WO2017150066A1 - 缶用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for a can used as a raw material for a three-piece can formed by high-working can body processing, a two-piece can that requires pressure strength, and a method for manufacturing the same.
  • Measures to reduce can manufacturing costs include cost reduction of materials. Therefore, not only a two-piece can formed by drawing, but also a three-piece can mainly composed of a simple cylinder is being used to reduce the thickness of the steel sheet used.
  • steel sheets for cans that are extremely strong and extremely thin are manufactured by the Double Reduce method (hereinafter referred to as DR method) in which secondary cold rolling with a rolling reduction of 20% or more is performed after annealing.
  • DR method Double Reduce method
  • a steel plate manufactured using the DR method (hereinafter also referred to as a DR material) has high strength, but has a feature that the total elongation is small (poor ductility) and the workability is poor.
  • Patent Document 1 proposes a steel plate that balances strength and ductility by combining precipitation strengthening with Nb carbide and refinement strengthening with Nb, Ti, and B carbonitrides.
  • Patent Document 2 proposes a method for increasing the strength by using solid solution strengthening such as Mn, P, and N.
  • Patent Document 3 a tensile strength is less than 540 MPa using precipitation strengthening by Nb, Ti, and B carbonitrides, and a can that improves the formability of a weld by controlling the particle size of oxide inclusions. Steel plates have been proposed.
  • cans formed by can body processing with a high degree of processing for example, can bodies formed by can body processing such as can expansion processing, can bodies formed by can body processing such as bead processing, flange processing
  • can bodies formed by can body processing such as bead processing
  • flange processing In the case of using a steel plate as a raw material for the can body formed by the above method, it is necessary to apply a highly ductile steel plate.
  • steel plates with large total elongation are used to prevent cracking of the steel plates. It is necessary to use as.
  • any of the strength, ductility (total elongation), and corrosion resistance is inferior in the above-described conventional technology.
  • Patent Document 1 high strength is realized by precipitation strengthening, and steel with a balance between strength and ductility is proposed. However, in the manufacturing method described in Patent Document 1, the target ductility in the present invention cannot be obtained.
  • Patent Document 2 proposes increasing the strength by solid solution strengthening.
  • P which is generally known as an element that inhibits corrosion resistance, is added in excess, there is a high risk of inhibiting corrosion resistance.
  • Patent Document 3 obtains the target strength by using precipitation and refinement strengthening of Nb, Ti and the like. Addition of not only Ti but also Ca and REM is essential from the viewpoint of the formability and surface properties of the welded portion, and there is a problem of deteriorating corrosion resistance.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and provides a steel plate for cans having high strength, excellent ductility, and good corrosion resistance even for highly corrosive contents and a method for producing the same. With the goal.
  • the present inventors have conducted intensive research to solve the above problems. As a result, the following knowledge was obtained.
  • the corrosion resistance is not impaired even for highly corrosive contents.
  • the strength can be increased without inferior ductility (without reducing the total elongation).
  • the present invention has found that a steel sheet for cans having high ductility and high strength can be manufactured by managing the composition of components and the manufacturing method in total, and has completed the present invention.
  • Component composition is mass%, C: 0.020% to 0.130%, Si: 0.04% or less, Mn: 0.10% to 1.20%, P: 0.007 %: 0.100% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.001% or more and 0.100% or less, N: 0.0120% to 0.0200% or less, Nb: 0.0060% or more, 0 0.0300% or less, the balance being iron and inevitable impurities, the upper yield strength is 460 to 680 MPa, the total elongation is 12% or more, and the solid solution Nb in the region from the surface to 1/8 depth position The absolute value of the difference between the amount and the amount of solute Nb in the region from the 3/8 depth position to the 4/8 depth position is 0.0010% by mass or more.
  • the 1/8 depth position, the 3/8 depth position, and the 4/8 depth position are the 1/8 depth position, 3/8 depth position, 4 / 8 depth position.
  • a primary cold rolling step in which primary rolling is performed at a reduction rate of 80% or more
  • a soaking temperature 660 to 800 ° C.
  • Heating time 55 s or less
  • average cooling rate from soaking temperature to cooling stop temperature 250 to 400 ° C .
  • annealing process in which annealing is performed at 30 ° C./s or more and less than 150 ° C./s
  • reduction ratio after the annealing process And a secondary cold rolling process in which secondary rolling is performed at 1 to 19%.
  • % which shows the component of steel is mass% altogether.
  • the present invention by increasing the strength of the steel sheet, it is possible to ensure high strength of the can even if the can is made thinner. Further, due to the high ductility, it is possible to perform strong can barrel processing and flange processing such as bead processing and can expansion processing used in welded cans.
  • the component composition of the present invention is mass%, C: 0.020% or more and 0.130% or less, Si: 0.04% or less, Mn: 0.10% or more and 1.20% or less, P: 0.007. %: 0.100% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.001% or more and 0.100% or less, N: 0.0120% to 0.0200% or less, Nb: 0.0060% or more, 0 0.0300% or less, and the balance consists of iron and inevitable impurities.
  • the ductility can be increased without inferior in ductility by changing the ferrite structure by solid solution strengthening with N and a solid solution of solid solution Nb, it is not necessary to contain any other component composition. For example, addition of Ti or B may deteriorate ductility and corrosion resistance, and is not contained in the present invention.
  • the steel plate for cans of the present invention it is important to have an upper yield strength of 460 to 680 MPa and a total elongation of 12% or more.
  • the C content of the steel plate for cans is important. Specifically, it is necessary to set the lower limit of the C content to 0.020%. On the other hand, if the C content exceeds 0.130%, subperitectic cracking occurs during the cooling process during steel melting. For this reason, the upper limit of the C content is 0.130%.
  • the C content exceeds 0.040%, the strength of the hot-rolled sheet increases and the deformation resistance during cold rolling tends to increase, and the rolling speed is reduced to avoid surface defects after rolling. You may need to do that.
  • the C content is preferably 0.020% or more and 0.040% or less.
  • Si 0.04% or less Si is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening.
  • the Si content is preferably 0.01% or more.
  • the Si content is set to 0.04% or less.
  • Mn 0.10% or more and 1.20% or less Mn increases the strength of steel by solid solution strengthening.
  • the Mn content must be 0.10% or more. Therefore, the lower limit of the Mn content is 0.10%.
  • the upper limit of the Mn content is 1.20%. Preferably, it is 0.13% or more and 0.60% or less.
