三片罐用钢板及其制造方法.pdf

本发明提供一种罐用钢板及其制造方法，相对于外力的罐身的压曲强度高，另外通过在将钢板成形为圆筒状后进一步沿圆周方向赋予拉伸应变而加工成具有美观性的形状时的加工性也优异。钢板的组成为，以质量％计，含有以下成分：C：0.0005％以上0.0035％以下、Si：0.050％以下、Mn：超过0.60％且为1.00％以下、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.010％以上0.100％以下、N：0.0030％以下、B：0.0005％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成，B/N≥0.50(B/N表示(B(质量％)/10.81)/(N(质量％)/14.01))，使相对于轧制方向为90°的方向上的杨氏模量为220GPa以上。

1.  一种三片罐用钢板，其特征在于，以质量％计，含有以下成 分：C：0.0005％以上0.0035％以下、Si：0.050％以下、Mn：超过0.60％ 且为1.00％以下、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.010％以 上0.100％以下、N：0.0030％以下、B：0.0005％以上，剩余部分由 Fe及不可避免的杂质组成，
B/N≥0.50，其中，B/N表示(B(质量％)/10.81)/(N(质量 ％)/14.01)，
相对于轧制方向为90°的方向上的杨氏模量为220GPa以上。

2.  根据权利要求1所述的三片罐用钢板，其特征在于，
相对于轧制方向为90°的方向上的塑性应变比不足1.00，
并且以210℃进行20分钟的热处理后的屈服点伸长率为3.0％以 下，
并且以210℃进行20分钟的热处理后的断裂伸长率为25％以上。

3.  根据权利要求1或2所述的三片罐用钢板，其特征在于，具 有如下组织：
板面的(111)[1－10]～(111)[－1－12]方位上的平均 的累积强度不足7.0，
并且板面的(001)[1－10]～(111)[1－10]方位上的平 均的累积强度为3.8以上。

4.  一种权利要求1～3中任一项所述的三片罐用钢板的制造方 法，其特征在于，
对具有如下成分组成的钢坯实施再加热温度超过1100℃且为 1300℃以下、最终精轧温度为850℃以上且不足950℃的热轧，该钢 坯的成分组成为，以质量％计，含有：C：0.0005％以上0.0035％以下、 Si：0.050％以下、Mn：超过0.60％且为1.00％以下、P：0.030％以下、 S：0.020％以下、Al：0.010％以上0.100％以下、N：0.0030％以下、 B：0.0005％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，并且满足 B/N≥0.50，其中，B/N表示(B(质量％)/10.81)/(N(质量％) /14.01)，之后，
以500℃以上且不足650℃的温度进行卷绕，
在酸洗后，以超过92.0％的压下率进行冷轧，
通过连续退火以超过700℃且为800℃以下的温度进行再结晶退 火，
以0.5％以上5.0％以下的伸长率进行平整轧制。

三片罐用钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于用于食品或饮料罐的三片罐的材料的罐用钢板 及其制造方法。本发明的三片罐用钢板在通过在成形为圆筒状并焊 接后进一步沿圆周方向赋予拉伸应变而加工成具有美观性的形状时 的加工性优异。另外，使用本发明的三片罐用钢板制造的罐的相对 于外力的罐身部的压曲强度高。
背景技术
从减轻环境负担及削减成本的观点出发，追求用于食品罐和饮 料罐的钢板的使用量的削减，钢板的薄壁化不断发展。但是，伴随 着钢板的薄壁化，出现以下问题：因制罐、内容物填充、搬送及市 场中的处理时作用的外力而导致罐身变形，或由于因内容物的加热 杀菌处理等中的罐内外的压力增减对罐施加的力而导致罐身变形 (压曲)。
