性については絞り加工及び再絞り加工で破断した缶体の割合で評価した。下記の評価基準により判定し、その結果を表2-1と表2-2にそれぞれ示した。破断発生率が0.3以下のものを二重丸◎、破断発生率が0.3超0.5以下のものを一重丸○、破断発生率が0.5を超えたものをバツ×でそれぞれ表示した。実施例は、いずれの評価項目に関しても合格判定◎または○であった。一方、比較例は、不合格判定×の評価項目が1つ以上存在した。作製した鋼板の一部については、圧延方向断面のフェライト組織を出した。板厚中心として板厚の1/2深さ位置、及び、表層として深さ15μm位置において、圧延方向の長さ300μmの線上を横切るフェライト結晶粒界の数を測定し、300μm/粒界の数を平均結晶粒長さとした。また、300μmの範囲で最長の結晶粒界の間隔を最大結晶粒長さとした。表層での平均結晶粒長さLsaveと板厚中心での平均結晶粒長さLcaveとの比Lsave/Lcave、及び、表層での最大結晶粒長さLsmaxと板厚中心での最大結晶粒長さLcmaxの比Lsmax/Lcmaxを、表3にそれぞれ示す。加工性の評価加工性をスプリングバックテストで評価した。スプリングバックテストでは、直径1インチ25.4mmのマンドレルで180°曲げを与えた後のスプリングバック角度を測定した。下記の評価基準により判定し、その結果を表3にそれぞれ表示した。同一調質度、同一板厚のバッチ焼鈍鋼板のスプリングバック角度の1.03倍未満のものを二重丸◎、同一調質度、同一板厚のバッチ焼鈍鋼板のスプリングバック角度の1.03倍以上1.05倍未満のものを一重丸○、同一調質度、同一板厚のバッチ焼鈍鋼板のスプリングバック角度の1.05倍以上のものをバツ×でそれぞれ表示した。その結果も併せて表3に示した。実施例においては、Lsave/Lcave>0.9、かつ、Lsmax/Lcmax>0.8を満たし、スプリングバック評価結果も合格判定◎または○であった。一方、比較例においては、Lsave/Lcave>0.9、とLsmax/Lcmax>0.8のいずれかを満たさず、スプリングバック評価結果も不合格判定×であった。スラブの表面割れの評価連続鋳造機で鋳造したスラブの表面割れについて目視で評価を行った。下記の評価基準により判定し、その結果を表1-2にそれぞれ示した。スラブの表面割れが目視で観察されなかったものを二重丸◎、スラブのコーナー部に100mm以下の割れが目視で確認され、スラブの表面をグラインダーで研削する工程で対応できるものを一重丸○、スラブの長辺側で100mm以上の長さにわたって割れが発生しているためにスラブのコーナー部を切断せざるを得なかったものをバツ×でそれぞれ表示した。熱間延性の評価スラブの表面割れは、おもに鋼の組織がγからαに変態する温度約850~1000°Cで発生するため、950°Cでの熱間延性について、連続鋳造時の温度履歴と引張応力をシミュレートした高温引張試験で評価を行った。評価方法は950°Cにおける高温引張試験での破断面の絞り値断面減少率を求めて判定した。サンプルはラボスラブより直接切り出し、平行部直径8mm、長さ15mmの丸棒試験片を加工して作製した。高温引張試験は高周波誘導方式の熱間加工再現試験機を用いて真空中で実施し、1420°Cで60秒均熱後、試験温度まで急冷して、950°Cで60秒の保持時間を取った後、引張試験を行った。加熱および冷却速度は10°C/sおよび5°C/s、ひずみ速度は2×103で行った。絞り値が小さくなるほど、熱間延性は低下し、スラブの表面割れが発生しやすくなる。下記の評価基準により判定し、その結果を表1-1及び表1-2にそれぞれ示した。引張試験破断後の破断面の絞り値が35以上で連続鋳造時にスラブ割れが発生しないと判断できるものを二重丸◎、絞り値が10以上35より小さくスラブのコーナー部に100mm以下の割れが目視で確認され、スラブの表面をグラインダーで研削する工程で対応できるものを一重丸○、絞り値が10より小さく、スラブの長辺側で100mm以上の長さにわたって割れが発生しているためにスラブのコーナー部を切断せざるを得なかったものをバツ×でそれぞれ表示した。"