  • P 0.007% or more and 0.100% or less
  • P is an element having a large solid solution strengthening ability. In order to acquire such an effect, 0.007% or more needs to be contained. Moreover, in order to make P content less than 0.007%, dephosphorization time rises significantly. For this reason, the P content is set to 0.007% or more. However, if the P content exceeds 0.100%, the corrosion resistance is poor. For this reason, the P content is 0.100% or less. Preferably, it is 0.008% or more and 0.030% or less.
  • the steel plate for cans of the present invention has a high C and N content and contains Nb that forms precipitates that cause slab cracking, the slab edge is cracked in the straightening zone during continuous casting. It becomes easy.
  • the S content is 0.030% or less.
  • the S content is 0.020% or less. More preferably, the S content is 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or more.
  • the recrystallization temperature rises. Therefore, it is necessary to set the annealing temperature higher by the increase in the Al content.
  • the recrystallization temperature rises due to the influence of other elements contained in order to increase the upper yield strength, and the annealing temperature must be set high. Therefore, it is necessary to avoid the increase in the recrystallization temperature due to Al as much as possible. Therefore, the Al content is 0.100% or less.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • Al is preferably added as a deoxidizer, and in order to obtain this effect, the Al content is preferably 0.010% or more.
  • N 0.0120% to 0.0200% or less
  • N is an element necessary for increasing solid solution strengthening. In order to exert the effect of solid solution strengthening, the N content needs to be over 0.0120%. On the other hand, when there is too much N content, it will become easy to produce a slab crack in the lower correction zone where the temperature at the time of continuous casting falls. Therefore, the N content is 0.0200% or less. Preferably, it is 0.0130% or more and 0.0190% or less.
  • Nb 0.0060% or more and 0.0300% or less
  • Nb is an element having a high carbide generating ability and precipitates fine carbides.
  • the upper yield strength increases.
  • the upper yield strength can be adjusted by the Nb content. Since this effect occurs when the Nb content is 0.0060% or more, the lower limit of the Nb content is set to 0.0060%.
  • Nb brings about an increase in recrystallization temperature. Therefore, when the Nb content exceeds 0.0300%, a large amount of unrecrystallized structure is caused by annealing at an annealing temperature of 660 to 800 ° C. and a soaking time of 55 s or less. It remains difficult to anneal. For this reason, the upper limit of Nb content is limited to 0.0300%. Preferably, it is 0.0070% or more and 0.0250% or less.
  • the remainder other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • the absolute value of the difference between the solid solution Nb amount in the region from the surface to the 1/8 depth position and the solid solution Nb amount in the region from the 3/8 depth position to the 4/8 depth position is 0.0010 mass. % Or more.
  • the 1/8 depth position, 3/8 depth position, and 4/8 depth position are the 1/8 depth position, 3/8 depth position, and 4/8 depth from the surface in the plate thickness direction. Position.
  • the upper yield strength can be further increased by increasing the amount of solute Nb in the region from the 3/8 depth position to the 4/8 depth position.
  • good total elongation high ductility
  • the absolute value of the difference in the amount of solute Nb in the thickness direction is 0.0010% by mass or more, the high ductility (total elongation is 12% or more) and the high strength (upper yield strength) are intended. 460-680 MPa).
  • the absolute value of the difference in the amount of solute Nb is set to 0.0010% by mass or more. Preferably it is 0.0023 mass% or more.
  • the absolute value of the difference in the amount of solute Nb exceeds 0.0050% by mass, it is difficult to achieve both the total elongation and the upper yield point, so 0.0050% by mass or less is preferable.
  • the difference in the amount of solute Nb is reduced if the average cooling rate after soaking is lowered in the annealing process, and the difference is increased if the average cooling rate is increased.
  • the amount of solute Nb in the region from the surface to the 1/8 depth position is preferably 0.0014 to 0.0105% by mass.
  • the amount of solute Nb in the region from the 3/8 depth position to the 4/8 depth position is preferably 0.0017 to 0.0095 mass%.
  • the amount of solute Nb in the region from the surface to the 1/8 depth position is constant current electrolysis in a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution up to a depth of 1/8 of the plate thickness (20 mA / cm 2 ), and Nb in the electrolyte can be measured by inductively coupled plasma emission spectroscopy.
  • the amount of the solid solution Nb in the region from the 3/8 depth position to the 4/8 depth position is chemically polished with a 20 wt% oxalic acid aqueous solution until the depth becomes 3/8 depth of the plate thickness, and then the sample is 4 mm thick.
  • the upper yield strength is set to 460 MPa or more.
  • the upper yield strength is 680 MPa or less.
  • the upper yield strength of the steel plate for cans can be controlled to 460 to 680 MPa by employing the above component composition and, for example, the production conditions described later.
  • Total elongation 12% or more If the total elongation of the steel sheet for cans is less than 12%, for example, cracks and other defects occur in the manufacture of cans formed by can body processing such as bead processing and can expansion processing. There is a risk. On the other hand, if the total elongation is less than 12%, cracks may occur during flange processing of the can. Therefore, the lower limit of total elongation is 12%.
  • the total elongation can be controlled to 12% or more by adjusting the cooling rate after soaking of the annealing and setting the rolling reduction in the secondary cold rolling process after the annealing process to a specific range. On the other hand, in order to obtain a total elongation exceeding 30%, an excessive cost is required for controlling the components and production conditions, so 30% or less is preferable.
  • Plate thickness is 0.4mm or less (preferred condition)
  • steel sheets are being made thinner in order to reduce can manufacturing costs.
  • the strength of the can may be reduced as the thickness of the steel plate is reduced, that is, as the thickness of the steel plate is reduced.
  • the steel plate for cans of the present invention does not reduce the strength of the can even when the plate thickness is thin.
  • the plate thickness is preferably 0.4 mm or less. It may be 0.3 mm or less, and may be 0.2 mm or less.
  • the method for producing a steel plate for a can according to the present invention comprises a hot rolling step in which a steel slab having the above composition is rolled at a finish rolling temperature of 820 ° C. or more and wound at a winding temperature of 500 to 620 ° C.
  • Steel is obtained by melting molten steel adjusted to the above-described component composition by a known melting method using a converter or the like, and then forming a rolled material by a commonly used casting method such as a continuous casting method. It is done.
