罐体部相对于外压的压曲强度高、且成形性及成形后的表面性状优异的罐用钢板及其制造方法

摘要

本发明涉及压曲强度高且成形性及成形后的表面性状优异的罐用钢板及其制造方法。所述罐用钢板含有C：0.0005%以上且0.0035%以下、Si：0.05%以下、Mn：0.1%以上且0.6%以下、P：0.02%以下、S：小于0.02%、Al：0.01%以上且小于0.10%、N：0.0030%以下、B：0.0010%以上且B/N≤3.0(B/N＝(B(质量%)/10.81)/(N(质量%)/14.01))，余量由Fe及不可避免的杂质构成，该钢板具有平均累积强度f为7.0以上的组织，所述平均累积强度f是在钢板的1/4板厚的板面的(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均累积强度，并且，EAVE≥215GPa、E0≥210GPa、E45≥210GPa、E90≥210GPa、-0.4≤Δr≤0.4，及轧制方向截面的铁素体平均结晶粒径为6.0～10.0μm。

说明书

技术领域

本发明涉及适合用作饮料品或食品的容器材料的罐容器材料的罐用钢板 及其制造方法，特别是，涉及罐体部相对于外压的压曲强度高、且成形性及 成形后的表面性状优异的罐用钢板及其制造方法。

背景技术

从近年来的降低环境负荷及削减成本的观点来看，要求削减食品或饮料 罐所使用的钢板使用量，不论二片罐、三片罐，都正在进行钢板的薄壁化。 但是，随着钢板的薄壁化，在制罐工序、输送工序、市场上的搬运时罐体因 外力而变形、在盛装物的加热杀菌处理时罐体部因罐外部的压力增减而变形 (压曲)等被视为问题。

目前，为了提高这样的耐变形性，进行了钢板的高强度化。但是，钢板 的高强度化会提高以DI(Draw and wall Ironing)成形或拉深减薄成形而制罐的 二片罐的成形时的变形阻力，加工发热上升，在制罐工序中成为问题。另外， 钢板的高强度化在罐体部成形后进行的缩颈加工、接下来进行的凸缘成形中， 会导致缩颈起皱或凸缘裂纹的发生率增加。因此，钢板的高强度化作为补充 随着钢板的薄壁化而带来的耐变形性的劣化的方法未必适当。

另一方面，因罐体部板厚被薄壁化引起的罐体的刚性劣化而产生了罐体 部的压曲现象。因此，为了提高耐压曲性(有时也称为嵌板强度)，考虑优化罐 体的尺寸及设计来提高罐体的刚性的方法。

另外，考虑提高钢板的杨氏模量并使刚性提高的方法。铁的杨氏模量和 晶体位向具有较强的关联性，＜110＞方向平行于轧制方向的晶体位向群(α纤 维)通过提高相对于轧制方向成90°的宽度方向的杨氏模量，特别是提高{112} ＜110＞位向上的累积，能够得到理论上具有约280GPa杨氏模量的钢板。另 外，＜111＞方向平行于板面法线方向的晶体位向群(γ纤维)能够将相对于轧 制方向为0、45、90°方向的杨氏模量提高到约230GPa。另一方面，在钢板的 晶体位向不呈现向特定位向取向的情况下，即，集合组织不规则的钢板的杨 氏模量约为205GPa。

为了补充伴随汽车用钢板的薄壁化而带来的车身刚性的下降，提供了大 量的期望高杨氏模量的钢板。

例如，专利文献1公开了如下的技术：使用在极低碳钢中添加有Nb或Ti 的钢，在热轧工序中，将Ar₃～(Ar₃＋150℃)的压下率设为85%以上，通过由未 再结晶奥氏体促进铁素体变态，在热轧板阶段，使铁素体的集合组织为{311} ＜011＞及{332}＜113＞位向，并将其作为初始位向实施冷轧、再结晶退火， 将{211}＜110＞位向设为主位向，从而提高相对于轧制方向为90°方向的杨氏 模量。

另外，专利文献2中公开了一种热轧钢板的制造方法，该方法通过在以 质量%计C量为0.02～0.15%的低碳钢中添加Nb、Mo、B，并将Ar₃～950℃的 压下率设为50%以上，使{211}＜110＞发达，从而提高了相对于轧制方向为 90°方向的杨氏模量。