作为其对策，为了提高罐身的强度而进行钢板的高强度化。但 是，在通过缝焊将罐身接合的三片罐的情况下，因钢板的高强度化， 导致缝焊前将罐体成形为圆筒状的辊轧成形(roll forming)工序中 的定形性降低，存在在焊接时在钢板的重叠部无法确保适当的宽度 从而在焊接工序中产生不良的情况。
另外，钢板的高强度化同时伴随延性的降低，从而导致对焊接 后的罐身施加的缩口加工、凸缘加工等的加工性的劣化。
另外，在用于咖啡罐等饮料容器的三片罐中，多为沿相对于钢 板的轧制方向为90°的方向、即钢板的宽度方向进行辊轧成形的罐 体。通常，钢板的宽度方向的机械特性相对于轧制方向为高强度、 低延性，高强度化的钢板难以适用于这种罐。
这样，钢板的高强度化作为对伴随钢板薄壁化的耐变形性的劣 化进行补偿的方法并不一定是最佳的。
罐身的压曲本来就是由于因罐身部的板厚被薄壁化导致的罐体 刚性的降低而产生的。因此，考虑到为了提高耐压曲性，提高钢板 的杨氏模量(纵向弹性模量)本身来提高罐身的刚性的方法是有效 的。杨氏模量与晶体取向具有很强的相关性。已知在＜110＞方向与 轧制方向平行的晶体取向群(α纤维)多的情况下，相对于轧制方向 为90°的方向上的杨氏模量提高。作为实现了高杨氏模量的罐用钢 板，公开有以下技术。
在专利文献1中公开了如下容器用钢板的制造技术：在冷轧退 火后，进行压下率超过50％的二次冷轧，形成强的α纤维，提高了 相对于轧制方向为90°的方向上的杨氏模量。
在专利文献2中公开了如下不进行退火的容器用钢板的制造技 术：以60％以上的压下率对热轧板进行冷轧，形成强的α纤维，提 高了相对于轧制方向为90°的方向上的杨氏模量。
在专利文献3中公开了如下容器用钢板的制造技术：在极低碳 素钢中添加Ti、Nb、Zr、B，在Ar₃相变点以下的温度下至少以50％ 以上的压下率进行热轧，在冷轧后在400℃以上且再结晶温度以下进 行退火，由此提高了相对于轧制方向为90°的方向上的杨氏模量。
另一方面，近年来存在如下情况：为了使罐体具有美观性，在 将钢板成形为圆筒状并焊接后进一步沿圆周方向赋予拉伸应变而将 其加工为特征性的形状。像这样进行加工后的罐被称为异型罐。作 为该异型罐的罐身的形状方面的效果，罐身的刚性提高，罐身的强 度提高。尤其是，该高强度化对于由内容物的加热杀菌处理等中罐 内外的压力增减引起的压曲能够有效地发挥作用。用于这种异型罐 的钢板需要具备延性，使得不会因加工而产生断裂。另外，为了使 其不会产生拉伸应变(stretcher strain)，需要将用于异型罐的钢板 的屈服点伸长率抑制得较低。另外，为了使其不会产生表面劣化 (surface deterioration)，需要防止用于异型罐的钢板的晶粒粗大化。 另外，为了不会减小罐高度，需要使用于异型罐的钢板的塑性应变 比(r值)较低。
尤其是，在用于咖啡罐等饮料容器的三片罐中，以使相对于钢 板的轧制方向为90°的方向、即钢板的宽度方向为罐身周向的方式进 行焊接的情况较多。在该情况下，因对异型罐的加工而导致在罐身 的周向上产生拉伸变形。伴随着周向的由拉伸引起的伸长，罐高度 方向相反地在收缩方向上产生变形，由此，罐高度减小。为了对此 进行抑制，减小周向的r值是有效的。作为具有这样的特性的钢板， 公开有以下的技术。
在专利文献4中公开了如下制造方法：将以质量％计含有C：超 过0.05％且为0.1％以下、Mn：0.3～1.5％、Al：0.01～0.1％、B：0.0002～ 0.01％、N：0.0030％以下的钢素材，加热至加热温度：1050～1300 ℃后，实施精轧温度为800～1000℃的精轧，在以卷绕温度：500～ 750℃进行卷绕后，进行酸洗以及接下来的冷轧，然后以再结晶温度 以上720℃以下的温度进行连续退火，之后实施压下率：超过8％且 为10％以下的二次冷轧。该技术通过在钢的含有成分中特别地适当 调整Mn、B的添加量来进行r值的降低和时效性的改善。
在专利文献5中公开了如下技术：将含有C：0.0005～0.05wt％、 B：0.0002～0.01wt％的钢坯在精轧温度为800℃～1000℃的条件下进 行热轧后，在500～750℃的温度范围内进行卷绕，经过一次冷轧， 进行在再结晶温度～850℃的温度范围内以60sec以下的均热时间进 行均热的退火，接下来以压下率20％以下进行二次冷轧，由此，使 轧制方向及轧制垂直方向中的至少一个方向的r值为1.0以下。该技 术通过规定r值来进行由加工引起的罐高度减小的抑制。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开平06－212353号公报