  • the steel obtained as described above is rolled at a finish rolling temperature of 820 ° C. or higher and hot rolled at a winding temperature of 500 to 620 ° C. to produce a hot rolled steel sheet.
  • the temperature of the steel is preferably 1200 ° C. or higher.
  • Finish rolling temperature 820 ° C. or higher
  • the finish rolling temperature in hot rolling is an important factor in securing the upper yield strength.
  • the finish rolling temperature in the hot rolling is set to 820 ° C. or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, but it is preferable to set the upper limit to 980 ° C. for the purpose of suppressing scale generation.
  • Winding temperature 500-620 ° C
  • the coiling temperature is an important requirement for controlling the upper yield strength and the total elongation, which are important requirements in the present invention.
  • the minimum of coiling temperature shall be 500 degreeC.
  • the coiling temperature exceeds 620 ° C.
  • N added for solid solution strengthening becomes AlN and precipitates in the central layer, so that the amount of solid solution N decreases, and as a result, the upper yield strength decreases. .
  • the upper limit of coiling temperature shall be 620 degreeC.
  • it is 520 to 600 ° C.
  • pickling is performed, and primary cold rolling is performed in which rolling is performed at a rolling reduction of 80% or more.
  • the pickling method is not particularly limited. What is necessary is just to be able to remove the surface layer scale of the steel sheet, and pickling can be performed by a usual method. Moreover, you may remove a scale by methods other than pickling.
  • Reduction ratio in cold rolling 80% or more
  • the reduction ratio in primary cold rolling is one of the important requirements in the present invention. If the reduction ratio in the primary cold rolling is less than 80%, it is difficult to produce a steel plate having an upper yield strength of 460 MPa or more. Furthermore, when the reduction rate in this step is less than 80%, in order to obtain a plate thickness (about 0.17 mm) comparable to that of a conventional DR material in which the reduction rate of secondary cold rolling is 20% or more, At least the thickness of the hot-rolled sheet needs to be 0.9 mm or less. However, in operation, it is difficult to set the thickness of the hot rolled sheet to 0.9 mm or less. Therefore, the rolling reduction in this step is 80% or more. In addition, another process may be appropriately included after the hot rolling process and before the primary cold rolling process. Moreover, you may perform a primary cold rolling process, without performing pickling immediately after a hot rolling process.
  • annealing is performed under conditions of soaking temperature: 660 to 800 ° C., holding time: 55 s or less, average cooling rate from soaking temperature to cooling stop temperature: 250 to 400 ° C .: 30 ° C./s or more and less than 150 ° C./s. Do.
  • Soaking temperature 660-800 ° C
  • the soaking temperature is set to 660 ° C. or higher.
  • the soaking temperature is 660 to 800 ° C.
  • it is 660 to 760 ° C.
  • Soaking time 55 s or less Productivity cannot be secured at a speed at which the soaking time exceeds 55 s. Therefore, the soaking time is 55 s or less.
  • the lower limit of the soaking time is not particularly limited, but in order to shorten the soaking time, it is necessary to increase the conveying speed. If the conveying speed is increased, it becomes difficult to stably convey without meandering. For the above reasons, it is preferable to set 10s as the lower limit.
  • the average cooling rate from the soaking temperature to the cooling stop temperature 250 to 400 ° C .: 30 ° C./s or more and less than 150 ° C./s
  • rapid cooling treatment is performed.
  • the cooling rate increases, a solid solution Nb distribution occurs in the thickness direction. This is thought to be because the cooling rate is high, resulting in nonuniform cooling in the plate thickness direction. It is considered that the concentration distribution is generated by influencing the diffusion movement of Nb by being cooled unevenly. Since solute Nb suppresses ferrite grain growth by a solution drag effect, it affects the ferrite grain size in a fine region of the extreme surface layer.
  • the cooling rate is less than 30 ° C./s, since the cooling rate is low, the cooling is uniformly performed in the thickness direction, and no solid solution Nb distribution occurs in the thickness direction. As a result, it becomes difficult to achieve both high strength characteristics and high ductility characteristics. Therefore, it shall be 30 degrees C / s or more. Preferably, it is 35 ° C./s or more. More preferably, it is 40 ° C./s or more.
  • the cooling rate becomes too high and it becomes impossible to cool uniformly in the width direction, so that the solid solution Nb varies and becomes a non-uniform material. Therefore, it is set to less than 150 ° C./s. Preferably, it is 130 degrees C / s or less. More preferably, it is 120 ° C./s or less.
  • the cooling stop temperature is set to 250 to 400 ° C. from the viewpoint of obtaining a uniform temperature without variation in the width direction and the target strength. If it is less than 250 ° C., it is difficult to obtain a uniform temperature without variation in the width direction, and the upper yield strength varies in the width direction.
  • the temperature exceeds 400 ° C., the amount of precipitated C increases due to the overaging treatment, and the upper yield strength decreases.
  • a continuous annealing apparatus is used for annealing.
  • another process may be appropriately included before the annealing process after the primary cold rolling process, or the annealing process may be performed immediately after the primary cold rolling process.
  • secondary cold rolling is performed in which secondary rolling is performed at a reduction ratio of 1 to 19%.
  • the reduction ratio in the secondary cold rolling is set to 19% or less.
  • secondary cold rolling has a role of imparting surface roughness of the steel sheet, and in order to uniformly impart surface roughness to the steel sheet, the reduction ratio of secondary cold rolling needs to be 1% or more. Preferably, it is 8 to 19%.
  • another process may be appropriately included before the secondary cold rolling process after the annealing process, or the secondary cold rolling process may be performed immediately after the annealing process.
  • the steel plate for cans of the present invention can be obtained.
  • various processes can be further performed after the secondary cold rolling.
  • the plating layer include an Sn plating layer, a Cr plating layer such as tin-free, an Ni plating layer, and an Sn—Ni plating layer.
  • the Sn-plated steel sheet obtained above was subjected to a heat treatment corresponding to a coating baking process at 210 ° C. for 10 minutes and then subjected to a tensile test to measure the upper yield strength and the total elongation.
  • the pressure strength, formability, and corrosion resistance were investigated. Further, the amount of dissolved Nb was measured.
  • the measurement method and survey method are as follows.
  • the amount of solid solution Nb in the region from the 3/8 depth position to the 4/8 depth position was chemically polished with a 20 wt% oxalic acid aqueous solution until reaching a depth of 3/8 of the plate thickness.