另一方面，作为罐用钢板中的趋向期望高杨氏模量的钢板，提供了面向 三片罐用途的制造方法。

专利文献3公开了一种容器用钢板的制造技术，该制造技术在进行冷轧、 退火后，进行50%以上的二次冷轧，形成较强的轧制集合组织，即α纤维， 从而提高了相对于轧制方向为90°方向的杨氏模量。

专利文献4公开了一种不进行退火的容器用钢板的制造技术，该制造技 术以60%以上的压下率对热轧板进行冷轧，形成较强的α纤维，从而提高了 相对于轧制方向为90°方向的杨氏模量。

另外，专利文献5公开了一种容器用钢板的制造技术，该制造技术通过 在极低碳钢中添加Ti、Nb、Zr、B，以Ar₃变态点以下的温度进行至少50% 以上的热轧，冷轧后，在400℃以上且再结晶温度以下进行退火，从而提高了 相对于轧制方向为90°方向的杨氏模量。

另一方面，在以DI成形或拉深减薄成形制罐的二片罐中，成形后，在开 口部显著发生被称为凸耳的罐体高度的不均匀，在该凸耳大的情况下，成品 率下降。为了防止该情况，提出了减小钢板面内的各向异性(Δr)这样的课题。 另外，在以上述的DI成形或拉深减薄成形等制罐方法成形了层压钢板的情况 下，也存在覆盖的薄膜在制罐后从基底钢板剥离而使耐腐蚀性劣化这样的课 题。即，对于作为基底的钢板而言，在深拉深加工或减薄加工这样的高加工 度成形后，为了良好地保持与薄膜的密合性，作为重要的要素，可以举出具 有表面不发生粗糙的优异的表面性状。

针对上述课题，专利文献6公开了一种加工性良好且没有粗糙表面的钢 板及其制造方法，该钢板通过在总压下量80%以上、然后将最终道次设为20% 以上的条件下对极低碳钢进行热粗轧，并在相对于被轧制材料通过终轧机列 中的任一个轧制机架时，通过伴随轧制加工的发热使其发生逆变态，使得终 轧温度为Ar3-50℃以上，从而结束终热轧，由此有效地使得热轧钢板的组织 及作为最终制品的制罐用钢板均匀微细。

专利文献7公开了一种二片罐用钢板及其制造方法，所述二片罐用钢板 通过适当地控制终轧后的冷却等的热轧条件，使热轧后的晶粒为等轴、微细 粒的均匀组织，并在冷轧、退火后继承其效果，由此使退火板的晶粒均匀， 为微细的等轴晶粒，Δr位于±0.2以内，较少发生凸耳，冲压成形后的耐粗糙 表面性优异。

另外，专利文献8公开了一种钢板及其制造技术，所述钢板以极低碳钢 为基材，添加Nb并控制Nb系析出物的量及粒径，由此将钉扎效果最佳化， 将铁素体粒径微细化为6～10μm，具有优异的耐粗糙表面性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平5-255804号公报

专利文献2：日本特开平8-311541号公报

专利文献3：日本特开平6-212353号公报

专利文献4：日本特开平6-248332公报

专利文献5：日本特开平6-248339号公报

专利文献6：日本特开平10-8142号公报

专利文献7：日本特开平10-81919号公报

专利文献8：日本特开2010-229486号公报

发明内容

发明要解决的问题

但是，上述现有技术均存在问题。

在专利文献1～5中，仅公开了提高相对于轧制方向为90°方向的杨氏模量 的方法。在该方法中，在三片罐这样的通过辊轧成形来成形罐体部的情况下， 以具有高杨氏模量的方向为罐体部圆周方向的方式进行成形，能够提高嵌板 强度，但在通过深拉加工来成形罐体部的二片罐中，具有高杨氏模量的方向 未必一定为罐体部圆周方向，不会充分表现出提高罐体刚性的效果。另外已 知，α纤维的聚集可提高相对于轧制方向为90°方向的杨氏模量，但会使45° 方向的杨氏模量显著下降。因此，在将由上述方法得到的高杨氏模量钢板成 形为二片罐的情况下，罐体的刚性不但不提高，反而有可能下降。另外，完 全没有公开减小以DI成形或拉深减薄成形制罐的二片罐成形后的凸耳的技 术、以及为良好地保持与薄膜的密合性而使表面不发生粗糙的表面性状相关 的技术。