专利文献2:日本特开平06－248332号公报
专利文献3:日本特开平06－248339号公报
专利文献4:日本特开平11－124654号公报
专利文献5:日本特开平10－245655号公报
发明内容
但是，在上述现有技术中，存在以下所示的问题。
在专利文献1的技术中，为了得到高的杨氏模量，需要晶粒长 径相对于短径之比平均为4以上的加工组织。为了使组织成为该加 工组织，在进行二次冷轧的钢板的制造方法中，必须使二次冷轧的 压下率超过50％，钢板强度变得过高。另外，由于增加了二次冷轧 的工序，所以导致制造成本上升。
在专利文献2的技术中，为了得到高的杨氏模量而冷轧60％以 上，并且之后完全不进行退火，因此，钢板不仅钢板强度过高，而 且伸长率也较差。因此，在钢板的缩口加工和凸缘加工中产生不良 情况。
在专利文献3的技术中，为了得到高杨氏模量钢板而必须在再 结晶温度以下进行退火。其结果为，在钢板的组织中残留冷轧后的 组织，不仅钢板强度过高而且伸长率也较差。因此，在钢板的缩口 加工和凸缘加工中产生不良情况。
在专利文献4的技术中，由于通过B的添加使容易变高的r值 降低，所以需要实施压下率超过8％的二次冷轧。结果，钢板的强度 增加，同时延性降低。由于该延性的降低，担心由高加工度的罐身 加工导致的断裂、缩口加工性的劣化、凸缘加工性的劣化，在板厚 减小方面存在极限。
在专利文献5的技术中，由于使用钢板的强度低的极低碳素钢， 所以钢板的耐压曲性降低。为了抑制该降低，需要通过二次冷轧来 提高钢板的强度。通过由此来提高强度，钢板的伸长率降低，有可 能导致高加工度的罐身加工中的钢板的断裂、缩口加工性的劣化、 凸缘加工性的劣化，在板厚的减少方面存在极限。
即，若为了防止由钢板的薄壁化导致的罐体的耐压曲性的降低 而使用高强度材料，则会伴随缩口加工性和凸缘加工性的劣化。因 此，在使罐体具有美观性的异型罐的罐体刚性的提高中，为了在维 持罐身的加工性的同时充分确保罐体的耐压曲强度，在板厚的减少 方面也存在极限。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于，解决上述的现 有技术的问题，提供一种罐用钢板及其制造方法，相对于外力的罐 身的压曲强度高，另外通过在将钢板成形为圆筒状后进一步沿圆周 方向赋予拉伸应变而加工为具有美观性的形状时的加工性也优异。
本申请发明人为了解决上述课题进行了深入研究，结果发现， 通过以极低碳素钢为基并将化学成分等最优化，能够实现相对于外 力的罐身部的压曲强度优异的三片罐用钢板的制造，并基于该见解 完成了本发明。即，本发明的要旨如下所述。
(1)一种三片罐用钢板，其特征在于，以质量％计，含有以下 成分：C：0.0005％以上0.0035％以下、Si：0.050％以下、Mn：超过 0.60％且为1.00％以下、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.010％ 以上0.100％以下、N：0.0030％以下、B：0.0005％以上，剩余部分由 Fe及不可避免的杂质组成，B/N≥0.50(B/N表示(B(质量％)/10.81) /(N(质量％)/14.01))，相对于轧制方向为90°的方向上的杨氏 模量为220GPa以上。
(2)根据(1)所述的三片罐用钢板，其特征在于，相对于轧 制方向为90°的方向上的塑性应变比不足1.00，并且以210℃进行20 分钟的热处理后的屈服点伸长率为3.0％以下，并且以210℃进行20 分钟的热处理后的断裂伸长率为25％以上。
(3)根据(1)或(2)所述的三片罐用钢板，其特征在于，具 有如下组织：板面的(111)[1－10]～(111)[－1－12]方位 上的平均的累积强度不足7.0，并且板面的(001)[1－10]～(111) [1－10]方位上的平均的累积强度为3.8以上。