  • Tensile test JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z 2201) with the direction parallel to the rolling direction as the tensile direction is collected, subjected to paint baking equivalent treatment at 210 ° C for 10 minutes, and then stipulated in JIS Z 2241 A compliant tensile test was performed at a tensile speed of 10 mm / min, and an upper yield point (U-YP) and total elongation (El) were measured.
  • Roll forming is performed so that the winding width is 5 mm with the pressure-resistant strength rolling direction as the bending direction, both ends of the cylindrical shape are seam welded by electric resistance welding, neck forming and flange forming are performed, and then the lid is wound to empty A can sample was made.
  • the obtained empty can sample was put into a chamber, pressurized with compressed air, and the pressure at which the sample buckled after pressurization was measured.
  • the buckling pressure was 0.20 MPa or more, it was evaluated as acceptable ( ⁇ ), less than 0.20 MPa as 0.13 MPa or more as acceptable ( ⁇ ), and less than 0.13 MPa as unacceptable (x).
  • Roll forming was performed with the rolling direction as the bending direction and the winding width was 5 mm, both ends of the cylindrical shape were seam welded by electric resistance welding, neck forming was performed, and wrinkles during neck forming were visually observed.
  • the case where there was no wrinkle was judged as pass ( ⁇ ), the case where one fine wrinkle was seen visually was accepted ( ⁇ ), and the case where two or more fine wrinkles were seen visually was judged as unacceptable (x).
  • the sample after corrosion-resistant annealing was subjected to Sn plating with an adhesion amount of 11.2 g / m 2 on one side, and the number of sites where the Sn plating was thinned and observed as holes was measured. Observation was carried out at a measurement area of 2.7 mm 2 with an optical microscope of 50 times. The case where the number was 20 or less was marked as ⁇ , and the case where the number was 21 or more was marked as x. The results obtained as described above are shown in Table 3.
  • the present invention it is possible to obtain a steel plate for cans having high strength, excellent ductility, and good corrosion resistance even for highly corrosive contents.
  • the present invention is most suitable as a steel plate for cans centering on a three-piece can with a high degree of can body processing and a two-piece can whose bottom portion is processed by several percent.

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Abstract

高強度で、優れた延性を有し、さらに腐食性の強い内容物に対しても耐食性が良好な缶用鋼板およびその製造方法を提供する。　成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．２０％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下、Ｎｂ：０．００６０％以上０．０３００％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。上降伏強度が４６０～６８０ＭＰａ、全伸びが１２％以上であり、 表面～板厚方向に１／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量と、表面から板厚方向に３／８深さ位置～４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量の差の絶対値が、０．００１０質量％以上である。

Description

缶用鋼板およびその製造方法
　本発明は、高加工度の缶胴加工により成形される３ピース缶、耐圧強度を必要とする２ピース缶等の素材として用いられる缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年、スチール缶の需要を拡大するため、製缶コストを低減する策や、異形缶のような新規缶種にスチール缶を投入する策がとられている。
　製缶コストの低減策としては、素材の低コスト化が挙げられる。そのため、絞り加工により成形される２ピース缶はもとより、単純な円筒成形が主体の３ピース缶であっても、使用する鋼板の薄肉化が進められている。
　ただし、単に鋼板を薄肉化すると缶体強度が低下する。したがって、再絞り缶（ＤＲＤ（ｄｒａｗ－ｒｅｄｒａｗ）缶）や溶接缶の缶胴部のような高強度材が用いられている箇所には、単に薄肉化したのみの鋼板を用いることができない。そこで、高強度で極薄の缶用鋼板が望まれている。
　現在、高強度で極薄な缶用鋼板は、焼鈍後に圧下率が２０％以上の２次冷間圧延を施すＤｕｂｌｅ　Ｒｅｄｕｃｅ法（以下、ＤＲ法と称す）で製造されている。ＤＲ法を利用して製造した鋼板（以下、ＤＲ材とも称する。）は高強度であるが、全伸びが小さく（延性に乏しく）加工性が劣るという特徴がある。