在专利文献6～8中，对于补充随着钢板的薄壁化而带来的罐体刚性的劣 化的技术完全没有公开。

即，还不存在如下的钢板及其制造方法的技术，所述钢板具有高杨氏模 量以用于提高罐体刚性，并且还具备二片罐所要求的低凸耳性及成形后的耐 粗糙表面性(表面性状)，从而无需采用伴有因钢板的薄壁化而引起的罐体的耐 变形性的劣化、以及缩颈加工、凸缘加工性的劣化的高强度材料。

本发明是鉴于上述问题而进行的，其目的在于解决上述的现有技术问题， 提供一种罐体部相对于外压的压曲强度高且成形性及成形后的表面性状优异 的罐用钢板及其制造方法。

解决问题的方法

本发明人等为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果发现，通过以 极低碳钢为基材并优化化学成分、热轧条件、冷轧条件及退火条件，能够实 现罐体部相对于外压的压曲强度高且成形性及成形后的表面性状优异的罐用 钢板的制造，基于上述发现，完成了本发明。

本发明是基于以上发现而完成的，其要旨如下。

[1]一种罐体部相对于外压的压曲强度高且成形性及成形后的表面性状优 异的罐用钢板，其特征在于，成分组成以质量%计，含有C：0.0005%以上且 0.0035%以下、Si：0.05%以下、Mn：0.1%以上且0.6%以下、P：0.02%以下、 S：小于0.02%、Al：0.01%以上且小于0.10%、N：0.0030%以下、B：0.0010% 以上且B/N≤3.0(B/N＝(B(质量%)/10.81)/(N(质量%)/14.01))，余量由Fe及不 可避免的杂质构成，该钢板具有平均累积强度f为7.0以上的组织，所述平均 累积强度f是在钢板的1/4板厚的板面的(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均 累积强度，并且，E_AVE≥215GPa、E₀≥210GPa、E₄₅≥210GPa、E₉₀≥210GPa、 -0.4≤Δr≤0.4、及轧制方向截面的铁素体平均结晶粒径为6.0～10.0μm，

其中，

E_AVE＝(E₀＋2E₄₅＋E₉₀)/4

E₀、E₄₅、E₉₀：相对于轧制方向分别为0、45、90°方向的杨氏模量

Δr＝(r₀－2r₄₅＋r₉₀)/2

r₀、r₄₅、r₉₀：相对于轧制方向分别为0、45、90°方向的兰克福德值。

[2]上述[1]所述的罐体部相对于外压的压曲强度高且成形性及成形后的 表面性状优异的罐用钢板的制造方法，其特征在于，对于具有下述成分组成 的钢坯，实施再加热温度为1150～1300℃、终轧温度为850～950℃的热轧后， 以500～640℃的卷取温度进行卷取，酸洗后，以87～93%的压下率进行冷轧， 以再结晶温度～720℃的温度进行再结晶退火，进行调质轧制，

所述钢坯的成分组成为：以质量%计，含有C：0.0005%以上且0.0035%、 Si：0.05%以下、Mn：0.1%以上且0.6%以下、P：0.02%以下、S：小于0.02%、 Al：0.01%以上且小于0.10%、N：0.0030%以下、B：0.0010%以上且B/N≤ 3.0(B/N＝(B(质量%)/10.81)/(N(质量%)/14.01))，余量由铁及不可避免的杂质构 成。

需要说明的是，在本说明书中，表示钢的成分的%均为质量%。

发明的效果

根据本发明，可得到罐体部相对于外压的压曲强度高于制罐及饮料厂商 设定的标准值(约1.5kgf/cm²)、且DI成形性或拉深减薄成形性优异、成形后的 表面性状也优异的罐用钢板。

因此，通过将本发明的罐用钢板用于食品罐及饮料罐等，不会导致二片 罐的成形后表面性状及产生凸耳而引起的成品率下降，罐体的刚性提高，可 实现钢板的进一步薄壁化，能够实现节约资源化及低成本化。另外，本发明 的罐用钢板的应用范围不仅包括各种金属罐，也可期待应用于干电池内装罐、 各种家电、电气部件、汽车用部件等广泛的范围。