(4)一种(1)～(3)中任一项所述的三片罐用钢板的制造方 法，其特征在于，对具有如下成分组成的钢坯实施再加热温度超过 1100℃且为1300℃以下、最终精轧温度为850℃以上且不足950℃的 热轧，该钢坯的成分组成为，以质量％计，含有：C：0.0005％以上 0.0035％以下、Si：0.050％以下、Mn：超过0.60％且为1.00％以下、 P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.010％以上0.100％以下、N： 0.0030％以下、B：0.0005％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质 构成，并且满足B/N≥0.50(B/N表示(B(质量％)/10.81)/(N(质 量％)/14.01))，之后，以500℃以上且不足650℃的温度进行卷绕， 在酸洗后，以超过92.0％的压下率进行冷轧，通过连续退火以超过 700℃且为800℃以下的温度进行再结晶退火，以0.5％以上5.0％以 下的伸长率进行平整轧制。
发明效果
本发明的主要目标为提高罐身的耐压曲性。其方法不是以往广 泛采用的使钢板高强度化的方法，而是提高钢板的杨氏模量的方法。 由于不采用现有技术那样的高强度化的方法，所以本发明的钢板具 有耐压曲性并且具有优异的加工性。
在将本发明的钢板适用于异型罐时，上述的杨氏模量的效果及 异型罐的形状的效果协同作用，有助于罐体的刚性的提高，使耐压 曲性进一步提高。
即，根据本发明，能够提供一种罐用钢板及其制造方法，相对 于外力的罐身的压曲强度高，另外通过在将钢板成形为圆筒状后进 一步沿圆周方向赋予拉伸应变而加工为具有美观性的形状时的加工 性优异。
具体实施方式
以下，详细说明本发明。此外，本发明不限定于以下的实施方 式。
首先，说明钢成分。此外，成分的含量的“％”是质量％。
C：0.0005％以上0.0035％以下
C是对再结晶织构产生影响的元素。C的含量越少，向{111} 面与板面平行的晶体取向群的集聚越提高。通过提高向该晶体取向 群的集聚，无论钢板相对于轧制方向的角度如何，杨氏模量均具有 提高的倾斜。作为结果，提高向{111}面与板面平行的晶体取向群 的集聚，有助于作为本发明的目的的、提高相对于轧制方向为90° 的方向上的杨氏模量。作为用于得到该效果的条件，将C的含量设 为0.0035％以下。另外，固溶于钢中的C的量越多，屈服点伸长率 越大，容易产生拉伸应变。从该观点出发也将C的含量的上限设为 0.0035％。另一方面，若C的含量极低，则会使{111}面与板面平 行的晶体取向群过剩地增加。作为该增加的结果，在对相对于轧制 方向为90°的方向上的杨氏模量的提高有效的＜110＞方向上，与轧 制方向平行的晶体取向群(α纤维)的存在量相对降低。因此，将C 的含量设为0.0005％以上。优选的C的含量为0.0008％以上0.0030％ 以下，最优选的C的含量为0.0010％以上0.0027％以下。此外，晶体 取向的定义、标记根据文献(物质的对称性和群论，今野丰彦，共 立出版，2001.10)。
Si：0.050％以下
若大量添加Si，则会产生钢板的表面处理性的劣化及耐腐蚀性 的降低的问题。因此，将Si的含量设为0.050％以下，优选为0.020％ 以下，最优选为0.015％以下。此外，Si的含量的下限值没有特别限 定，可以为0％，但由于精练成本过大，所以优选为0.005％以上。
Mn：超过0.60％且为1.00％以下
Mn是作为体现本发明的效果而重要的元素。Mn与钢中所含有 的S形成MnS，由此能够防止因S引起的热轧性的降低。因此，需 要添加一定量以上的Mn。另一方面，由于Mn的大量添加会导致过 剩的硬化及耐腐蚀性的劣化，所以需要避免大量添加Mn。
另外，本发明的目的为得到用于提高罐身的耐压曲性的钢板的 杨氏模量提高、用于异型罐时所需的钢板宽度方向的r值的减小、时 效性的降低、用于防止表面劣化的晶粒细化，通过Mn的适当添加 能够实现这些目的。