　一方、異形缶のような、加工度が高い缶胴加工により成形される缶の素材として、延性に乏しいＤＲ材を用いることは、加工性の観点から困難である。
　このようなＤＲ材の欠点を回避するため、種々の強化法を用いた高強度鋼板の製造方法が提案されている。
　特許文献１では、Ｎｂ炭化物による析出強化やＮｂ、Ｔｉ、Ｂの炭窒化物による微細化強化を複合的に組み合わせることで、強度と延性のバランスがとれた鋼板を提案している。
　特許文献２では、Ｍｎ、Ｐ、Ｎ等の固溶強化を用いて高強度化する方法が提案されている。
　特許文献３では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの炭窒化物による析出強化を用いて引張強度が５４０ＭＰａ未満であり、酸化物系介在物の粒子径を制御することで溶接部の成形性を改善する缶用鋼板が提案されている。
特開平８－３２５６７０号公報 特開２００４－１８３０７４号公報 特開２００１－８９８２８号公報
　上述したように、薄ゲージ化（薄肉化）するためには強度の確保が必要である。一方、加工度が高い缶胴加工により成形される缶（例えば、拡缶加工のような缶胴加工により成形される缶体、ビード加工のような缶胴加工により成形される缶体、フランジ加工により成形される缶体）に素材として鋼板を用いる場合には、高延性の鋼板を適用する必要がある。
　例えば、拡缶加工を代表とする３ピース缶製造時の缶胴加工、フランジ加工、および、２ピース缶製造時のボトム加工においては、鋼板の割れが発生しないように全伸びの大きい鋼板を素材として用いる必要がある。
　さらに、腐食性の強い内容物への耐性も考慮すると耐食性が良好な鋼板にする必要がある。
　以上の特性について、上記従来技術では、強度、延性（全伸び）、耐食性の中のいずれかが劣る。
　特許文献１では析出強化により高強度化を実現しており、強度と延性バランスのとれた鋼が提案されている。しかし、特許文献１に記載の製造方法では本発明で目標とする延性は得られない。
　特許文献２は、固溶強化による高強度化を提案している。しかし、一般に耐食性を阻害する元素として知られているＰが過剰に添加されているため、耐食性を阻害する恐れが高い。
　特許文献３は、Ｎｂ、Ｔｉ等の析出、細粒化強化を用いることで目標強度を得ている。溶接部の成形性、表面性状の観点からＴｉのみならず、Ｃａ、ＲＥＭの添加も必須であり、耐食性を劣化させる問題がある。
　本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、高強度で、優れた延性を有し、さらに腐食性の強い内容物に対しても耐食性が良好な缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前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。
　析出強化、固溶強化、加工強化の複合的な組み合わせに着目した。そして、Ｎによる固溶強化および固溶Ｎｂのソリュートドラッグによりフェライト組織を変化させることで延性が劣ることなく高強度化できることを見出した。
　また、鋼板の板厚方向において、表面側と中央側で固溶Ｎｂ量に差をつけることで、優れた延性と高強度化の並立をはかれることを見出した。
　また、耐食性に支障のない範囲の元素含有量で鋼板の成分設計を行うことで、腐食性の強い内容物に対しても耐食性を害することはない。
　さらに、製造方法においては、焼鈍工程における均熱後の平均冷却速度を適切に調整することで、延性が劣ることなく（全伸びを低下させることなく）高強度化できる。
　以上のように、本発明は、成分組成、製造方法をトータルで管理することで、高延性かつ高強度な缶用鋼板を製造可能であることを知見し、本発明を完成するに至った。
　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］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．２０％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下、Ｎｂ：０．００６０％以上０．０３００％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、上降伏強度が４６０～６８０ＭＰａ、全伸びが１２％以上であり、表面から１／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量と、３／８深さ位置から４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量の差の絶対値が、０．００１０質量％以上であることを特徴とする缶用鋼板。
なお、前記１／８深さ位置、前記３／８深さ位置、前記４／８深さ位置とは、表面から板厚方向に１／８深さ位置、３／８深さ位置、４／８深さ位置である。
［２］上記［１］に記載の缶用鋼板の製造方法であって、鋼スラブを、仕上げ圧延温度：８２０℃以上で圧延し、巻取温度：５００～６２０℃で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延後、酸洗し、圧下率：８０％以上で１次圧延する１次冷間圧延工程と、前記１次冷間圧延工程後、均熱温度：６６０～８００℃、均熱時間：５５ｓ以下、均熱温度から冷却停止温度：２５０～４００℃までの平均冷却速度：３０℃/s以上１５０℃/ｓ未満で焼鈍を行う焼鈍工程と、前記焼鈍工程後、圧下率：１～１９％で２次圧延を行う２次冷間圧延工程とを有することを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
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。
　本発明によれば、腐食性の強い内容物に対しても耐食性を害さない高延性かつ高強度缶用鋼板が得られる。
　さらに、本発明であれば、鋼板の高強度化により、缶を薄ゲージ化しても高い缶体強度を確保することが可能となる。また、高延性により、溶接缶で用いられるビード加工や拡缶加工のような強い缶胴加工、フランジ加工を行うことが可能となる。
　まず、本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。
　本発明の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．１３０％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．２０％以下、Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下、Ｎｂ：０．００６０％以上０．０３００％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。本発明は、Ｎによる固溶強化および固溶Ｎｂのソリュートドラッグによりフェライト組織を変化させることで延性が劣ることなく高強度化できるため、上記以外の成分組成は含有する必要はない。例えば、ＴｉやＢの添加は延性や耐食性が劣化する場合があり、本発明では含有しない。
　Ｃ：０．０２０％以上０．１３０％以下
本発明の缶用鋼板においては、４６０～６８０ＭＰａの上降伏強度と１２％以上の全伸びを有することが重要である。そのためには、Ｎｂを含有することで生成するＮｂＣによる析出強化を利用することが重要となる。ＮｂＣによる析出強化を利用するためには、缶用鋼板のＣ含有量が重要となる。具体的には、Ｃ含有量の下限を０．０２０％とすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．１３０％を超えると、鋼の溶製中冷却過程の中で亜包晶割れを起こす。このため、Ｃ含有量の上限は０．１３０％とする。なお、Ｃ含有量が０．０４０％を超えると熱延板の強度が上昇し、冷間圧延時の変形抵抗が増加する傾向にあり、圧延後の表面欠陥を回避するために圧延速度を小さくする必要が発生する場合がある。このため、製造しやすさの観点からは、Ｃ含有量は０．０２０％以上０．０４０％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０４％以下