具体实施方式

下面，对本发明进行详细说明。

本发明的罐用钢板的成分组成以质量%计，含有C：0.0005%以上且 0.0035%以下、Si：0.05%以下、Mn：0.1%以上且0.6%以下、P：0.02%以下、 S：小于.02%、Al：0.01%以上且小于0.10%、N：0.0030%以下、B：0.0010% 以上且B/N≤3.0(B/N＝(B(质量%)/10.81)/(N(质量%)/14.01))，余量由Fe及不 可避免的杂质构成，该钢板具有平均累积强度f为7.0以上的组织，所述平均 累积强度f是在钢板的1/4板厚的板面的(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均 累积强度，并且，E_AVE≥215GPa、E₀≥210GPa、E₄₅≥210GPa、E₉₀≥210GPa、 -0.4≤Δr≤0.4、及轧制方向截面的铁素体平均结晶粒径为6.0～10.0μm。而且， 这样的罐用钢板可通过如下操作进行制造：对具有上述成分组成的钢坯实施 再加热温度为1150～1300℃、终轧温度为850～950℃的热轧，然后以500～640℃ 的卷取温度进行卷取，在酸洗后，以87～93%的压下率进行冷轧，以再结晶温 度～720℃的温度进行再结晶退火，进行伸长率0.5～5%的调质轧制。这些都是 本发明的最重要的要件。

首先，对本发明的罐用钢板的成分组成进行说明。

C：0.0005%以上且0.0035%以下

通常，固溶于钢中的C的量越多，屈服伸长率越大，越易成为时效硬化 及加工时的拉伸应变的原因，因此在利用连续退火法的情况下，需要在制钢 阶段进行控制使得C的含量抑制到极低。另外，如果残存固溶碳量增加，则 有可能在制罐的最终工序即卷边接缝部的拉伸凸缘成形时产生裂纹，或者因 加工硬化量也增大而有可能在进行缩颈加工或凸缘加工时发生起皱。由于以 上原因，C含量设为0.0035%以下。另外，C是对再结晶集合组织带来影响的 元素。C量越少，＜111＞方向向平行于板面法线方向的结晶位向群的累积越 高。为了提高平均杨氏模量，需要提高向该结晶位向群的累积，但在C含量 小于0.0005%时，易残留相对于轧制方向为45°方向的杨氏模量下降的位向即 {100}＜110＞位向，反而导致平均杨氏模量下降。由以上可知，C含量设为 0.0005%以上。

Si：0.05%以下

当添加大量的Si时，就会发生钢板的表面处理性劣化及耐腐蚀性下降的 问题，所以Si含量设为0.05%以下，优选设为0.02%以下。

Mn：0.1%以上且0.6%以下

为了防止钢中所含的杂质S引起的热轧性下降，需要添加0.1%以上的Mn。 Mn是使Ar₃变态点下降的元素之一，能够进一步降低热轧终轧温度。这样一 来，在热轧时，抑制γ晶粒的再结晶生长，能够进一步使变态后的α晶粒微 细化。另外，在本发明中，除后述的B添加带来的细粒化效果以外，还可通 过添加Mn来实现进一步的细粒化，确保制罐后优异的表面性状。为了得到 以上效果，Mn设为0.1%以上。另一方面，在JIS G3303规定的钢水分析值 及美国材料试验协会标准(ASTM)的钢水分析值中，通常的食品容器所使用的 镀锡原板的Mn的上限规定为0.6%以下。因而，Mn设为0.6%以下。

P：0.02%以下

当添加大量的P时，就会引起钢的硬质化、耐腐蚀性下降。因而，P设为 0.02%以下。

S：小于0.02%

S在钢中与Mn结合形成MnS而大量析出，从而使钢的热轧性下降。因 而，S设为小于0.02%。

Al：0.01%以上且小于0.10%

Al是作为脱氧剂而添加的元素。另外，通过与N形成AlN，具有使钢中 的固溶N减少的效果。但是，在Al含量小于0.01%时，得不到充分的脱氧效 果及降低固溶N的效果。因而，Al设为0.01%以上。另一方面，当达到0.10% 以上时，不仅上述效果会饱和，而且氧化铝等夹杂物还会增加，所以不优选。 因而，Al的含量设为0.01以上且小于0.10%的范围。