首先，为了提高杨氏模量需要确保α纤维的存在量。在本发明 中，通过将钢板中的C量设为0.0005％～0.0035％以下，提高向{111} 面与板面平行的晶体取向群的集聚，从而使板面全部方向上的杨氏 模量平均地提高。但是，若该集聚过度，则对于作为本发明的目的 的相对于轧制方向为90°的方向上杨氏模量提高有效的α纤维的存在 量相对降低。Mn具有在C量处于上述范围的情况下抑制向{111} 面与板面平行的晶体取向群的集聚的作用，防止α纤维的相对减少。 另外，在将钢板用于异型罐的制造的情况下，需要减小罐身周向的r 值。由于r值也受到晶体织构的支配，所以通过Mn的上述作用，尤 其能够减小钢板宽度方向的r值。另外，Mn也有助于降低时效性。 本发明的钢板的C量处于所谓极低碳素钢的区域，钢板中的C多以 固溶状态存在，一部分是形成了渗碳体的状态。时效性是由固溶C 的存在引起的特性，若固溶C较多则时效性变差。Mn与C相互作 用而使C在固溶状态下稳定化，并且，通过以与Fe置换的形式混入 渗碳体中而使渗碳体稳定化，抑制渗碳体的加热时的溶解从而防止 固溶C的增加。而且，Mn是使Ar₃相变点降低的元素之一，具有使 热轧时的晶体细化的作用。另外，Mn与后述的基于B添加的晶粒细 化效果相结合而使冷轧、退火后的晶粒也细化，有助于抑制加工时 的表面劣化。
为了体现上述作用，作为Mn的含量需要添加超过0.60％。另一 方面，由于即使增加Mn的含量上述作用也会饱和，并且会导致耐 腐蚀性的劣化、过剩的硬质化，所以Mn的含量的上限设为1.00％。 优选的Mn的含量为0.63％以上0.91％以下。
P：0.030％以下
P若大量添加则会引起钢的硬质化、耐腐蚀性的降低。因此，将 P的含量的上限设为0.030％。优选的P的含量为0.022％以下。此外， P的含量的下限值没有特别限定，但由于精练成本过大，所以优选为 0.002％。
S：0.020％以下
S在钢中与Mn而形成MnS，通过大量析出而使钢的热轧性降低。 因此，将S的含量的上限设为0.020％。优选的S的含量设为0.018％ 以下。此外，S的含量的下限值没有特别限定，但由于精练成本过大， 所以优选为0.002％。
Al：0.010％以上0.100％以下
Al是作为脱氧剂而添加的元素。另外，Al与N反应而形成AlN， 由此，具有使钢中的固溶N减少而使屈服点伸长率降低的效果、以 及通过使热轧板的组织微细而促进织构的发展来提高杨氏模量的效 果。但是，若Al的含量不足0.010％，则无法得到充分的脱氧效果和 固溶N减少效果。另一方面，若Al的含量超过0.100％，则上述效 果饱和，并且氧化铝等夹杂物增加，从而不优选。因此将Al的含量 设为0.010％以上0.100％以下的范围。优选的Al的含量为0.025％以 上0.050％以下。
N：0.0030％以下
N是不可避免地混入的杂质之一。N量越高则屈服点伸长率越 大从而容易产生拉伸应变。另外，N量越高，N的固定所需要的B 量越增加，钢板的制造成本增加。因此，将N的含量的上限设为 0.0030％。更优选的N量的上限为0.0025％。另一方面，N与Al反 应形成AlN而使热轧板的组织微细，由此促进织构的发展而有助于 杨氏模量的提高。从该观点出发优选将N量设为0.0005％以上，更 优选为0.0018％以上。
B：0.0005％以上且B/N≥0.50(B/N表示(B(质量％)/10.81) /(N(质量％)/14.01))
B也是作为体现本发明的效果而重要的元素。B在热轧的阶段作 为BN(氮化硼)析出。确认了B在为了析出BN而添加了必要量以 上的情况下具有使热轧板及退火板的晶粒细化的效果。特别是，在 相对于N而过剩添加有B的情况下该效果提高。认为这是因为，过 剩地添加的B在晶界处作为固溶B而发生偏析，抑制晶粒的生长。 为了发挥这样的晶粒细化效果，需要在使BN析出后进一步使B作 为固溶B而存在。具体而言，需要使B与N的原子比为B/N≥0.50。 另外，B与固溶于钢中的N结合而作为BN析出，由此，具有防止 时效硬化的效果。若使B的含量不足0.0005％且B/N＜0.50，则无法 发挥该效果。根据以上内容，在本发明中，以将B的含量设为0.0005％ 以上并且满足B/N≥0.50的方式调整成分组成。优选的是，B的含量 为0.0008％以上且B/N≥0.58。此外，B的含量的上限值没有特别限 定，但由于效果饱和且成本增高，所以优选为0.0100％。
Fe及不可避免的杂质