　Ｓｉは固溶強化により鋼を高強度化させる元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が０．０４％を超えると耐食性が著しく損なわれる。よって、Ｓｉ含有量は０．０４％以下とする。
　Ｍｎ：０．１０％以上１．２０％以下
　Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を増加させる。目標の上降伏強度を確保するにはＭｎ含有量を０．１０％以上にする必要がある。よって、Ｍｎ含有量の下限を０．１０％とする。一方、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えると耐食性、表面特性が劣る。よって、Ｍｎ含有量の上限を１．２０％とする。好ましくは、０．１３％以上０．６０％以下である。
　Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下
　Ｐは固溶強化能が大きい元素である。このような効果を得るためには０．００７％以上の含有が必要である。また、Ｐ含有量を０．００７％未満とするには脱りん時間が大幅に上昇する。このため、Ｐ含有量は０．００７％以上とする。しかし、Ｐの含有量が０．１００％を超えると耐食性が劣る。このため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．００８％以上０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．０３０％以下
　本発明の缶用鋼板はＣ、Ｎ含有量が高く、また、スラブ割れの原因となる析出物を形成するＮｂを含むため、連続鋳造時矯正帯でスラブエッジが割れやすくなる。スラブ割れを防止する点からＳ含有量は０．０３０％以下にする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。より好ましくは、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。一方、Ｓを０．００５％未満とすると脱Ｓコストが過大となるため、Ｓ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ａｌ含有量が増加すると、再結晶温度の上昇がもたらされるため、Ａｌ含有量の増加分だけ焼鈍温度を高く設定する必要がある。本発明においては、上降伏強度を増加させるために含有する他の元素の影響で再結晶温度が上昇し、焼鈍温度を高く設定しなければならない。そこで、Ａｌによる再結晶温度の上昇を極力回避することが必要である。よって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。一方、固溶Ｎを完全に除去するのは困難なため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。なお、Ａｌは脱酸剤として添加することが好ましく、この効果を得るためにはＡｌ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
　Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下
　Ｎは固溶強化を増加させるために必要な元素である。固溶強化の効果を発揮させるためには、Ｎ含有量を０．０１２０％超えとする必要がある。一方、Ｎ含有量が多すぎると、連続鋳造時の温度が低下する下部矯正帯でスラブ割れが生じやすくなる。よって、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは、０．０１３０％以上０．０１９０％以下である。
　Ｎｂ：０．００６０％以上０．０３００％以下
　Ｎｂは炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させる。これにより、上降伏強度が上昇する。本発明では、Ｎｂ含有量によって上降伏強度を調整することができる。Ｎｂ含有量が０．００６０％以上でこの効果が生じるため、Ｎｂ含有量の下限は０．００６０％とする。一方、Ｎｂは再結晶温度の上昇をもたらすので、Ｎｂ含有量が０．０３００％を超えると、６６０～８００℃の焼鈍温度、５５ｓ以下の均熱時間での焼鈍では未再結晶組織が多量に残存するなど、焼鈍し難くなる。このため、Ｎｂ含有量の上限は０．０３００％に限定する。好ましくは、０．００７０％以上０．０２５０％以下である。
　上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
　次に、本発明の組織、特性について説明する。
　表面から１／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量と、３／８深さ位置から４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量の差の絶対値が、０．００１０質量％以上である。
なお、１／８深さ位置、３／８深さ位置、４／８深さ位置とは、表面から板厚方向に１／８深さ位置、３／８深さ位置、４／８深さ位置である。
３／８深さ位置から４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量を増やすことで上降伏強度をより上昇させることができる。一方、表面から１／８深さ位置までの領域では固溶Ｎb量を変化させることで良好な全伸び（高延性）を得ることができる。そこで、板厚方向で固溶Ｎb量に差をつけることで、延性と強度を極めて優れた状態で両立させることができると考えた。この板厚方向での固溶Ｎb量の差の絶対値が０．００１０質量％以上であれば、本発明の目的とする高延性（全伸びが１２％以上）と高強度（上降伏強度が４６０～６８０ＭＰａ）が得られる。以上より、固溶Ｎb量の差の絶対値を０．００１０質量％以上とする。好ましくは０．００２３質量％以上である。一方、固溶Ｎb量の差の絶対値が０．００５０質量％を超えると全伸びと上降伏点の両立が困難となるため、０．００５０質量％以下が好ましい。
　なお、上記固溶Ｎｂ量の差は、焼鈍工程において均熱後の平均冷却速度を低くすれば、小さくなり、平均冷却速度を高くすれば差は大きくなる。
　表面から１／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量は、好ましくは０．００１４～０．０１０５質量％である。表面から１／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量を０．００１４～０．０１０５質量％とすることで、上降伏強度、全伸びが優れた値となる。
　３／８深さ位置から４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量は、好ましくは、０．００１７～０．００９５質量％である。
３／８深さ位置から４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量を０．００１７～０．００９５質量％とすることで、上降伏強度、全伸びが優れた値となる。
　表面から１／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量は、板厚の１／８の深さまで、試料を１０％アセチルアセトン－1%塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール溶液中で定電流電解（20 mA/cm2）し、電解液中のNbを誘導結合プラズマ発光分光法で分析することで測定することができる。
　３／８深さ位置から４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量は板厚の３／８深さとなるまで２０重量％シュウ酸水溶液で化学研磨した後、試料を板厚の４／８深さまで１０％アセチルアセトン－１％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール溶液中で定電流電解（20 mA/cm2）し、電解液中のNbを誘導結合プラズマ発光分光法で分析することで測定することができる。