N：0.0030%以下

N是不可避免地混入的杂质。N量越高，越是需要增大用于固定该N的 B的添加量。B添加量的大幅度的增加会导致成本上升，因此，N设为0.0030% 以下。

B：0.0010%以上且B/N≤3.0

B通过与固溶于钢中的N结合而以BN的形式析出，具有防止时效硬化 的效果。另外，在为了以BN的形式析出而添加必要量以上的情况下，认为 具有使热轧板及退火板的晶粒微细的效果。可认为这是由于，过量添加的B 在晶界以固溶B的形式不均匀地析出，从而抑制晶粒的粒生长。为了发挥这 样的晶粒的微细化效果，需要在析出了BN的基础上，进一步使B以固溶B 的形式存在。为了得到上述的防止时效硬化的效果和晶粒的微细化效果这两 种效果，从本发明人等进行的种种试验的结果得到了B需要为0.0010%以上 的见解。由以上可知，B设为0.0010%以上。另一方面，固溶B的增加会使 连续退火工序的再结晶完成温度过度上升，炉内断裂及弯折的发生危险增大。 因此，设为B/N≤3.0。另外，在实际制造中，N量会变动，因此为了可靠地 使固溶B存在，优选设为B/N≥1.1。其中，B/N＝(B(质量%)/10.81)/(N(质量 %)/14.01)。

余量为Fe及不可避免的杂质。

接着，对本发明的集合组织及材质特性进行说明。

集合组织：(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均累积强度f为7.0以上

通过使(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的集合组织发达，能够使相对于轧 制方向为0、45、90°方向的杨氏模量各向同性地提高，因此，需要将钢板的 1/4板厚的板面的(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均累积强度f设为7.0以 上。

E_AVE≥215GPa、E₀≥210GPa、E₄₅≥210GPa、E₉₀≥210GPa

其中，E_AVE＝(E₀＋2E₄₅＋E₉₀)/4，E₀、E₄₅、E₉₀分别表示相对于轧制方向 为0、45、90°方向的杨氏模量。

从提高罐体部的刚性的观点来看，E_AVE设为215GPa以上。通过设为 215GPa以上，嵌板强度显著提高，能够防止伴随钢板的薄壁化而带来的盛装 物的加热杀菌处理等的罐外部的压力的增减引起的罐体部的变形。

另一方面，在通过深拉加工而成形的二片罐中，钢板的杨氏模量的各向 异性成为问题。即，在E₀、E₄₅、E₉₀内的仅一个方向或二个方向的杨氏模量 高而其它方向的杨氏模量低的情况下，即使满足E_AVE≥215GPa，也不会充分 发挥提高罐体部的刚性的效果。为了提高罐体部的刚性，需要使E₀、E₄₅、E₉₀分别为210GPa以上。

铁素体平均结晶粒径：6.0μm～10.0μm

对于层压钢板而言，存在因薄膜和钢板的剥离及对薄膜的应力集中而产 生的薄膜断裂而使基底钢板露出，耐腐蚀性劣化的情况。这是因DI成形或拉 深减薄成形后的钢板表面的粗糙而产生的，该粗糙表面的程度与铁素体结晶 粒径的大小成正比。因此，基底所使用的钢板的轧制方向截面的铁素体平均 结晶粒径设为10.0μm以下，优选设为9.0μm以下。另一方面，如果结晶粒径 过度微细，则由于强化细粒化而使钢板强度大幅增大。因此，轧制方向截面 的铁素体平均结晶粒径设为6.0μm以上。

-0.4≤Δr≤0.4

在本发明中，作为凸耳的指标，使用由下述式子表示的Δr。

Δr＝(r₀-2r₄₅＋r₉₀)/2

其中，r₀、r₄₅、r₉₀分别表示与轧制方向成0、45、90°的方向的兰克福德 值(以下，有时称r值)。

对于Δr大于0.4或小于-0.4的钢板而言，在DI成形或拉深减薄成形时， 会产生较大的凸耳，所以切边费用增加，成品率下降。从成品率的观点来看， 为了抑制凸耳产生量，需要使Δr为-0.4～0.4的范围。

需要说明的是，Δr可以通过调节冷轧的压下率来达到规定的范围。

接着，对本发明的罐用钢板的制造方法进行说明。

本发明的罐用钢板通过如下操作来制造：对由上述组成构成的钢坯实施 再加热温度为1150～1300℃、终轧温度为850～950℃的热轧后，以500～640℃ 的卷取温度进行卷取，在酸洗后，以87～93%的压下率进行冷轧，然后以再结 晶温度～720℃的温度进行再结晶退火，进行伸长率0.5～5%的调质轧制。

板坯再加热温度：1150～1300℃

热轧前的板坯再加热温度过高时，就会产生制品表面的缺陷及能量成本 上升等问题。另一方面，当热轧前的板坯再加热温度过低时，难以确保最后 的终轧温度。因而，板坯再加热温度设为1150～1300℃。