上述成分以外的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。在此，不可 避免的杂质是指例如Sn。Sn是不可避免地混入的代表性的不可避免 的杂质。不可避免的杂质的含量没有特别限定，允许的不可避免的 杂质的含量根据不可避免的杂质的种类而不同，在Sn的情况下，如 果含量为0.10％以下则没有问题。
接下来，说明本发明的材质特性及组织。
相对于轧制方向为90°的方向上的杨氏模量为220GPa以上
从提高罐身部的刚性的观点出发，将相对于轧制方向为90°的方 向上的杨氏模量设为220GPa以上。由此，板强度(paneling strength) 显著提高，能够防止伴随钢板的薄壁化的、因内容物的加热杀菌处 理等中的罐内外的压力的增减导致的罐身部的变形。优选的上述杨 氏模量为221GPa以上。此外，上述杨氏模量的具体的测定条件如实 施例所记载。
相对于轧制方向为90°的方向上的塑性应变比不足1.00
在对异型罐的加工中，沿罐身周向施加拉伸变形，在罐身高度 方向上产生压缩变形。为了对此进行抑制，将罐身周向的塑性应变 比限制为不足1.00是有效的。因此，优选将相对于轧制方向为90° 的方向上的塑性应变比设为不足1.00。更优选的上述塑性应变比为 0.96以下。此外，塑性应变比的具体的测定条件如实施例所记载。
以210℃进行20分钟的热处理后的屈服点伸长率为3.0％以下
在食品罐和饮料罐中，多在对钢板进行了烘烤涂装后加工成罐 身，因此需要实施相当于烘烤涂装的热处理来进行评价。另外，在 三片罐中，罐身的圆周方向多为钢板的宽度方向，因此通过采用以 相对于轧制方向为90°的方向为长边方向的拉伸试验片进行试验，能 够评价沿圆周方向导入拉伸应变的罐身加工的成形性。因此，利用 以210℃进行20分钟的热处理、并且以相对于轧制方向为90°的方 向为长边方向的试验片进行拉伸试验。在该试验方法中若屈服点伸 长率超过3.0％，则在加工成异型罐的形状的情况下显著产生拉伸应 变导致美观性降低。因此，优选将以210℃进行20分钟的热处理后 的屈服点伸长率设为3.0％以下。更优选的是，将上述屈服点伸长率 设为2.6％以下。上述屈服点伸长率的具体的测定条件如实施例所记 载。
以210℃进行20分钟的热处理后的断裂伸长率为25％以上
在以相对于轧制方向为90°的方向为长边方向的上述拉伸试验 中，若以210℃进行20分钟的热处理后的断裂伸长率不足25％，则 在对钢板实施了例加工度高的罐身加工的情况下钢板会断裂，因此 优选将该热处理后的断裂伸长率设为25％以上。更优选的是，将上 述断裂伸长率设为27％以上。此外，上述断裂伸长率的具体的测定 条件如实施例所记载。
板面的(111)[1－10]～(111)[－1－12]方位上的平均 的累积强度不足7.0
通过使(111)[1－10]～(111)[－1－12]方位的织构发 展，能够各向同性地提高相对于轧制方向为0°、45°、90°的方向上 的杨氏模量。因此，期望该晶体取向上的平均的累积强度高，优选 4.0以上。但是，若晶体取向分布函数的值高、即向该方位的集聚度 高，则相对地导致(001)[1－10]～(111)[1－10]方位上的 集聚度降低，因此钢板宽度方向上的杨氏模量降低，另一方面r值上 升。因此，优选将(111)[1－10]～(111)[－1－12]方位上 的平均的累积强度设为不足7.0。更优选的上述平均的累积强度为6.8 以下。此外，关于密勒指数的记载，[1－10]、[－1－12]分别 如以下的式(I)、(II)所述。另外，上述累积强度的具体的测定 方法如实施例所记载。此外，晶体取向的定义、标记根据上述文献 (物质的对称性和群论，今野丰彦，共立出版，2001.10)。
[ 1 - 10 ] = [ 1 1 ‾ 0 ] - - - ( I ) ]]>
[ - 1 - 12 ] = [ 1 ‾ 1 ‾ 2 ] - - - ( II ) ]]>
板面的(001)[1－10]～(111)[1－10]方位上的平均的 累积强度为3.8以上
若具有(001)[1－10]～(111)[1－10]方位的织构的集 聚度提高，则钢板宽度方向上的杨氏模量提高，并且r值降低。为了 得到本发明中规定的杨氏模量及r值，优选将(001)[1－10]～(111) [1－10]方位上的平均的累积强度设为3.8以上。更优选的上述平 均的累积强度为4.1以上。此外，上述累积强度的具体的测定条件如 实施例所记载。此外，关于密勒指数的记载，与[1－10]、[－1 －12]是同样的。