　従来、析出Nb量を測定するために行われている１０％アセチルアセトン－1%塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール溶液中で定電流電解（20 mA/cm2）した抽出残渣中のNbを誘導結合プラズマ発光分光法で分析する方法は、十数nm～1nmまでのNb析出物を濾紙で捕集する際に、捕集漏れを起こす可能性がある。そのため、必ずしも析出Nb量と固溶Nb量を加算した量が、トータルNb量と一致しない。よって、本発明では直接電解液中のNbを誘導結合プラズマ発光分光法で分析することとし、固溶Nb量を精密に制御する。これにより、延性と高強度が両立した鋼板を得ることが可能となる。
　上降伏強度：４６０～６８０ＭＰａ
溶接缶のデント強度、２ピース缶の耐圧強度等を確保するために、上降伏強度を４６０ＭＰａ以上とする。一方、６８０ＭＰａ超えの上降伏強度を得ようとすると多量の元素含有が必要となる。多量の元素含有は本発明の缶用鋼板の耐食性を阻害するおそれがある。そこで、上降伏強度は６８０ＭＰａ以下とする。上記成分組成を採用するとともに、例えば後述する製造条件を採用することで、缶用鋼板の上降伏強度を４６０～６８０ＭＰａに制御することができる。
　全伸び：１２％以上
缶用鋼板の全伸びが１２％を下回ると、例えば、ビード加工や拡缶加工のような缶胴加工により成形される缶の製造においてクラックなどの割れ発生の不具合が発生するおそれがある。また、全伸びが１２％を下回ると、缶のフランジ加工時にクラックが発生するおそれがある。従って、全伸びの下限は１２％とする。例えば、焼鈍の均熱後の冷却速度を調整し、焼鈍工程後の２次冷間圧延工程の圧下率を特定の範囲にすることにより全伸び１２％以上に制御することができる。一方、３０％を超える全伸びを得るためには成分および製造条件の制御に過大なコストが必要となるため、３０％以下が好ましい。
　板厚が０．４ｍｍ以下（好適条件）
現在、製缶コストの低減を目的として、鋼板の薄肉化が進められている。しかしながら、鋼板の薄肉化、すなわち、鋼板板厚の低減に伴って、缶体強度の低下が懸念される。これに対して、本発明の缶用鋼板は、板厚が薄い場合でも、缶体強度を低下させることがない。板厚が薄い場合に、高延性かつ高強度という本発明の効果が顕著にでる。この点から、板厚は０．４ｍｍ以下とすることが好ましい。０．３ｍｍ以下としてよく、０．２ｍｍ以下としてよい。
　次に、本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の缶用鋼板の製造方法は、上記成分組成からなる鋼スラブを、仕上げ圧延温度：８２０℃以上で圧延し、巻取温度：５００～６２０℃で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延後、酸洗し、圧下率：８０％以上で１次圧延する１次冷間圧延工程と、１次冷間圧延工程後、均熱温度：６６０～８００℃、保持時間：５５ｓ以下、均熱温度から冷却停止温度：２５０～４００℃までの平均冷却速度：３０℃/s以上１５０℃/ｓ未満の条件で焼鈍を行う焼鈍工程と、前記焼鈍工程後、圧下率：１～１９%で２次圧延を行う２次冷間圧延工程とを有する。
　圧延素材となる鋼について説明する。鋼は、上述の成分組成に調整された溶鋼を、転炉等を用いた公知の溶製方法により溶製し、次に連続鋳造法等の通常用いられる鋳造方法で圧延素材とすることで得られる。
　上記により得られた鋼に対して、仕上げ圧延温度：８２０℃以上で圧延し、巻取温度：５００～６２０℃で巻取る熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造する。熱間圧延の圧延開始時には、鋼の温度を１２００℃以上にするのが好ましい。
　仕上げ圧延温度：８２０℃以上
熱間圧延における仕上げ圧延温度は、上降伏強度を確保する上で重要因子となる。仕上げ温度が８２０℃未満では、オーステナイト+フェライト（γ+α）の２相域熱延により粒成長し、冷間圧延し焼鈍した後の結晶粒が粗大化する。その結果、上降伏強度が低下する。よって、熱間圧延における仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。この上限は特に限定されないが、スケール発生を抑制するという理由で９８０℃を上限とすることが好ましい。
　巻取温度：５００～６２０℃
巻取温度は、本発明で重要な要件である上降伏強度および全伸びを制御する上で重要な要件である。巻取温度を５００℃未満にすると、表層が早く冷却されるため、表層のＡｌＮ量が少なくなり、表層の固溶Ｎ量が増加する。このため、巻取温度の下限は５００℃とする。一方、巻取温度が６２０℃を超えると、固溶強化のために添加したＮがＡｌＮとなって中央層に析出して、固溶Ｎ量が低下し、その結果、上降伏強度が低下する。このため、巻取温度の上限を６２０℃とする。好ましくは、５２０～６００℃である。
　次いで、酸洗し、圧下率：８０％以上で１次圧延する１次冷間圧延を施す。
　スケールを除去するために酸洗を行う。酸洗方法は特に限定しない。鋼板の表層スケールが除去できればよく、通常行われる方法により酸洗することができる。また、酸洗以外の方法でスケールを除去してもよい。
　冷間圧延における圧下率：８０％以上
　１次冷間圧延における圧下率は、本発明において重要な要件の一つである。１次冷間圧延での圧下率が８０％未満では、上降伏強度が４６０ＭＰａ以上の鋼板を製造することは困難である。さらに、本工程での圧下率を８０％未満とした場合、２次冷間圧延の圧下率を２０％以上とした従来のＤＲ材並みの板厚（０．１７ｍｍ程度）を得るためには、少なくとも熱延板の板厚を０．９ｍｍ以下にまでする必要がある。しかし、操業上、熱延板の板厚を０．９ｍｍ以下とすることは困難である。従って、本工程での圧下率は８０％以上とする。
なお、熱間圧延工程後１次冷間圧延工程前に適宜他の工程が含まれても良い。また、熱間圧延工程の直後に酸洗を行わずに１次冷間圧延工程を行っても良い。
　次いで、均熱温度：６６０～８００℃、保持時間：５５ｓ以下、均熱温度から冷却停止温度：２５０～４００℃までの平均冷却速度：３０℃/s以上１５０℃/ｓ未満の条件で焼鈍を行う。
　均熱温度：６６０～８００℃
鋼板の組織をより均一にするためには、均熱温度を６６０℃以上にする。一方、均熱温度が８００℃超えの条件で焼鈍するためには、鋼板の破断を防止するために極力搬送速度を落とす必要があり、生産性が低下する。以上から、均熱温度は６６０～８００℃とする。好ましくは、６６０～７６０℃である。
　均熱時間：５５ｓ以下
均熱時間が５５ｓ超えになるような速度では、生産性を確保できない。よって、均熱時間は５５ｓ以下とする。均熱時間の下限は特に限定されないが、均熱時間を短くするためには、搬送速度を速くすることが必要となる。搬送速度を速くすると蛇行させずに安定的に搬送することが難しくなる。以上の理由から、１０ｓを下限とすることが好ましい。
　均熱温度から冷却停止温度：２５０～４００℃までの平均冷却速度：３０℃/s以上１５０℃/ｓ未満
均熱後に急冷処理を行う。冷却速度が大きくなると板厚方向に固溶Nb分布が生じる。これは、冷却速度が大きいために板厚方向で不均一に冷却されるためと考えられる。不均一に冷却されることで、Nbの拡散移動に影響を及ぼし、濃度分布が生じると考えられる。固溶Nbは、フェライト粒成長をソリュートドラッグ効果で抑制するため、極表層の微細な領域でフェライト粒径に影響を及ぼす。さらに、本発明では、板厚方向に固溶Nb分布が生じることにより、表層と中央層で微細な材質差が生じる。その結果、高延性と高強度を両立することが可能となる。冷却速度が３０℃/ｓ未満の場合は、冷却速度が低いために板厚方向で均一に冷却され板厚方向に固溶Nb分布は生じない。その結果、高強度特性と高延性特性の両立が難しくなる。そのため、３０℃/s以上とする。好ましくは、３５℃/s以上である。さらに好ましくは、４０℃/s以上である。一方、１５０℃/ｓ以上だと冷却速度が大きくなりすぎ、幅方向に均一に冷却することが出来なくなるため、固溶Nbがばらつき不均一な材料となる。そのため、１５０℃/ｓ未満とする。好ましくは、１３０℃/s以下である。さらに好ましくは、１２０℃/s以下である。