最后的终轧温度：850～950℃、卷取温度：500～640℃

从热轧钢板的晶粒微细化及析出物分布的均匀性的观点来看，最后的终 轧温度设为850～950℃、卷取温度设为500～640℃。

如果最后的终轧温度高于950℃，则会更激烈地发生轧制后的γ晶粒生 长，通过随之而来的粗大γ晶粒而导致变态后的α晶粒的粗大化。另外，在 最后的终轧温度低于850℃的情况下，成为Ar₃变态点以下的轧制，导致α晶 粒的粗大化。如果卷取温度过低，则热轧板的形状会劣化，给下道工序的酸 洗、冷轧的操作带来障碍，所以设为500℃以上。另一方面，如果卷取温度高 于640℃，则钢板的氧化皮厚度明显增大，下道工序的酸洗时的除氧化皮性有 可能劣化。为了进一步改善上述问题，优选卷取温度为620℃以下。

酸洗条件只要能够去除表层氧化皮即可，其条件没有特别规定。可通过 通常进行的方法进行酸洗。

压下率：87～93%

对于控制集合组织即控制杨氏模量及Δr而言，冷轧率是重要的因素。

通常可知，杨氏模量及r值的各向异性依赖于集合组织。退火后的钢板 的集合组织不仅受压下率的影响，而且还受Mn、B的添加量及卷取温度的影 响，因此压下率必须基于与上述Mn、B添加量及热轧工序的卷取温度之间的 关系进行适当设定。通过将其压下率最佳化，能够旋转到对E_AVE的提高及｜ Δr｜的降低有效的(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向。具体而言，通过将压下率设 为87～93%，能够使E_AVE≥215GPa、E₀≥210GPa、E₄₅≥210GPa、E₉₀≥210GPa 并且使Δr为所期望的-0.4～0.4的范围内。

退火温度：再结晶温度～720℃

从材质的均匀性和较高的生产率的观点来看，退火方法优选为连续退火 法。连续退火的退火温度必须为再结晶温度以上，但当退火温度过高时，晶 粒就会粗大化，加工后的粗糙表面增加，此外，对于罐用钢板等较薄物品材 料而言，发生炉内断裂及弯折的危险增大。因此，退火温度的上限设为720℃。

伸长率：0.5～5%(优选条件)

调质轧制的伸长率根据钢板的调质度适当确定，但为了抑制拉伸应变的 发生，优选以0.5%以上的伸长率进行轧制。另一方面，如果以超过伸长率5% 以上的伸长率进行轧制，有时会引起钢板硬质化造成的加工性的下降及伸长 率下降，进而引起r值的下降及r值的面内各向异性增大。因而，其上限优选 为5%。进一步优选为4%以下。

实施例

将含有表1所示的成分组成A～H且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢 熔炼，得到了钢坯。对于所得到的钢坯，以1200℃进行再加热，然后在将终 轧温度设为880～890℃、卷取温度设为560～650℃的范围内进行热轧。接着进 行酸洗，然后以86～93.5%的压下率进行冷轧，制造了板厚：0.225～0.260mm 的薄钢板。将所得到的薄钢板在连续退火炉中以退火温度660～730℃、退火时 间30秒钟进行退火，以伸长率2.0%进行了调质轧制。需要说明的是，详细 情况示于表2中。

对于以上得到的钢板，按照以下的方法测定了在钢板的1/4板厚的板面的 (111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均累积强度f、杨氏模量、Δr、铁素体平均 结晶粒径。

在钢板的1/4板厚的板面的(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均累积强 度f

为了去除加工变形的影响，进行化学抛光(草酸蚀刻)，抛光后，在1/4板 厚的位置测定了累积强度f。测定时使用了X射线衍射装置，通过Schulz的 反射法制作了(110)、(200)、(211)、(222)极图。由这些极图计算出结晶位向分 布函数(ODF：Orientation Distribution Function)，在Euler空间(Bunge方式)的 φ2＝45°、Φ＝55°中，以φ1＝0°、5°、10°…90°(φ1从0°到90°以5°间隔的 值)时的累积强度的平均值为(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均累积强度。