铁素体平均粒径
在铁素体平均粒径大的情况下，若将钢板用于异型罐的制造， 则加工后的钢板表面成为微细的凹凸状而表现出所谓的表面劣化。 为了避免该现象，铁素体平均粒径优选为10.0μm以下。更优选的上 述铁素体平均粒径为7.9μm以下。此外，铁素体平均粒径的具体的 测定条件如实施例所记载。
接下来，说明本发明的制造条件。
板坯再加热温度：超过1100℃且为1300℃以下
若板坯再加热温度过高则会产生产品表面的缺陷、能量成本上 升等问题。另一方面，若板坯再加热温度过低则AlN、BN等析出物 的再溶解未充分进行，它们的分布产生不均，结果为，钢板的晶粒 度分布变得不均，从而无法得到规定的杨氏模量和r值。因此，将板 坯再加热温度设为超过1100℃且为1300℃以下的范围。
热轧的最终精轧温度：850℃以上且不足950℃
从热轧钢板的晶粒细化和析出物分布的均匀性的观点出发，将 最终精轧温度设为850℃以上且不足950℃。若最终精轧温度为950 ℃以上，则轧制后的γ晶粒(奥氏体晶粒)生长更激烈地产生，因 与此相伴的粗大γ晶粒而导致相变后的α晶粒(铁素体晶粒)的粗 大化。另外，在最终精轧温度低于850℃的情况下，成为Ar₃相变点 以下的轧制，导致α晶粒的粗大化。
热轧的卷绕温度：500℃以上且不足650℃
若卷绕温度过低则热轧板的形状劣化，对接下来的工序的酸洗、 冷轧的操作带来障碍，因此设为500℃以上。优选为560℃以上。另 一方面，若卷绕温度过高，则钢板的氧化皮厚度显著增大从而有可 能导致接下来的工序的酸洗时的脱氧化皮性劣化，并且，热轧板粒 径粗大化，因织构的变化导致无法在产品中得到所期望的杨氏模量 和r值，因此，将卷绕温度设为不足650℃。为了进一步改善上述问 题，卷绕温度优选为620℃以下。为了利用基于卷绕温度的低温化实 现的α晶粒生长的抑制来使热轧钢板微细化并通过继承其效果使退 火后粒径细化，卷绕温度更优选为590℃以下。此外，接下来的工序 的酸洗中的酸洗条件只要能够除去表层氧化皮即可，条件没有特别 规定。能够通过通常进行的方法来进行酸洗。
冷轧的压下率：超过92.0％
压下率是本发明中最重要的制造条件。退火后的钢板的织构不 仅受到Mn、B的添加量及卷绕温度的影响，还受到压下率的影响， 因此，压下率必须根据与上述Mn添加量、B添加量及热轧工序中的 卷绕温度之间的关系适当设定。具体而言，通过将压下率设为超过 92.0％，能够将宽度方向上的杨氏模量和r值控制在所需的范围。此 外，压下率的上限值没有特别限定，但从防止伴随轧制机的负载增 大的故障的观点出发，优选为96％。
退火温度：超过700℃且为800℃以下
退火方法从材质的均匀性和高生产率的观点出发优选连续退火 法。连续退火中的退火温度必须为再结晶温度以上，从材质均匀性 的观点出发进一步需要超过700℃。若退火温度过高则晶粒粗大化， 从而加工后的表面劣化增大，除此之外，在罐用钢板等薄材料中， 产生炉内断裂和压曲(buckling)的危险性增大。因此，将退火温度 的上限设为800℃。优选的退火温度的范围为710℃以上780℃以下。
平整轧制的伸长率：0.5％以上5.0％以下
为了赋予表面粗糙度并抑制拉伸应变的产生，平整轧制的伸长 率优选为0.5％以上。另一方面，若平整轧制的伸长率超过5.0％，则 由于钢板的硬质化及拉伸的降低，缩口加工性及凸缘加工性劣化。 因此，将平整轧制的伸长率的上限设为5.0％。优选的上述伸长率为 1.2％以上4.0％以下。
实施例
对含有表1所示的A～N的成分组成且剩余部分由Fe及不可避 免的杂质组成的钢进行熔铸，得到钢坯。使用所得到的钢坯，在表2 所示的制造条件下制造罐用钢板原板。使用该罐用钢板原板进行以 下的测定等。