冷却停止温度は幅方向にばらつきなく均一な温度を得ることと、目標強度の点から２５０～４００℃とする。２５０℃未満では幅方向にばらつきなく均一な温度を得ることが困難になり上降伏強度が幅方向にばらつくためである。４００℃超えでは、過時効処理により析出Ｃ量が増加して上降伏強度が低下するためである。
なお、焼鈍には連続焼鈍装置を用いる。また、１次冷間圧延工程後焼鈍工程前に適宜他の工程が含まれても良いし、１次冷間圧延工程の直後に焼鈍工程を行っても良い。
　次いで、圧下率：１～１９％で２次圧延を行う２次冷間圧延を行う。
　圧下率：１～１９％
　焼鈍後の２次冷間圧延での圧下率を通常行われるＤＲ材製造条件と同様（２０％以上）にすると、加工時に導入される歪が多くなるため全伸びが低下する。本発明では極薄材で全伸び１２％以上を確保する必要があるため、２次冷間圧延での圧下率は１９％以下とする。また、２次冷間圧延には鋼板の表面粗さ付与の役割があり、均一に鋼板に表面粗さを付与するために２次冷間圧延の圧下率は１％以上にする必要がある。好ましくは、８～１９％である。
なお、焼鈍工程後２次冷間圧延工程前に適宜他の工程が含まれても良いし、焼鈍工程の直後に２次冷間圧延工程を行っても良い。
　以上により、本発明の缶用鋼板が得られる。なお、本発明では、２次冷間圧延後に、さらに種々の工程を行うことが可能である。例えば、本発明の缶用鋼板に対して、さらに鋼板表面にさらにめっき層を有していてもよい。めっき層としては、Ｓｎめっき層、ティンフリー等のＣｒめっき層、Ｎｉめっき層、Ｓｎ－Ｎｉめっき層などである。また、塗装焼付け処理工程、フィルムラミネート等の工程を行ってもよい。
　表１に示す成分組成を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を実機転炉で溶製し、鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを１２００℃で再加熱した後、熱間圧延を行った。次いで、通常の方法にて酸洗後、１次冷間圧延し、薄鋼板を製造した。得られた薄鋼板に対して、加熱速度１５℃／ｓｅｃで加熱して連続焼鈍を行った。次いで、所定の冷却速度で冷却後、３００℃で冷却を停止し、二次冷間圧延を施し、通常のＳｎめっきを連続的に施して、Ｓｎめっき鋼板（ぶりき）を得た。なお、詳細な製造条件を表２に示す。表２における「最終板厚」はＳｎめっき層を含まない厚さである。
　以上により得られたＳｎめっき鋼板（ぶりき）に対して、２１０℃、１０分の塗装焼付け処理に相当する熱処理を行った後、引張試験を行い上降伏強度及び全伸びを測定した。また、耐圧強度、成形性、耐食性を調査した。また固溶Ｎb量を測定した。測定方法、調査方法は以下の通りである。
　表面～板厚方向に１／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量
板厚の１／８の深さまで、試料を１０％アセチルアセトン－１％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール溶液中で定電流電解（20 mA/cm2）し、電解液中のNbを誘導結合プラズマ発光分光法で分析し求めた。
　３／８深さ位置から４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量は、板厚の３／８深さとなるまで２０重量％シュウ酸水溶液で化学研磨した後、試料を板厚の４／８深さまで１０％アセチルアセトン－１％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール溶液中で定電流電解（20 mA/cm2）し、電解液中のNbを誘導結合プラズマ発光分光法で分析して求めた。
　引張試験
圧延方向に対して平行方向を引張方向とするJIS 5号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、２１０℃で１０分間の塗装焼付相当処理を施した後、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を引張速度１０ｍｍ／分で行って、上降伏強度（Ｕ－ＹＰ：ｕｐｐｅｒ　ｙｉｅｌｄ　ｐｏｉｎｔ）、全伸び（Ｅｌ：ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）を測定した。
　耐圧強度
圧延方向を曲げ方向として巻幅が５ｍｍになるようにロールフォーム加工し、円筒状の両端を電気抵抗溶接でシーム溶接し、ネック成形、フランジ成形を行い、次いで、蓋を巻き締めて空缶サンプルを作成した。得られた空缶サンプルを、チャンバーに入れ、圧縮空気で加圧し、加圧後にサンプルが座屈した圧力を測定した。座屈時の圧力が0.20ＭＰａ以上を合格（◎）、0.20ＭＰａ未満0.13ＭＰａ以上を合格（○）、0.13ＭＰａ未満を不合格（×）とした。
　成形性
圧延方向を曲げ方向として巻幅が５ｍｍになるようにロールフォーム加工、円筒状の両端を電気抵抗溶接でシーム溶接し、ネック成形を行い、ネック成形時のシワを目視にて観察した。全くシワが無い場合を合格（◎）、目視で微細なシワが１箇所見られる場合を合格（○）、目視で微細なシワが２箇所以上見られる場合を不合格（×）とした。
　耐食性
焼鈍後のサンプルに片面付着量11.2g/ｍ２のＳｎめっきを施し、Ｓｎめっきが薄くなって穴状に観察される部位の個数を計測した。光学顕微鏡50 倍において測定面積２．７ｍｍ2で観察を行った。個数が２０個以下の場合を○、２１個以上の場合を×とした。
以上により得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、本発明例では、耐食性が良好で高延性かつ高強度缶用鋼板が得られていた。
　本発明によれば、高強度で、優れた延性を有し、さらに腐食性の強い内容物に対しても耐食性が良好な缶用鋼板が得られる。本発明は、高加工度の缶胴加工を伴う３ピース缶、ボトム部が数％加工される２ピース缶を中心に缶用鋼板として最適である。

Claims (2)

  1. 　成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．１３０％以下、
    Ｓｉ：０．０４％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上１．２０％以下、
    Ｐ：０．００７％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０３０％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１２０％超え０．０２００％以下、
    Ｎｂ：０．００６０％以上０．０３００％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    上降伏強度が４６０～６８０ＭＰａ、全伸びが１２％以上であり、
    表面から１／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量と、３／８深さ位置から４／８深さ位置までの領域における固溶Ｎb量の差の絶対値が、０．００１０質量％以上であることを特徴とする缶用鋼板。
    なお、前記１／８深さ位置、前記３／８深さ位置、前記４／８深さ位置とは、表面から板厚方向に１／８深さ位置、３／８深さ位置、４／８深さ位置である。
  2. 　請求項１に記載の缶用鋼板の製造方法であって、鋼スラブを、仕上げ圧延温度：８２０℃以上で圧延し、巻取温度：５００～６２０℃で巻取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延後、酸洗し、圧下率：８０％以上で１次圧延する１次冷間圧延工程と、
    前記１次冷間圧延工程後、均熱温度：６６０～８００℃、均熱時間：５５ｓ以下、均熱温度から冷却停止温度：２５０～４００℃までの平均冷却速度：３０℃/s以上１５０℃/ｓ未満で焼鈍を行う焼鈍工程と、
    前記焼鈍工程後、圧下率：１～１９％で２次圧延を行う２次冷間圧延工程と
    を有することを特徴とする缶用鋼板の製造方法。
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