杨氏模量

以相对于轧制方向为0°、45°及90°方向为长度方向，切出10×35mm的 试验片，利用横向振动型共振频率测定装置，按照American Society for Testing  Materials的标准(C1259)，测定出相对于轧制方向为0°、45°及90°方向的杨氏 模量E₀、E₄₅、E₉₀(GPa)，求出了平均杨氏模量E_AVE[＝(E₀＋2E₄₅＋E₉₀)/4]。

Δr

r值的测定如下进行：利用JIS13号B半开尺寸的拉伸试验片(宽度 12.5mm、平行部35mm、标距20mm)进行测定，根据JIS Z2254的薄板金属 材料的塑性应变比试验方法，计算出r值，求出了Δr[＝(r₀＋r₉₀－2r₄₅)/2]。需 要说明的是，r₀表示的是在轧制方向上进行拉伸试验时的值，r₄₅表示的是在 相对于轧制方向为45°方向上进行拉伸试验时的值，r₉₀表示的是在相对于轧制 方向为90°方向上进行拉伸试验时的r值。

铁素体平均结晶粒径

用3%硝酸乙醇溶液对轧制方向截面的铁素体组织进行浸蚀，现出粒界， 利用光学显微镜以400倍进行拍摄。利用所得到的照片，根据JIS G0551的 钢-晶粒度的显微镜试验方法，通过切断法测定了铁素体平均结晶粒径。

为了进一步对制罐后的罐体特性进行评价，对上述钢板进行了二片罐成 形。具体而言，对上述钢板实施了作为表面处理的镀铬(铬酸处理)处理后，制 作了覆盖着有机涂膜的层压钢板。接着，冲压成圆形，然后实施深拉深加工、 减薄加工等，成形出与适用饮料罐的二片罐同样的罐体。

对通过以上操作而得到的罐体进行了外压强度的测定。方法如下。

将罐体设置在加压室的内部，加压室内部的加压通过经空气导入阀以 0.016MPa/s将加压空气导入加压室内来进行。加压室内部的压力的确认经由 压力表、压力传感器、放大其检测信号的放大器、进行检测信号的显示、数 据处理等的信号处理装置来进行。极限压曲压力、即外压强度设为伴随压曲 的压力变化点的压力。一般来说，外压强度只要相对于加热杀菌处理的压力 变化而具有0.14MPa以上即可。由此，将外压强度高于0.14MPa的表示为○， 将外压强度在0.14MPa以下的表示为×。

对于制罐后的钢板表面的粗糙表面而言，进行罐体部的表面粗糙度测定， 并调查了其最大高度Rmax。利用NaOH溶液将罐体的层压而成的薄膜剥离， 测定了加工度最高的罐体部钢板表面的粗糙度。可知在钢板表面最大高度 Rmax小于7.4μm时，钢板不损伤薄膜，耐腐蚀性得以保持。因此，在本发明 中，将最大高度Rmax小于7.4μm者评价为粗糙表面少(◎)，将最大高度Rmax 为7.4以上且小于9.5μm者评价为粗糙表面稍少(○)，将最大高度Rmax为 9.5μm以上者评价为粗糙表面多(×)。

将结果示于表3中。

由表3可知，对于本发明例而言，在钢板的1/4板厚的板面的 (111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均累积强度均为7.0以上，且E_AVE≥ 215GPa、E₀、E₄₅、E₉₀≥210GPa、-0.4≤Δr≤0.4、及铁素体平均结晶粒径为 6.0～10.0μm，外压强度高，成形性及表面性状优异。

另一方面，No5的比较例的冷轧率低于本发明的范围，Δr为本发明的上 限值以上。No6的比较例的退火温度高于本发明的范围，晶粒粗大化，产生 粗糙表面。No15的比较例的冷轧率高于本发明的范围，Δr为本发明的下限值 以下。No16的比较例由于是在再结晶温度以下进行退火，因此在局部观察到 未再结晶组织。No17的比较例的卷取温度高于本发明的范围，得不到卷取温 度低温化带来的细粒化效果，调压板的结晶粒径为本发明的上限值以上。No18 的比较例低于本发明的B，未充分发挥B的微细化效果，调压板的结晶粒径 为本发明的上限值以上。另外，No19的比较例高于本发明的C量，在钢板的 1/4板厚的板面的(111)[1-10]～(111)[-1-12]位向上的平均累积强度低于本发明 的范围，不能充分得到钢板的高杨氏模量化。No20的比较例高于本发明的 B/N，再结晶完成温度上升，在本发明范围内的退火中，观察到未再结晶组织。