对于该罐用钢板原板，通过以下的方法测定了1/4板厚处的板面 的(111)[1－10]～(111)[－1－12]方位上的平均的累积强 度。首先，为了除去加工应变的影响进行化学研磨(草酸蚀刻)， 在研磨后的1/4板厚的位置，测定上述平均的累积强度。在测定中使 用X射线衍射装置，通过Schulz反射法制作(110)、(200)、(211)、 (222)极图。根据这些极图算出晶体取向分布函数(ODF：Orientation  Distribution Function)，在Euler空间(Bunge方式)的Φ ＝55°中，将5°、10°···90°(为从0°到90°以5°为间 隔的值)时的累积强度的平均值作为(111)[1－10]～(111)[－ 1－12]方位上的平均的累积强度。同样地，在中， 将Φ＝0°、5°、10°、···55°(Φ为从0°到55°以5°为间隔的值) 时的累积强度的平均值作为(001)[1－10]～(111)[1－10] 方位上的平均的累积强度。此外，此处的累积强度意味着随机强度 比。
关于杨氏模量的评价，切出以相对于轧制方向为90°的方向为长 边方向的10×35mm的试验片，使用横振动型的共振频率测定装置进 行。具体而言，按照American Society for Testing Materials(美国材 料与试验协会)的基准(C1259)，测定相对于轧制方向为90°的方 向上的杨氏模量E₉₀。
关于塑性应变比(r值)的测定，使用宽度12.5mm、平行部35mm、 标点间距离20mm的拉伸试验片，按照JIS Z 2254的薄板金属材料 的塑性应变比试验方法进行。通过该测定，求出沿相对于轧制方向 为90°的方向进行拉伸试验时的塑性应变比(r值)r₉₀。
另外，对以相对于轧制方向为90°的方向为长边方向的JIS 13号 B拉伸试验片以210℃进行20分钟的热处理，之后进行基于JIS Z 2241的金属材料拉伸试验方法的拉伸试验，测定屈服点伸长率 (YPEl)和断裂伸长率(El)。
关于铁素体平均粒径，利用3％硝酸酒精溶液对轧制方向截面的 铁素体组织进行蚀刻而使其出现晶界，使用利用光学显微镜拍摄到 的400倍的照片，按照JIS G 0551的钢－晶粒度的显微镜试验方法 通过切断法进行测定。
将以上的结果与制造条件一起示于表2。
另外，在相对于这些罐用钢板原板使两面的Sn附着量为2.8g/m²的条件下进行镀Sn，制造镀锡钢板。在210℃×20分的条件下对这些 镀锡钢板实施相当于涂装工序的烘烤，剪断成长方形，以钢板的轧 制方向为圆筒的高度方向的方式成形为圆筒状，对端部进行缝焊， 使圆筒的两开口端部向圆筒外侧延伸而成形凸缘，将另外准备的圆 盘状的罐盖通过双层卷边接合法而卷边接合于该凸缘，制成罐体。 关于罐体尺寸，根据罐用钢板原板的板厚，模仿市场上的适用情况 而设为如下这样的尺寸。在0.160mm的情况下罐身的直径为52mm 且罐身长度为98mm，在0.170mm的情况下罐身的直径为52mm且 罐身长度为120mm，在0.180mm的情况下罐身的直径为63mm且罐 身长度为100mm，在0.170mm的情况下罐身的直径为70mm且罐身 长度为110mm。将得到的罐体密封于耐压容器，通过加压空气使容 器内部的压力增加，通过气压使罐体压曲。同时，连续测定容器内 部的压力，检测伴随罐体压曲的容器内部的压力变化，确定压曲产 生压力。将得到的压曲产生压力与按罐尺寸的规定压力进行比较， 在比规定压力高的情况下判定为合格，将比规定压力低的情况下判 定为不合格。将这些结果作为压曲强度判定结果并将合格记作○、将 不合格记作×而示于表2。
[表1]

[表2]

根据表2，在本发明例中，相对于轧制方向为90°的方向上的杨 氏模量为220GPa以上，能够提高相对于外力的罐身的压曲强度。另 外，在本发明例中，相对于轧制方向为90°的方向上的r值不足1.0， 在加工成异型罐时也难以产生罐高度减少。而且，在本发明例中， (111)[1－10]～(111)[－1－12]方位上的平均的累积强度 不足7.0，并且(001)[1－10]～(111)[1－10]方位上的平均 的累积强度为3.8以上，可知通过这些织构能够获得220GPa以上的 杨氏模量和不足1.0的r值。另外，可知，由于热处理后的屈服点伸 长率较小，所以难以产生拉伸应变，并且由于断裂伸长率较大，所 以异型罐加工时的加工性优异。另一方面，在比较例中，上述的杨 氏模量低于220GPa，另外r值、(111)[1－10]～(111)[－1 －12]方位上的平均的累积强度、(001)[1－10]～(111)[1 －10]方位上的平均的累积强度、屈服点伸长率、断裂伸长率均比 本发明例差。